用于生產稀土磁體的鑄造合金和生產鑄造合金與磁體的方法

專利名稱：用于生產稀土磁體的鑄造合金和生產鑄造合金與磁體的方法
技術領域：
本發明涉及用于生產含稀土元素的永磁體的鑄造合金，和涉及生產該鑄造合金的方法。本發明還涉及生產稀土磁體的方法。
稀土磁體的生產量隨著電子器件的小型化和性能提高而不斷地增加。特別是，NdFeB磁體的生產量不斷地增加，因為它在高性能和低材料成本方面優于SmCo磁體。同時，對性能進一步提高的NbFeB磁體的需求量正在增加。
在體現磁性能上起重要作用的NdFeB磁體的鐵磁相是R2T14B相。該相被看作是主相。在NdFeB磁體中還存在高濃度的非磁性相，它包括稀土元素，如Nd等。這些相被稱作R-稀土相，它還起著如下的重要作用。
(1)富R相具有低熔點，因此它在磁體生產工藝的燒結步驟中變成液相。所以富R相促使磁體的緻密化，由此提高磁化強度。
(2)富R相消除R2T14B相晶界的缺陷，該缺陷導致反向磁疇的成核點。這樣由于該成核點的減少而使矯頑力增加。
(3)由于富R相是非磁性的，所以該主相在磁性上是相互隔離的。這樣使矯頑力增加。
由上述的作用可知當富R相的分散不足以覆蓋主相的晶界時，在沒有被覆蓋的晶界上出現矯頑力的局部減小，從而磁體的矩形比受損。此外，由于燒結性受損，所以磁化強度和最大磁能積降低。
同時，由于R2Fe14B相，即鐵磁相的比例在高性能磁體中應增加，富R相的體積百分數不可避免地減小。但是，在許多情況下，這種試圖增加的R2Fe14B相百分數未必獲得高性能，因為富R相的局部不足沒有解決。所以在如何提供防止由于富R相不足而使性能降低的方法方面已經公布了許多研究。它們可大致分成兩組。
一組建議分別由單獨的合金供給主相R2Fe14B和富R相。該建議一般稱作二合金混合法。通過使用二種合金的二合金混合法可生產具有特定成分的合金磁體，該成分是可在一個寬的范圍內選擇的。特別地，該合金中的一種，即提供富R相的合金，可選自多種成分，并可通過各種方法生產。由此，一些有意義的結果已經公開。
例如，在燒結溫度下變成液相的一種非晶合金可用作提供晶界相(下文稱作“晶界相合金”)的一種合金。在這種情況下，由于該非晶合金處于非平衡態，所以將該合金的Fe含量調到比原來的富R相成分更高的水平。當要通過使用此非晶晶界相合金生產磁體時，可使該晶界相合金的混合比高到與該非晶界相合金的高Fe含量相當。結果，當在燒結步驟形成此富R相時，它們被很好地分散，從而使磁性能成功地提高。此外，此非晶合金可有效地抑制粉末氧化(E.Otsuki，T.Otsuka and T.Imai，11th International Workshopon Rare Earth Magnet and Their Application Vol.1，P328(1990))。
根據另一個報告，一種高Co合金被用作晶界相合金，從而成功地防止了粉末氧化(M.Honshima and K.Ohashi，Journal of MaterialsEngineering and Performancl，Vol.3(2)，April 1994，p218-222)。
另一組建議最終的成分合金將鑄成帶狀鑄件。這種方法可獲得比通過普通的金屬模鑄法更高的冷卻速度，所以能使富R相在所產生的合金組織中很好地分散。由于此富R相在此鑄造合金中很好地分散，所以擠碎和燒結后其分散也是極好的，從而成功地改進了磁性能(Japanese Unexamined PatentPublicationsNos.5-222，488 and 5-295，490)。
除上述情況之外，由于R2T14B相在高性能磁體中的體積百分數高，因此，其成分變得更近于化學計算的R2T14B成分。α-Fe易于在包晶反應下形成。粉末中的α-Fe招致磁體生產中的壓碎效率的下降。如果燒結后α-Fe在磁體中保留，則磁體性能下降。所以，如果鋼錠是通過普通金屬模鑄法生產的，α-Fe必須通過長時間的鋼錠均熱處理來減少。帶鑄法優于金屬模鑄法，是因為通過提高凝固速度和由此將合金超冷到包晶反應溫度下抑制了α-Fe的析出。
該二合金混合法和帶鑄法可結合，以使將主相合金和帶有低R含量的合金帶鑄。甚至在這種情況下，盡管R含量如此之低，以致形成α-Fe，但帶鑄的作用，即抑制α-Fe形成和壓碎效率的增加被體現出來了。
當在二合金混合法中使用具有相當低R含量的合金時，主相合金中的R含量相當高。即使用普通金屬模鑄法鑄造此主相合金，α-Fe的形成量被認為是小的。當通過帶鑄法鑄造這種主相合金時，由于α-Fe的形成被徹底抑制，所以可獲得極好的壓碎性和好的晶粒分散。帶鑄法結合二合金混合法還改進富R相的分散(Japanese Unexamined Patent Publication No.7-45，413)。
如上所述，二合金混合法，帶鑄法和二合金混合與帶鑄法結合可在燒結后獲得好的富R相的分散，并因此改進磁性能。但是，沒有獲得合乎要求水平的磁性能。所以，本發明的目的是以穩定地獲得高的磁性能，特別是獲得高剩磁化(Br)的方式來進一步改進現有技術的方法。
根據本發明的目的，提供了用于生產稀土磁體的鑄造合金(下文稱作“本發明鑄造合金”)，該合金含27-34％(重量)的至少一種包括Y的稀土元素(R)，0.7-1.4％(重量)的B，余量基本上是Fe和有時含有的任何其它過渡元素，其包含R2T14B相，富R相和任選地至少一種除R2T14B相和富R相之外的三元相，其特征在于所說的R2T14B相和所說的至少一種三元相的體積百分數(V)大于138-1.6r(但須r是R含量)，R2T14B相的平均晶粒尺寸為10-100μm，并且相鄰的富R相之間的平均間距為3-15μm。
按照本發明實施方案的鑄造合金包括(1)有發明性的鑄造合金，它含28-33％(重量)的包括Y的至少一種稀土元素(R)，0.95-1.1％(重量)的B，余量基本上是Fe，偶然地有任何其它過渡元素，其特征在于所述R2T14B相的體積百分數(V′)范圍為138-1.6r＜V′＜95，R2T14B相的平均晶粒尺寸為10-50μm，并且鄰近富R相之間的平均間距為3-10μm。
(2)符合(1)的鑄造合金，它含30-32％(重量)包括Y的至少一種稀土元素(R)，0.95-1.05％(重量)的B，余量基本上是Fe，偶然地有任何其它過渡元素，其特征在于所述R2T14B相的體積百分數(V′)范圍為138-1.6r＜V′＜95，R2T14B相的平均粒晶尺寸為15-35μm，并且相鄰富R相之間的平均間距為3-8μm。
(3)有發明性的鑄造合金，它含27-30％(重量)的包括Y的至少一種稀土元素(R)，0.95-1.4％(重量)的B，余量基本上是Fe，偶然含任何其它過渡元素，其特征在于所述R2T14B相的體積百分數(V′)大于91，R2T14B相的平均晶粒尺寸為15-100μm，且相鄰的富R相之間的平均間距為3-15μm。
(4)符合(3)的鑄造合金，它含28-29.5％(重量)的包括Y的至少一種稀土元素(R)，1.1-1.3％(重量)的B，余量基本上是Fe，偶然含有的任何其它過渡元素，其特征在于所述R2T14B相的百分數(V′)大于93，R2T14B相的平均晶粒尺寸為20-50μm，且相鄰富R相之間的平均間距為5-12μm。
按照本發明，提供一種生產鑄造合金的方法，其特征在于將具有上述的成分的，一種熔體送到轉動的鑄輥上，并在從熔點到1000℃范圍的溫度中以每秒300℃或更大的冷卻速度，更好以每秒500℃或更大的冷卻速度冷卻，然后進一步在800-600℃溫度范圍中以1℃/秒或更小的冷卻速度，更好以0.75℃/秒或更小的冷卻速度冷卻。
還提供一種生產磁體的方法，其特征在于將該有發明性的鑄造合金或符合上述(1)或(2)項的鑄造合金破碎并磨成粉末，在磁場下將此粉末壓制，然后燒結；以及生產磁體的方法，其特征在于將該有發明性的鑄造合金或符合(3)或(4)項的鑄造合金破碎并磨成第一粉末，將第一粉末和含Fe和稀土元素的量大于第一粉末的第二粉末混合在一起，在磁場下將此粉末混合物壓制并燒結。
本發明人考慮到了R-T-B合金的組織和磁性能之間的關系，從而實現了本發明。由本發明人發現的事實屬于在該磁體合金的帶鑄法中，通過以降低富R相體積百分數的方式控制冷卻條件來提高剩磁化；此外，通過鑄造后的熱處理減少富R相的體積百分數。當處理該鑄造材料以提供磁體并進行磁性能評價時，體現出剩磁化的提高。
在二合金混合法中也要體現出上述事實，按該法，主相合金是帶鑄的。
按照對上述富R的說明，它們存在于R-T-B磁體合金的晶界，該R-T-B磁體合金可以是帶鑄材料或不是帶鑄材料，并且為了均勻和精細地分散富R相，它們之間的間距應減小，即，主相晶體的晶粒尺寸應減小。與此相反，按照本發明人的發現，該富R相和主相的晶界不必相互一致，并通過提高該鑄造合金的晶粒尺寸，減小相鄰富R相之間的間距可獲得改進的磁性能，而這樣的組織可通過在鑄造過程中控制鋼錠的冷卻條件來形成。
符合本發明的鑄造合金含有作為基本元素的R(至少一種包括Y的稀土元素)，T(過渡元素，但Fe是基本的)和B，并具有低的富R的體積百分數，相鄰富R相之間的最佳間距(下文稱作“富R相間的間距”)和被控制的R2Fe14B相的晶粒尺寸。通過使用該鑄造合金生產的磁體具有高的剩磁化(Br)。
一種符合本發明的生產鑄造合金的方法-該合金含作為基本元素的R(至少一種包括Y的稀土元素)，T(過渡元素，但Fe是基本的)和B-控制了凝固條件和鑄造后的冷卻速度或熱處理，其方式是這樣的減小富R相的體積百分數，使富R相相互間距最佳化，并控制R2Fe14B相的晶粒尺寸。
在敘述本發明之前先敘述原來的主相合金。該合金與化學計算的R2Fe14B成分相比稍具富R相，并經受凝固和如對于三元Nd-Fe-B磁體的例子所述的熱處理中的組織變化。
在使用金屬模的常規凝固中，在中心附近，即錠的厚度的一半處的冷卻速度特別慢。初生α-Fe晶體首先形成，而且共存的二相，即液相和初生α-Fe晶體共存在鋼錠的中心獲得。然后Nd2Fe14B相在1155℃的包晶反應下以該液相和初生α-Fe晶體形成。由于此包晶反應速度慢，所以未反應的初生α-Fe晶體留在Nd2Fe14B中。隨著后來溫度的下降，Nd2Fe14B相進一步以液相形成，該液相的體積百分數相應降低，液相的成分向富Nd側移動。最終，在665℃在三元共晶反應中此液相凝固從而形成Nd2Fe14B、富Nd和富B三個相。
現在，在帶鑄法的情況下，如上所述，由于凝固速度如此高，以致將此合金熔體超冷到包晶反應溫度之下，初生α-Fe晶體的形成被抑制，且Nd2Fe14B相可直接以該液相形成。后續的冷卻也如此之快，以致在Nd2Fe14B相完全形成之前凝固完成。Nd2Fe14B相的體積百分數比從平衡圖所預測到的小。此外，在高冷卻速度下形成的富Nd相的Nb濃度比由平衡相圖所預測到的Nd濃度低。由于Nd2Fe14B相的體積百分數低，所以富Nd相的體積百分數高。
盡管在上述兩段中的敘述涉及到三元Nd-Fe-B的一個例子，但它們可擴展到一般的R-T-B，即對于在反應溫度等的微小變化而言只出現相似的變化。
現在詳細地敘述本發明。
(1)主相和三元相的體積百分數主相，即R2Fe14B相和三元相的體積百分數(V)大于138-1.6r(“r”是R的含量，以重量％為單位)。
如上所述按普通的帶鑄法，該富R相的體積百分數比由平衡圖所預測到的大，而R2Fe14B相的體積比例比電平衡圖所預測到的小。按照本發明的組織特征是抑制了初生α-Fe晶體的形成，富R相的體積百分數低，主相的體積百分數高且富R相很好地分散。該組織特征在帶鑄中通過優化冷卻條件而獲得的。
本發明人不僅注意到上述(1)、(2)和(3)的作用，而且還注意鑄造合金的富R相的另外的作用。這就是說，富R相的體積百分數以這樣的方式對磁體的剩磁化產生影響即只要該百分數足以維持燒結性能在該富R相低的體積百分數時剩磁化變高了。
與R含量的降低一致，富R相的體積百分數降低，而主相的體積百分數(V)增加。主相和影響本發明的三元相的體積百分數(V)依賴于“r”，它是稀土元素的重量％并大于138-1.6r。當“r”相應地高達約30％(重量)或更高時，主相的體積百分數(V′)最好大于138-1.6r而小于95％。
按照本發明的實施方案，本發明鑄造合金可用于二合金混合法。在該實施方案中，將本發明鑄造合金和另一種的含Fe和稀土元素，其含量基本上大于該鑄造合金的稀土元素的合金混合在一起，以提供一個磁體的成分。在該實施方案中，主相合金的稀土元素的含量通常低到30％(重量)或更低。在這種情況下，體積百分數(V′)較好是大于91％(V′＞91)，更好是大于93％(V′＞93)。要注意，所述的另一種合金是組織上與本發明合金有很大不同的晶界相合金。所以，上述的體積百分數完全不適于該晶界相合金。
按照日本未審專利公開No.7-176414，當主相合金的富R相減少時，燒結性能容易減弱，因此剩磁化降低。但是，本發明人發現，有這樣一個富R相的范圍在其中盡管燒結性能在該相中降低，但是剩磁化卻隨著在富R相降低而提高。
(2)R2T14B相的平均晶粒尺寸
R2T14B相的平均晶粒尺寸的特征在于短軸方向測量值為10-100μm。當在該鑄造合金中主相的平均晶粒尺寸為10μm或更小時及當該鑄造合金被細磨成顆粒直徑范圍為3-5μm，以便在磁場下壓制時，其中存在晶粒界的粉末顆粒的比例在整個粉末中變高。所以，在單個顆粒中存在有具有不同取向的二個或多個主相，由此降低了磁體的這種取向和剩磁化。所以，R2Fe14B相的平均晶粒尺寸大是合宜的。但是，大于100μm時，由于帶鑄的高速冷卻作用被如此地減弱，以致招致α-Fe析出的缺點。當r相應地高達約30％(重量)或更高時，該R2Fe14B的平均晶粒尺寸較好為10-50μm，更好為15-35μm。另一方面，當該有發明性的鑄造合金在二合金混合法中被用作主相合金并具有相對低的“r”量時，該R2Fe14B的平均晶粒尺寸最好為20-50μm。
通過用金剛砂紙將合金拋光，然后用氧化鋁、金剛石等拋光輪拋光，用磁克耳效應顯微照相觀察磨輪拋光的表面則很容易測定該主相的每個晶粒。通過磁克耳效應顯微照片，入射偏振光從該鐵磁體的表面被反射，然后根據磁化方向使偏振面旋轉。從各個晶粒反射的光的偏振面上的差別可以亮度上的差別來判別。
(3)富R相的相互間距富R相的相互間距的特征為3-15μm。當該鑄造合金中富R相的相互間距為15μm或更大時，并當該鑄造合金為被細磨成直徑范圍3-5μm的顆粒以便在磁場下壓制時，其中存有富R相的顆粒在整個粉末中的比例變低。當使該粉末經受磁體生產過程時，則招致下面的缺陷。在磁場下壓制時，在未燒結壓坯中富R相的分散差。該未燒結壓坯的燒結性能差。由于富R相的偏析，該磁化的燒結產品局部具有低的矯頑力。結果矩形比低。
另一方面，當富R相的相互間距為3μm或更小時，凝固速度太高，在該凝固速度下形成如此之窄的富R相相互間距。在這樣高凝固速度下，主相的晶粒尺寸不利地變細。當“r”相應地高達約30％(重量)或更大時，富R相的相互間距較好為3-10μm，更好為3-8μm。另一方面，當本發明的鑄造合金被用作二合金混合法的主相合金并具有相對低的“r”含量時，該富R相的相互間距最好為5-12μm。
可通過用金剛砂紙將合金拋光，然后用氧化鋁、金剛石等經拋光輪拋光，以便用掃描型電子顯微鏡(SEM)觀察磨輪拋光表面來觀察背散射電子圖象測定該富R相。由于該富R相比主相具有更大的原子數，所以來自此富R相的背散射電子圖象比來自主相的更亮。通過下面的觀察和計算法可獲得此富R相的相互間距。例如，觀察帶材的橫截面。在這樣觀察中，在一半厚度處劃一條平行于帶材中心軸的線，計算貫穿該線的富R相的數，再將線段的長度除以計算出的數。
(4)生產方法該生產方法之一的特征在于帶鑄法。特別是，在從熔點到1000℃溫度范圍內的平均冷卻速度被定為300℃/秒或更大，更好為500℃/秒或更大，而從800℃至600℃的冷卻速度被定為1℃/秒或更小，更好為0.75℃/秒或更小。
通過帶鑄就可能以無α-Fe的薄帶形式生產該合金。最近，該帶鑄裝置已被改進以提高生產率。
在降到包晶溫度附近高溫區中的凝固速度和冷卻速度對晶粒尺寸和α-Fe的形成產生影響。為獲得大晶粒尺寸慢冷卻速度是可取的，而對于防止α-Fe形成而言，快冷卻速度更好。富R相的相互間距取決于在高溫區中的冷卻速度，也取決于在接近共晶溫度的低溫區中的冷卻速度。例如，當該冷卻速度較高時，富R相的相互間距變小，而富R相的分散變細。所以，有一種獲得最佳的組織的最佳的冷卻條件。
由于持續的研究結果得知，即，由熔點到1000℃的平均冷卻速度應為300℃/秒或更大。在小于300℃/秒的冷卻速度下，形成α-Fe，該富R相的相互間距寬，而且組織不細。
在與鑄輥分離以前，對帶材冷卻速度的最大影響因素之一是該帶材的厚度。帶材的厚度應為0.15-0.60mm，更好為0.20-0.45mm，以便在從熔點到1000℃的溫度范圍內獲得達到300℃/秒或更大的平均冷卻速度，并形成晶粒尺寸和富R相的相互間距最佳的組織。當帶材的厚度小于0.15mm時，其凝固速度如此高以致晶粒尺寸小于該較好的范圍。雖然精確測量此冷卻速度是困難的，但用下面簡單的方法可獲得此冷卻速度。剛與鑄輥分離之后的帶材的溫度很容易測量，其范圍約為700-800℃。將該溫度下降值除以自將熔體供到鑄輥上，經過帶材分離直到溫度測量的時間，然后可獲得在這個溫度范圍中的平均冷卻速度。用這種方法可獲得從熔點到800℃溫度范圍內的平均冷卻速度。在包括本發明工藝的原來的凝固和冷卻工藝中，在更高的溫度范圍內該冷卻速度更高。所以，如果由上述方法獲得的從熔點到800℃的平均冷卻速度確定為300℃/秒或更大，就可以說，從熔點到1000℃的冷卻速度也為300℃/秒或更大。雖然確定該冷卻速度的精確上限是困難的，但約104℃/秒或更小的冷卻速度是似乎是較好的。
由于帶鑄法中的該冷卻速度高達數百至數千℃/秒，因此在所獲得的帶材中的富R相的體積百分數比由平衡相圖所預測到的高。所以這樣的組織被認可，并作為較好的組織而被接受。但是，在本發明中，富R相的體積比低，因為在800-600℃的溫度范圍內的冷卻速度為1℃/秒或更小。這種相對低的冷卻速度促使R2T14B相以長時間保持在800-600℃溫度范圍的熔體形成。當在800-600℃的溫度范圍內的此冷卻速度超過10℃/秒時，凝固完成，而R2T14B相與液體的富R相的分離是不完全的。所以，該富R相過量地留下，因而本發明目的未達到。
此外，上述冷卻速度控制具有提供合適寬的富R相之間的間距的作用。
按照本發明，該帶材由鑄輥落下時的溫度被定為700℃或更高，接著進行合適的保溫步驟，借此在600-800℃范圍內使冷卻速度能夠控制。
達到與已述的方法同樣效果的其它的生產方法的特征在于帶鑄法和熱處理，按該法將鑄成的和冷卻過的帶鋼在600-800℃熱處理。該熱處理溫度低于以減少α-Fe為目的的均勻化熱處理的溫度。由于鑄造帶很薄，至少10分鐘的熱處理時間一般是令人滿意的。大于3小時的熱處理時間是不必要的。所以，按照本發明，該熱處理時間小于均勻化處理的時間。該熱處理氣氛必須是真空或惰性氣體，以防止帶材氧化。該熱處理后最好慢慢冷卻到約600℃。所以從投資和成本來看，實施本發明熱處理的裝置優于均勻化處理裝置。
順便說一下，最近公開的有關帶鑄材料的一些發明已被參閱。
按照在日本未審專利公開No.8-269，643中公開的發明，也是通過規定了冷卻速度而獲得合乎要求的組織。借助鑄輥以2×103-7×103℃/秒的速度將熔體經第一次冷卻。冷卻到700-1000℃的帶材溫度后鑄造的帶材與鑄輥分離，該鑄造的帶材經第二次冷卻，冷卻速度為50-2×103℃/秒，向下冷卻到或低于固相線溫度。這樣形成的組織是具有平均短軸直徑3-15μm的R2T14B相；富R相間的尺寸為5μm或更小；且R2T14B相和富R相很細地分散。所以，可保持高的取向度，研磨過的粉末不含易氧化的極細小的顆粒。結果，可以成功地提高磁性能。
現在再來看本發明，也按被分成高溫和低溫區域控制鑄造期間的冷卻速度，從而形成合乎要求的組織，并由此提高磁性能。但是，通過本發明提供的合金組織在下面幾點不同于日本未審專利公開No.8-269，643R2T14B相的平均晶粒尺寸在前者中為10-100/μm，而在后者中為3-15μm；富R相的相互間距在前者中為3-15μm，而在后者中完全沒有規定，后者僅公開了富R相的尺寸。關于部分覆蓋本發明的低溫范圍的第二次冷卻，日本未審專利公開No.8-269，643公開了當該冷卻速度慢時，出現晶粒長大，它招致燒結磁體iHc下降。在日本未審專利公開No.8-269643中的優選的第二冷卻速度為50-2×103℃/分。出于生產率，而不是出于磁性的角度來看，這是優選的最高的冷卻速度。與此相反，本發明在高和低溫區域對冷卻速度的控制獲得大的R2T14B相的晶粒尺寸，窄的富R相的相互間距，和小的富R相體積百分數。例如，在800-600℃的低溫區域中的冷卻速度慢到1℃/秒或更低，所以比日本未審專利公開No.8-269643的最高二次冷卻速度，即2×10℃/分(33.3℃/秒)顯著地小。該公開完全沒有公開鑄造后熱處理的效果。
按照日本未審專利公開No.8-264，363中公開的發明，將通過帶鑄法而獲得的薄帶鑄造合金在800-1100℃熱處理，以消除表面硬化層并促進合金粉碎和在接著的吸氫步驟中精制粉末。在日本未審專利公開No.8-264363中未限定該合金組織。優選的熱處理范圍不同于本發明600-800℃的范圍。
由于下面的理由，富R相的體積百分數和分散狀況對磁體的剩磁化產生了影響。當該富R相的體積比高時，它們處于不平衡狀態。當粗磨的合金經受通常用于磁體的生產中的氫爆裂過程時，此富R相優先吸氫并脆化。所以裂紋優先產生于富R相中并沿富R相擴展。所以富R相的體積百分數和分散狀態對細磨的粉末形狀及其顆粒尺寸的分布產生影響。這證明當富R相的相互間距約為3μm或更小時，粉末形狀趨于有棱角。可以推定，在磁場下壓坯時，細磨粉末的取向度受其尺寸與顆粒尺寸分散影響。


圖1是展示實施例1中所生產的合金的晶粒尺寸的磁克耳效應顯微照像的照片(放大200倍)。
圖2是展示實施例1中所生產的合金的富R相分散的反射電子顯微鏡照片(放大200倍)。
圖3是展示比較例1中所生產的合金的富R相的分散的反射電子顯微鏡照片(放大200倍)。
圖4是展示比較例2中所生產的合金的晶粒尺寸的磁克耳效應顯微照像的照片(放大200倍)。
下面通過參考實施例和比較例說明本發明。實施例1Fe-Nd合金、金屬鏑(Dy)、Fe-B、Co、Al、Cu和Fe用來提供一種合金成分，該成分由30.7％(重量)的Nd，1.00％(重量)的B，2.00％(重量)的Co，0.30％(重量)的Al，0.10％(重量)的Cu，和余量的Fe組成。將該原料在高頻真空感應爐的氧化鋁坩堝中，在氬氣氣氛下熔煉。通過帶鑄法形成約0.33mm厚的帶。將從鑄輥上分離下的高溫帶在高絕熱材料制的箱中保溫1小時。然后將該帶裝入具有水冷結構的箱中，以便將該帶急冷到室溫。該帶在此絕熱箱中的溫度變化通過該箱中設置的熱電偶測量。結果是，當該帶下降到此絕熱箱中時，其溫度為710℃，然后經過8分鐘直到溫度達到600℃。由于從800到710℃的冷卻需要的時間很短，所以從800到600℃的平均冷卻速度假定為0.56℃/秒，而實際上小于這個值。從熔點到1000℃的冷卻速度由直到該帶降到絕熱箱中所經過的時間計算，它大于400℃/秒。同時，該帶在鑄輥上的溫度通過輻射溫度計測量。這顯示從熔點到1000℃時的冷卻速度大于1000℃/秒。
通過磁克耳效應顯微照片觀察所得帶的橫截面。這表明主相，即R2T14B相的平均晶粒尺寸約為28μm。還觀察了掃描型電子顯微鏡的背散射圖象。該觀察揭示了該主相晶界和在此主相晶粒內存有富R相。富R相的形狀是條狀或部分粒狀。富R相的相互間距為約5μm。還存在在微量的稀土元素貧化相，它好象是富B相。使用圖象處理儀測量主相，即R2Fe14B相的體積百分數(V′)，并顯現為91％。該主相和三元相的體積百數(V)為92％。
在室溫下氫被吸收在所得的合金中，然后在600℃從該合金中放出。通過Brown磨機粗磨所得的粉末，以獲得顆粒度0.5mm或更小的研磨過的合金粉末。然后通過噴射粉碎機將此所得的磨碎的粉末細磨，以獲得平均顆粒直徑為3.5μm的磁體粉末。在15KOe的磁場下，和1.5噸/cm2的壓力下將所得的粉末壓坯。將所得的未燒結的壓坯在1050℃燒結4小時。然后以850℃、1小時和520℃、1小時進行二步熱處理。生產的磁體的磁性能示于表1。比較例1將與實施例1中相同的組分用與實施例1中相同的帶鑄法鑄成帶，從而生產了0.3mm的厚的合金帶。將從鑄輥上分離的高溫合金帶直接裝入具有水冷結構的箱中，以使此合金帶急冷到室溫。通過安置在箱中的熱電偶測量箱中的合金帶的溫度變化。當將該帶降到此箱中時，其溫度為710℃。然后經過15秒直到溫度達到600℃。由于從800℃至710℃的冷卻需要的時間比直到該帶降到箱中經過的時間短，而且最長約為2秒。將該時間加在15秒上以計算從800℃至600℃的平均冷卻速度。它假定是12℃/秒，并且實際上大于這個值。同時，從熔點到800℃的冷卻速度與實施例1中的的相同。
通過磁克耳效應顯微照片觀察所得帶的橫截面。它顯示出主相，即R2Fe14B相的平均晶粒尺寸約28μm。還觀察了掃描型電子顯微鏡的背散射電子圖象。這種觀察揭示了沿主相晶界和在主相晶粒中存有富R相。該富R相的形狀為條狀或部分粒狀。富R相的相互間距為約2μm。使用圖象處理儀測量主相，即R2Fe14B相的體積百分數，它顯示為87％。主相和三元相的體積百分數(V)也為87％。
使用按上述實施例1相同的方法生產的合金生產燒結磁體。該磁體的磁性能示于表1。實施例2
通過與實施例1中的相同的帶鑄法帶鑄造與實施例1中的相同的組分，從而生0.33mm厚的帶。將從鑄輥上分離的高溫帶降到與實施例1中相同的高絕熱材料制的箱中。在箱中以這種方式伸展該帶使整個下表面被置于箱底。在箱中將該帶保持1小時，同時保持伸展的形態。然后將該帶置入具有水冷結構的箱中，以使該帶急冷到室溫。在此絕熱箱中的該帶的溫度變化由設置在箱中的熱電偶測量。當該帶降到此絕熱箱中時，其溫度為710℃。然后經過4分鐘直到溫度達到600℃。800-600℃的平均冷卻速度為0.80℃/或更低。從熔點到800℃的冷卻速度與實施例1中的相同。
通過磁克耳效應顯微照片觀察所得帶的橫截面。觀察表明主相，即R2T14B相的平均晶粒直徑約為28μm。還觀察了掃描型電鏡的背散射電子圖象。該觀察展示沿主相晶界和在主相晶粒中存有富R相。該富R相的形狀為條狀或部分為顆粒狀。富R相的相互間距約為4μm。主相，即R2Fe14B相的體積百分數(V′)用圖象處理儀測量，并顯示為90％。主相和三元相的體積百分數為91％。
使用以實施例1中的相同的方法生產的上述合金生產燒結磁體。該磁體的磁性能示于表1。比較例2通過與實施例1中的相同的將法帶鑄與實施例1中的相同的成分鑄成帶，從而生產了用作主相合金的合金帶。但是，帶的厚度約0.13mm，因為熔體供給速度被降低和鑄輥的圓周速度與實施例1中鑄造相比提高二倍。
將從鑄輥分離下的高溫帶在與實施例1中一樣的絕熱材料制的箱中保持1小時。然后將該帶置入具有水冷結構的箱中，以使該帶急冷到室溫。該帶在此絕熱箱中的溫度變化通過設置在箱中的熱電偶測量。當該帶下降到絕熱箱中時，其溫度為630℃，然后經3分鐘直到溫度達到600℃。所以，800-600℃的平均冷卻速度為1.1℃/秒或更小。從熔點到800℃的冷卻速度為500℃/秒或更大。
所得帶的橫截面通過磁克耳效應顯微照片觀察。觀察表明主相，即R2Fe14B相的平均晶粒尺寸約為9μm。還觀察掃描型電子顯微鏡的背散射電子圖象。該觀察展現出沿主相晶界和在此主相晶粒中存有富R相。該富R相的形態是帶狀或部分是粒狀。此富R相的相互間距為約4μm。主相，即R2Fe14B相的體積百分數(V′)用圖象處理儀測量，顯示為90％。主相和三元相的體積百分數(V)為91％。對比例3將與實施例1中的相同的成分燒鑄到具有水冷結構的鐵模中，從而形成25mm厚的錠。使用磁克耳效應顯微照片測量該錠的橫截面組織。主相，即R2Fe14B相的平均晶粒尺寸約為150μm。但是，當觀察掃描型電子顯微鏡背散射電子圖象時，在整個錠中存在大量α-Fe。所以，該錠不適合生產磁體。實施例3將于比較例1中生產的合金帶在氬氣氣氛中在700℃熱處理2小時，接著用氣急冷到室溫。
通過磁克耳效應顯微照片觀察此經熱處理的帶的橫截面。觀察表明主相，即R2Fe14B相的平均晶粒尺寸約為28μm。還觀察掃描型電子顯微鏡背散射電子圖象。該觀察示出沿主相晶界和在該主相晶粒內存有富R相。該富R相的形態是條狀或部分是粒狀。該富R相的相互間距約6μm。還存在少量的好象是富B相的微量的稀土元素貧化相。主相，即R2Fe14B相的體積百分數(V′)使用圖象處理儀測量，顯示為92％。主相和三元相的體積百分數(V)為93％。比較例4將于比較例1中生產的合金帶在950℃在氬氣氣氛下熱處理2小時，接著用氣急冷到室溫。
通過磁克耳效應顯微照片觀察該經熱處理的帶的橫截面。觀察表明主相，即R2Fe14B相的平均晶粒尺寸約為28μm。還觀察了掃描型電子顯微鏡背散射電子圖象。該觀察展現出沿主相晶界和在該主相晶粒內存有富R相。該富R相的形態是帶狀或部分是粒狀。此富R相的相互間距約為17μm。還存在微量的，好象是富B相的稀土元素貧化相。主相，即R2Fe14B相的體積百分數(V′)使用圖象處理儀測量，展示為88％。主相和三元相的體積百分數(V)為90％。
使用該經熱處理合金，用與實施例1相同的方法來生產燒結磁體。該燒結磁體的磁性能示于表1。實施例4除Nd和Dy含量分別為30.8％(重量)和1.2％(重量)外，該合金成分與實施例1中的相同。通過與實施例1中的相同的方法將該合金成分鑄成帶，從而形成約0.33mm厚的合金帶。通過與實施例1中的相同方法生產燒結磁體。該燒結磁體的冷卻速度、合金組織和性能一起示于表1。實施例5在該實施例中實行二合金混合法。將由28.0％(重量)的Nd，1.09％(重量)的B，0.3％(重量)的Al和，余量的Fe所組成的主相合金用與實施例1中的相同方法鑄成帶，從而生產約0.35mm厚的帶材。冷卻速度和合金組織示于表1。
同時，將Fe-Nd合金、金屬鏑(Dy)、Fe-B、Co、Al、Cu和Fe混合，以提供一種由38.0％(重量)的Nd，10.0％(重量)的Dy，0.5％(重量)的B，20％(重量)的Co，0.67％(重量)的Cu，0.3％(重量)的Al和余量的Fe所組成的晶界相合金成分。將該合金成分用高頻感應真空爐中的氧化鋁坩堝在氬氣氣氛下熔煉。通過離心鑄造法生產約10mm厚的錠。
接著，將85％(重量)的該主相合金和15％(重量)的該晶界合金混合，然后在室溫經受吸氫，接著在600℃下放氫。將所得的粉末混合物用Brown磨機粗磨，以獲得顆粒尺寸為0.5mm或更小的合金粉末。然后將該粉末用噴射磨機細磨，結果獲得平均顆粒尺寸為3.5μm的磁體粉末。將所得的細粉在15KOe的磁場下和1.5噸/cm2的壓力下壓坯。將所得的未燒結的壓坯在1050℃于真空下燒結4小時。將燒結的壓坯經受850℃、1小時的第一階段熱處理和520℃，1小時的第二階段熱處理。如上所生產的磁體的磁性能示于表1。比較例5將具有與實施例5中的相同成分的主相合金用與實施例5中的相同方法鑄成帶，從而形成約0.35mm厚的帶。但是，在該帶鑄方法中，將與鑄輥分離的帶直接置入具有水冷結構的箱中。以便將該帶急冷到室溫。該帶的冷卻速度和合金組織示于表1。
使用在該比較例1中生產的主相合金和在實施例5中生產的晶界相合金以與實施例5相同的方法生產燒結磁體。該燒結磁體的磁性能被示于表1。實施例6將在比較例5中生產的主相合金帶在700℃、在氬氣氣氛下熱處理2小時，接著用氣急冷到室溫。該合金的組織被示于表1。
使用在該實施例中生產的主相合金和在實施例5中生產的晶界相合金以與實施例5中的相同的方法生產燒結磁體。該燒結磁體的磁性能被示于表1。
如上所述，具有量為40MGOe或更大的最大磁能積(BH)max的強永磁體可很容易地獲得。
表1R含量平均冷卻速度 組織磁性能r 熔點熔點800 主相平均 富R相的(重量％) -1000℃ -800℃ -600℃V V′ 晶粒尺寸 相互間距BriHC (BH)MAX注(℃/秒) (℃/秒) (℃/秒) (％)(％) (μm)(μm) (KG) (KOe) (MGOe)實施例1 30.7＞1000 ＞400 ＜0.56 92 9128513.6 12.044.3實施例2 30.7未測＞400 ＜0.80 91 9028413.5 12.243.6實施例3 30.7700℃ 2小時 93 9228613.6 11.844.5(比較例1加熱處理)實施例4 32.0未測＞400 ＜0.69 90 8925513.0 15.540.2實施例5 28.0未測＞400 ＜0.33 95 9435813.1 14.340.8 二合金混合實施例6 28.0未測＞400 ＜0.33 96 953510 13.2 14.041.0 二合金混合比較例1 30.7未測＞400 ＞12 87 8728213.2 12.241.9比較例2 30.7未測＞500 ＜1.1 91 909 413.3 12.142.2比較例3 30.7金屬模* * 150 30 - - - 存在Fe鑄造比較例4 30.7950℃ 2小時 90 882817 13.3 10.941.9(比較例1加熱處理)比較例5 28.0未測＞400 12 87 8735312.6 14.438.0 二合金混合V主相和三元相的體積百分數V′主相r與富R相的體積比在實施例5、6和比較例5中，R含量、冷卻速度和組織是主相合金的。
權利要求
1.一種用于生產稀土磁體的鑄造合金，它含27-34％(重量)的至少一種包括Y的稀土元素(R)，0.7-1.4％(重量)的B，余量基本上為Fe和有時含有的任何的其它過渡元素，并包括R2T14B相，富R相和任意的至少一種除R2T14B相和富R相外的三元相，其特征在于所述R2T14B相和所述至少一種三元相的體積百分數(V)大于138-1.6r(條件是r是R含量)，R2T14B相的平均晶粒尺寸為10-100μm，而相鄰的富R相之間的平均間距為3-15μm。
2.權利要求1的用于生產稀土磁體的鑄造合金，它含28-33％(重量)的至少一種包括Y的稀土元素(R)，0.95-1.1％(重量)的B，余量基本上是Fe和有時含有的任何其它的過渡元素，其特征在于所述R2T14B相的體積百分數(V′)范圍為138-1.6r＜V′＜95，R2T14B相的平均晶粒尺寸為10-50μm，而相鄰的富R相之間的平均間距為3-10μm。
3.權利要求2的用于生產稀土磁體的鑄造合金，它含30-32％(重量)的至少一種包括Y的稀土元素(R)，0.95-1.05％(重量)的B，余量基本上為Fe和有時含有的任何其它的過渡元素，其特征在于所述R2T14B相的體積百分數(V′)范圍為138-1.6r＜V′＜95，R2T14B相的平均晶粒尺寸為15-35μm，而相鄰的富R相之間的平均間距為3-8μm。
4.權利要求1的用于生產稀土磁體的鑄造合金，它含27-30％(重量)的至少一種包括Y的稀土元素(R)，0.95-1.4％(重量)的B，余量基本上為Fe和有時含有的任何其它的過渡元素，其特征在于所述R2T14B相的體積百分數(V′)大于91，該R2T14B相的平均晶粒尺寸為15-100μm，而相鄰的富R相之間的平均間距為3-15μm。
5.權利要求4的用于生產稀土磁體的鑄造合金，它含28-29.5％(重量)的至少一種包括Y的稀土元素(R)，1.1-1.3％(重量)的B，余量基本上為Fe和有時含有的任何其它過渡元素，其特征在于所述R2T14B相的體積百分數(V′)大于93，該R2T14B相的平均晶粒尺寸為20-50μm，而相鄰的富R相之間的平均間距為5-12μm。
6.一種生產權利要求1-5中任一項的鑄造合金的方法，其特征在于將具有符合權利要求1-5中任一項的成分的熔體供到旋轉的鑄輥上，然后在從熔點至1000℃的溫度范圍以300℃/秒或更大的冷卻速度冷卻，進而在800-600℃的溫度范圍內以1℃/秒或更小的冷卻速度冷卻。
7.權利要求6的方法，其中從熔點至1000℃的溫度范圍內的冷卻速度為500℃/秒或更大，而在800-600℃溫度范圍內的冷卻速度為0.75℃/秒或更小。
8.一種生產磁體的方法，其特征在于將符合權利要求1、2或3的鑄造合金破碎和研磨成粉末，將該粉末在磁場下壓坯，然后燒結。
9.一種生產磁體的方法，其特征在于將符合權利要求1、4或5的鑄造合金破碎和研磨成細粉，將第一粉末和主要含Fe和含量基本上大于第一粉末的稀土元素的第二粉末混在一起，將該粉末混合物在磁場下壓坯，然后燒結。
全文摘要
通過形成一種新的用于生產稀土磁體的鑄造合金組織來改進稀土磁體的磁性能，該鑄造合金含27-34％(重量)的至少一種包括Y的稀土元素(R)，0.7-1.4％(重量)的B，余量基本上為Fe和有時含有的任何其它的過渡元素，并包括R
文檔編號H01F1/057GK1166677SQ9711128
公開日1997年12月3日 申請日期1997年4月10日 優先權日1996年4月10日
發明者佐佐木史郎, 長谷川寬, 廣瀨洋一 申請人:昭和電工株式會社