R-t-b系燒結磁鐵的制作方法
【專利摘要】本發明提供一種通過將磁特性的降低抑制到最小限度并且抑制晶粒生長從而具有高磁特性的R-T-B系燒結磁鐵。所述R-T-B系燒結磁鐵其特征在于，該R-T-B系燒結磁鐵包含R-T-B系化合物作為主相顆粒，所述R-T-B系燒結磁鐵中所含的Zr的含量為0.3質量％～2.0質量％，所述主相顆粒含有Zr，所述R-T-B系燒結磁鐵具有：在所述主相顆粒的截面中，所述主相顆粒內的周緣部的Zr的質量濃度為所述主相顆粒內的中心部的Zr的質量濃度的70％以下的主相顆粒。
【專利說明】
R-T-B系燒結磁鐵
技術領域
[0001] 本發明設及W稀上元素(R)、將Fe或者化和Co作為必須的至少1種W上的鐵族元素 (T) W及棚(B)作為主成分的R-T-B系燒結磁鐵。
【背景技術】
[0002] 由于R-T-B系燒結磁鐵具有優異的磁特性，因此被用于硬盤驅動器的音圈電動機 (VCM)、搭載于混合動力汽車上的電動機等各種電動機或家電產品等。
[0003] 為了提高R-T-B系燒結磁鐵的磁特性的研究開發也在積極地進行。例如，在專利文 獻1中，報告了通過在R-T-B系稀±類永久磁鐵中添加0.02~0.5at %的Cu，從而磁特性提 高，并且熱處理條件也得到了改善。然而，專利文獻1所記載的方法在得到高性能磁鐵所要 求的高磁特性、具體來說為高的矯頑力化Cj) W及剩余磁通密度(Br)方面不充分。
[0004] 為了將R-T-B系燒結磁鐵進一步制成高性能的磁鐵而需要降低合金中的氧量。但 是，如果降低合金中的氧量，則在燒結工序中容易引起異常晶粒生長，由此引起矩形比的降 低或進一步引起矯頑力的大幅度降低。由于合金中的氧形成的氧化物抑制晶粒的生長，因 此通過降低合金中的氧量而容易引起異常晶粒生長。
[0005] 于是，作為提高磁特性的方法，探討了在含有化的R-T-B系燒結磁鐵中添加新的元 素的方法。在專利文獻2中，報告了為了得到高的矯頑力W及剩余磁通密度而添加 Zr和/或 Cr O
[0006] 同樣地在專利文獻3中，報告了通過在含有Co、Al、Cu，并且進一步含有化、師或Hf 的R-T-B系稀±類永久磁鐵中均勻地分散微細的Z巧化合物、NbB化合物或者HfB化合物并使 之析出，從而抑制燒結過程中的晶粒生長，并且改善磁特性和燒結溫度范圍。
[0007] 另一方面，最近為了減少資源稀少的Dy或化等重稀±元素的使用量而使用了通過 將R-T-B系燒結磁鐵中的結晶顆粒微細化來提高矯頑力的方法。然而，為了將燒結磁鐵中的 主相顆粒微細化，需要將原料的微粉碎粉末的粒度細化，如果將微粉碎粉末的粒度細化，貝U 有變得容易引起燒結時的異常晶粒生長的傾向。因此，在作為原料使用了粒度細的微粉碎 粉末的情況下，需要將燒結溫度設定為低溫進行長時間的燒結，從而導致生產性的大幅度 降低。作為為了使用運樣的粒度細的微粉碎粉末在與現有的方法同樣的條件下進行燒結的 方法之一，認為要進一步增加作為異常晶粒生長抑制效果高的元素的Zr的添加量。然而，伴 隨Zr添加量的增大會有剩余磁通密度降低、得不到作為原本目的的高特性的技術問題。
[000引現有技術文獻
[0009] 專利文獻
[0010] 專利文獻1:日本特開平1-219143號公報
[0011] 專利文獻2:日本特開2000-234151號公報
[0012] 專利文獻3:日本特開2002-75717號公報
【發明內容】
[0013] 發明所要解決的技術問題
[0014] 本發明是鑒于運樣的實際狀況而完成的，其目的在于提供一種通過將磁特性的降 低抑制到最小限度并且抑制晶粒生長從而具有高磁特性的R-T-B系燒結磁鐵。
[0015] 解決技術問題的手段
[0016] 為了達到上述目的，本
【發明人】們對用于通過Zr添加來抑制晶粒生長的必要的條件 進行了探討。其結果，雖然一直W來認為通過在燒結磁鐵中的晶界析出&B等的Zr化合物從 而抑制了晶粒生長，但是發現即使在主相顆粒中存在Zr也能夠同樣地表現晶粒生長抑制效 果。進一步，發現了通過做成主相顆粒的周緣部的Zr的質量濃度比主相顆粒的中屯、部的Zr 質量濃度低的結構，可W得到高的剩余磁通密度和矯頑力。
[0017] 關于其機理還沒有完全判明，不過認為是如下所述。即，在如現有地在晶界析出Zr 化合物的情況下，由于僅晶界的非磁性相的比例增加，因此剩余磁通密度降低，但是通過如 本發明那樣在主相顆粒中存在Zr,從而能夠抑制晶界的非磁性相的增加，并且能夠抑制剩 余磁通密度的降低。另一方面，如果在主相顆粒中存在Zr,則Zr在R-T-B系化合物中固溶，各 向異性磁場變小，從而有矯頑力變得容易降低的傾向。但是，認為如本發明那樣，在制成使 主相顆粒的周緣部的Zr濃度比中屯、部低的構成的情況下，通過在主相顆粒表面附近抑制運 樣的各向異性磁場的降低，并且抑制了在主相顆粒表面的反磁化核的產生，從而可W抑制 矯頑力降低，并且與異常晶粒生長抑制效果相結合得到了高矯頑力。
[0018] 本發明是基于上述發現而完成的。即，本發明的R-T-B系燒結磁鐵其特征在于，該 R-T-B系燒結磁鐵包含R-T-B系化合物作為主相顆粒，所述R-T-B系燒結磁鐵中所含的化的 含量為0.3質量％~2.0質量％，所述主相顆粒含有化，該R-T-B系燒結磁鐵具有:在所述主 相顆粒的截面中，所述主相顆粒內的周緣部的Zr的質量濃度為所述主相顆粒內的中屯、部的 Zr的質量濃度的70 % W下的主相顆粒。
[0019] 上述本發明的R-T-B系燒結磁鐵能夠抑制燒結時的晶粒生長，并且能夠具有高的 剩余磁通密度和矯頑力。
[0020] 本發明的R-T-B系燒結磁鐵優選具有所述主相顆粒內的周緣部的Zr的質量濃度為 所述主相顆粒內的中屯、部的Zr的質量濃度的40 % W下的主相顆粒。通過在主相顆粒內具有 運樣的Zr的質量濃度分布，從而可W進一步提高R-T-B系燒結磁鐵的矯頑力。
[0021] 本發明的R-T-B系燒結磁鐵優選所述主相顆粒內的周緣部的Zr的質量濃度為0.15 質量％ ^下。通過使主相顆粒內的周緣部的Zr的質量濃度為運樣低的值，從而能夠進一步 提高R-T-B系燒結磁鐵的矯頑力。
[0022] 發明的效果
[0023] 通過本發明，可W提供一種通過將磁特性的降低抑制到最小限度并且抑制晶粒生 長，從而具有高磁特性的R-T-B系燒結磁鐵。
【附圖說明】
[0024] [圖1 ]圖1是本發明所設及的R-T-B系燒結磁鐵的示意截面圖。
[0025] [圖2]圖2是本發明所設及的R-T-B系燒結磁鐵的主相顆粒的示意截面圖。
[0026] [圖3]圖3是表示制造本發明所設及的R-T-B系燒結磁鐵的方法的一個例子的流程 圖。
[0027] [圖4]圖4是實施例1的R-T-B系燒結磁鐵橫截面的背散射電子圖像。
[0028] [圖5]圖5是針對實施例1的R-T-B系燒結磁鐵中的1個主相顆粒通過EPMA沿著通過 顆粒的重屯、的直線對Zr濃度進行了定量分析的結果。
[0029] 符號的說明
[0030] 2…主相顆粒、4…中屯、部、6…周緣部、8…晶界相。
【具體實施方式】
[0031 ] W下，基于附圖所示的實施方式來說明本發明。
[0032] <R-T-B系燒結磁鐵〉
[0033] 針對本發明的實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵的實施方式進行說明。如圖1所 示，本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵包含多個主相顆粒2和存在于主相顆粒2的晶界 中的晶界相8。
[0034] 主相顆粒2由R-T-B系化合物構成。作為R-T-B系化合物，作為一個例子可W列舉具 有由R2T14B型的四方晶構成的晶體結構的R2T14B。
[0035] R表示稀±元素的至少1種。稀±元素是指屬于長周期型周期表的第3族的Sc、Y和 銅系元素。在銅系元素中包括例如1曰、〔6、？1'、炯、5111、611、6(1、化、〇7、化、61'、1'111、￥13、山等。稀± 元素分為輕稀上和重稀上，重稀上元素是指Gd、Tb、Dy、Ho、化、Tm、孔、Lu，輕稀±元素是除運 些W外的稀±元素。
[0036] 在本實施方式中，T表示Fe、或者表示Fe和包含Co的1種W上的鐵族元素。T可W單 獨為化，也可W用Co置換一部分化。在將Fe的一部分置換為Co的情況下，可W不降低磁特性 而提高溫度特性。
[0037] 在本實施方式所設及的R-T-B系化合物中，B可W將B的一部分置換為碳(C)。在運 種情況下，磁鐵的制造變得容易，另外，還能夠謀求制造成本的降低。另外，C的置換量成為 實質上不影響磁特性的量。
[0038] 本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵可W含有各種公知的添加元素。具體而言， 可W含有了1、￥、加、化、]?11、化、化、師、]\1〇、冊^曰、胖、41、6曰、51、81、511等元素的至少1種的元 素。
[0039] 在本實施方式中，主相顆粒2包含Zr。通過主相顆粒2含有化，從而即便在使用了粉 碎粒徑細的原料粉末時，也可W抑制燒結時的晶粒生長。主相顆粒2含有Zr可W通過對于燒 結磁鐵的截面中主相顆粒的區域用EPMA(電子探針顯微分析儀：Electron Probe Micro Ana I y Z er)等的分析方法來分析Zr從而確認。
[0040] 在本實施方式中，作為主相顆粒，具有主相顆粒內的周緣部6的Zr的質量濃度比主 相顆粒內的中屯、部4的Zr的質量濃度低的主相顆粒。
[0041] 圖2是具體地表示測定本實施方式的主相顆粒內的周緣部和中屯、部的Zr的質量濃 度的方法的示意圖。首先，通過測定的主相顆粒截面的圖像分析來求得主相顆粒的重屯、21。 主相顆粒的重屯、21的位置可W通過將主相顆粒截面的圖像投影于XY平面上，并且將主相顆 粒內的總像素的X、Y的值分別平均從而求得。接下來，在主相顆粒的截面中，引出橫穿主相 顆粒并且通過主相顆粒的重屯、21的任意的直線，將該直線與主相顆粒最外周交叉的點作為 點22a、點22b。在將線段22a-2化的長度作為L時，將線段22a-2化上離22a為0.25 X L的距離 的點作為23a，并將離22b為0.25 XL的距離的點作為23b。然后，通過EPMA等分析方法，W - 定間隔沿著線段22a-22b進行Zr的質量濃度的定量分析。在將線段23a-23b上的分析點中的 Zr質量濃度的平均值作為Me、將線段22a-23aW及線段22b-23b中的化質量濃度的平均值作 為Ms時，將Mc規定為主相顆粒的中屯、部的Zr質量濃度，并將Ms規定為主相顆粒的周緣部的 Zr的質量濃度。另外，在本分析中，沿著線段22a-22b進行Zr的質量濃度的定量分析的分析 點彼此的間隔W主相顆粒的中屯、部、周緣部中的分析點分別為4點W上的方式進行設定。
[0042] 在本實施方式中，在通過上述順序測定的主相顆粒的周緣部的化的質量濃度Ms成 為主相顆粒的中屯、部的Zr的質量濃度Mc的70% W下的情況下，判斷為主相顆粒內的周緣部 的Zr的質量濃度比主相顆粒內的中屯、部的Zr的質量濃度低。
[0043] 如上所述，通過作為主相顆粒，具有主相顆粒內的周緣部的化的質量濃度為主相 顆粒內的中屯、部的化的質量濃度的70% W下的主相顆粒，從而可W抑制伴隨化增量的剩余 磁通密度W及矯頑力的降低，并且即便在使用了粉碎粒徑細的原料粉末的時候也能夠抑制 燒結時的晶粒生長。
[0044] 主相顆粒的周緣部的化的質量濃度Ms與主相顆粒的中屯、部的化的質量濃度Mc的 比率(Ms/Mc)優選為40% W下。通過在該范圍內，容易得到高的矯頑力。
[0045] 主相顆粒的周緣部的化的質量濃度Ms優選為0.15質量％ ^下。通過使主相顆粒的 周緣部的Zr的質量濃度為運樣的低值，從而能夠抑制主相顆粒表面的反磁化核的產生，進 一步提局矯頑力。
[0046] 本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵，例如如后所述，可W通過在鑄造成為原料 的合金的時候，通過鑄造條件的控制來制作在主相的R-T-B系化合物中固溶有Zr的合金，并 且控制制造過程中的燒結模式等制造條件來制造。
[0047] 在本實施方式中，沒有必要具有構成R-T-B系燒結磁鐵的全部的主要顆粒都具有 如上所述的Zr質量濃度的分布的結構，只要相對于主相顆粒的總數，具有該結構的主相顆 粒的比例為30% W上即可。在具有該結構的主相顆粒的比例小于30%的時候，難W充分發 揮本發明的效果。
[0048] 在本實施方式中，在使用圖像處理等方法求得R-T-B系燒結磁鐵的平行于C軸的截 面中的各主相顆粒的截面積的基礎上，將具有該截面積的圓的直徑(圓當量直徑)定義為該 截面中的該主相顆粒的粒徑。進一步，將上述截面積從截面積小的顆粒開始累計成為整體 的50 %的主相顆粒的粒徑定義為主相顆粒的平均粒徑。
[0049] 主相顆粒的平均粒徑優選為4. OwnW下。如果主相顆粒的平均粒徑大于4. Own,貝。 矯頑力傾向于降低。另外，主相顆粒的平均粒徑優選為1. SwnW上。如果小于1.5WH，則傾向 于不能很好地形成具有上述的化質量濃度的分布的主相顆粒。進一步，從磁特性提高的觀 點出發，主相顆粒的平均粒徑進一步優選為1.5WI1W上且3.5WI1W下。
[0050] 在本實施方式中，在主相顆粒2W外，可W進一步在晶界相8中存在Zr。作為在晶界 相8中存在Zr的實施方式，例如可W列舉作為ZrB化合物、ZrC化合物等Zr化合物存在的實施 方式。
[0051 ]本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵中的R的含量為25質量％ W上且35質量％ W下，優選為29質量％ W上且34質量％ ^下。在R的含量小于25質量％時，成為R-T-B系燒結 磁鐵的主相的R-T-B系化合物的生成不充分。因此，具有軟磁性的a-Fe等析出，從而有磁特 性降低的可能性。另外，在本實施方式中，從成本降低W及避免資源風險的觀點出發，優選 作為R所含的重稀上元素的量為1.0質量％ W下。
[0052] 本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵中的B的含量為0.5質量％ W上且1.5質 量％ ^下。如果B的含量小于0.5質量％，則有矯頑力化J降低的傾向；如果超過1.5質量％， 則有剩余磁通密度化降低的傾向。
[0053] 進一步，在本實施方式中，R-T-B系燒結磁鐵中的B的含量優選為0.7質量％ W上且 0.95質量％ ^下，進一步優選為0.75質量％ W上且0.90質量％ ^下。通過運樣與現有的R-T-B系燒結磁鐵相比降低B量，從而具有Zr難W被清掃到晶界中，容易存在于主相顆粒中的 效果。對于其理由，在現階段尚不明確，不過推測為通過在主相的R-T-B化合物中產生B缺 陷，從而Zr容易固溶于R-T-B化合物中的效果在起作用。
[0054] 如上所述，T表示Fe或者表示Fe和包含Co的1種W上的鐵族元素。本實施方式所設 及的R-T-B系燒結磁鐵中的Fe的含量為R-T-B系燒結磁鐵的構成要素中的實質上的余量，Fe 的一部分可W用Co置換。Co的含量優選為0.3質量％ W上且4.0質量％ ^下的范圍，進一步 優選為0.5質量％ W上且3.0質量％ ^下。如果Co的含量超過4質量％，則剩余磁通密度傾向 于降低。另外，本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵有變得高價的傾向。另外，如果Co的含 量小于0.3質量％，則耐腐蝕性傾向于降低。
[0055] 在本實施方式的R-T-B系燒結磁鐵中需要含有Zr。本實施方式中的Zr的含量為0.3 質量％ W上且2.0質量％^下。如果小于0.3質量％，則不能充分得到晶粒生長抑制效果;如 果超過2.0質量％，則剩余磁通密度化傾向于降低。
[0056] 在本實施方式的R-T-B系燒結磁鐵中優選含有GasGa的含量優選為0.05~1.5質 量％，進一步優選為0.3~1.0質量％。通過含有Ga,從而具有化難W被清掃到晶界中，并容 易存在于主相顆粒中的效果。對于其理由，推測與降低B量的情況同樣地，是通過Ga固溶于 主相的R-T-B化合物中引起晶格的變化，從而Zr變得容易固溶于R-T-B化合物中的效果在起 作用。如果Ga的含量小于0.05質量％，則Zr難W進入主相顆粒中，傾向于難W得到本發明的 效果。另外，如果Ga的含量超過1.5質量％，則剩余磁通密度傾向于降低。
[0057] 在本實施方式的R-T-B系燒結磁鐵中優選含有加。加的含量優選為0.05~1.5質 量％，進一步優選為0.3~1.0質量％。通過含有Cu,所得到的磁鐵能夠高矯頑力化、高耐腐 蝕性化，溫度特性能夠改善。如果化的含量超過1.5質量％，則剩余磁通密度傾向于降低。另 夕h如果化的含量小于0.05質量％，則矯頑力傾向于降低。
[0058] 在本實施方式的R-T-B系燒結磁鐵中優選含有Al。通過含有Al,所得到的磁鐵能夠 高矯頑力化、高耐腐蝕性化，溫度特性能夠改善。Al的含量優選為0.03質量％ W上且0.6質 量％ W下，進一步優選為0.05質量％ W上且0.4質量％ W下。
[0059] 在本實施方式的R-T-B系燒結磁鐵中也可W含有上述W外的添加元素。具體而言， 可 W 列舉 了1、￥、化、]?11、化、佩、]\1〇、冊^3、胖、51、81、511、(：曰等。
[0060] 在本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵中，也可W含有一定量的氧(0)。一定量 由其它的參數等改變并確定適量，不過從耐腐蝕性的觀點出發，氧量優選為5(K)ppmW上，從 磁特性的觀點出發，優選為2000ppmW下。
[0061] 本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵中的碳（C)的含量優選為SOOppmW上且 3000ppm W下，進一步優選為1200ppm W上且2500ppm W下。如果碳量超過3000ppm，則得到的 R-T-B系燒結磁鐵的磁特性傾向于降低。如果碳量小于50化pm，則磁場成型時難W取向。由 于碳主要是通過成型時的潤滑劑而添加，因此可W通過其量來控制。
[0062] 另外，在本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵中也可W含有一定量的氮(N)。一 定量可W由其它參數等改變并確定適量，不過從磁特性的觀點出發，氮量優選為100~ 2000卵 HId
[0063] 本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵通常被加工成任意的形狀來使用。本實施 方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵的形狀不特別限定，例如可W制成長方體、六面體、平板狀、 四棱柱等的柱狀、R-T-B系燒結磁鐵的截面形狀成為C型的圓筒狀等的任意形狀。作為四棱 柱，例如可W是底面是長方形的四棱柱、底面為正方形的四棱柱。
[0064] 另外，在本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵中，包括將該磁鐵加工再磁化后的 磁鐵產品、和沒有將該磁鐵磁化的磁鐵產品兩者。
[0(?日]<R-T-B系燒結磁鐵的制造方法〉
[0066] 使用附圖針對制造具有如上所述的結構的本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵 的方法的一個例子進行說明。圖3是表示制造本發明的實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵 的方法的一個例子的流程圖。如圖3所示，制造本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵的方 法具有W下的工序。
[0067] (a)準備合金的合金準備工序(步驟S11)
[0068] (b)碎粉合金的粉碎工序(步驟S12)
[0069] (C)將合金粉末成型的成型工序(步驟S13)
[0070] (d)燒結成型體，得到R-T-B系燒結磁鐵的燒結工序(步驟S14)
[0071] (e)對R-T-B系燒結磁鐵進行時效處理的時效處理工序(步驟S15)
[0072] (f)冷卻R-T-B系燒結磁鐵的冷卻工序(步驟S16)
[0073] (g)對R-T-B系燒結磁鐵進行加工的加工工序(步驟S17)
[0074] (i)使重稀上元素擴散于R-T-B系燒結磁鐵的晶界中的晶界擴散工序(步驟S18)
[0075] (j)對R-T-B系燒結磁鐵進行表面處理的表面處理工序(步驟S19)
[0076] [合金準備工序:步驟Sll ]
[0077] 在本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵的制造中，首先，準備成為R-T-B系燒結 磁鐵的原料的合金(合金準備工序(步驟Sll))。在合金準備工序(步驟S11)中，在真空或者 Ar氣等的惰性氣體氣氛中將對應于本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵的組成的原料金 屬烙融，然后，使用其進行鑄造，由此制作出具有所希望的組成的合金。另外，在本實施方式 中，雖然針對使用1種合金的單合金法的情況進行了說明，但是也可W使用鑄造巧中合金將 它們混合從而制作原料粉末的2合金法。
[007引作為原料金屬，例如可W使用稀±類金屬或稀±類合金、純鐵、棚鐵 (ferroboron)、進一步運些的合金或化合物等。鑄造原料金屬的鑄造方法，例如可W列舉鑄 塊鑄造法、薄片連鑄法（ship casting method)、書型鑄模法(book molding method)或離 屯、鑄造法等，特別地，優選可W使用薄片連鑄法。
[0079]在本實施方式中，需要在R-T-B系燒結磁鐵的主相顆粒內存在Zr,因此，需要在合 金的階段在主相的R-T-B系化合物內固溶有Zr。為了制作運樣的合金，在使用薄片連鑄法的 情況下，需要控制烙融原料金屬的烙融金屬溫度和冷卻速度。根據合金的組成不同而最合 適的條件不同，不過具體而言優選將烙融金屬溫度設定在比通常高的1450°C~1550°C的范 圍內，并將冷卻速度控制成為1500°C/secW上。
[0080][粉碎工序:步驟Sl 2]
[0081 ]接下來將通過鑄造得到的合金粉碎(粉碎工序(步驟Sl2))。粉碎工序(步驟Sl2)有 粉碎至粒徑成為數百皿~數mm的程度的粗粉碎工序(步驟S12-1)和微粉碎至粒徑成為數皿 程度的微粉碎工序(步驟S12-2)。
[0082] (粗粉碎工序:步驟S12-1)
[0083] 將通過鑄造得到的合金粗粉碎至粒徑成為數百WIi~數mm的程度(粗粉碎工序(步 驟S12-1))。由此，得到合金的粗粉碎粉末。粗粉碎可W通過在使合金吸附氨之后基于不同 相間的氨吸附量的差異使氨放出并實行脫氨從而發生自崩解性粉碎(氨吸附粉碎)來進行。
[0084] 另外，粗粉碎工序(步驟S12-1)除了如上所述的使用氨吸附粉碎W外，也可W在惰 性氣體氣氛中使用搗磨機(Stamp mi 11 )、飄式破碎機(jaw crusher)、布朗粉碎機等的粗粉 碎機來進行。
[0085] 另外，為了得到高的磁特性，從粉碎工序(步驟Sl 2)到燒結工序(步驟Sl 5)的各個 工序的氣氛優選為低氧濃度。氧濃度可W通過各個制造工序中的氣氛的控制等來進行調 節。如果各個制造工序的氧濃度高，則合金粉末中的稀±元素發生氧化并生成R氧化物，在 燒結中沒有被還原WR氧化物的形式直接在晶界析出，從而得到的R-T-B系燒結磁鐵的化降 低。因此，例如，優選將各個工序的氧的濃度設定為I(K)PPmW下。
[00化](微粉碎工序：步驟Sl 2-2)
[0087] 在將合金粗粉碎之后，將得到的合金的粗粉碎粉末微粉碎至平均粒徑成為數皿程 度(微粉碎工序(步驟S12-2))。由此，得到合金的微粉碎粉末。通過進一步將經過粗粉碎的 粉末微粉碎，從而得到具有優選為0.1皿W上且扣mW下、進一步優選為1皿W上且3皿W下 的粒徑的微粉碎粉末。
[0088] 微粉碎可W通過一邊適當調節粉碎時間等條件，一邊使用氣流磨（jet mill)、珠 磨機等微粉碎機對經過粗粉碎的粉末實行進一步的粉碎來實施。氣流磨是由狹小的噴嘴來 釋放高壓的惰性氣體(例如，化氣)產生高速氣流，由該高速氣流來加速粗粉碎粉末并使粗 粉碎粉末彼此發生碰撞或者使其與目標物或容器壁發生碰撞來進行粉碎的方法。
[0089] 在使用氣流磨要得到細粒徑的微粉碎粉末的情況下，由于粉碎后的粉末表面活性 非常高，因此，容易產生粉碎后的粉末彼此的再凝聚或對容器壁的附著，從而收率傾向于降 低。因此，通過在將合金的粗粉碎粉末進行微粉碎時，添加硬脂酸鋒、油酸酷胺等的粉碎助 劑來防止粉末彼此的再凝聚或附著于容器壁上，從而可W W高收率得到微粉碎粉末。另外， 通過運樣添加粉碎助劑，從而也可W得到成型時取向性高的微粉碎粉末。粉碎助劑的添加 量根據微粉碎粉末的粒徑或添加的粉碎助劑的種類而改變，不過優選W質量％計為0.1% ~1 %的程度。
[0090] [成型工序:步驟S13]
[0091 ]在進行了微粉碎之后，將微粉碎粉末成型為目標的形狀(成型工序(步驟S13))。在 成型工序中，通過將合金的微粉碎粉末充填于被電磁鐵包裹的模具內并進行加壓，從而將 微粉碎粉末成型為任意的形狀。此時，一邊施加磁場一邊進行，通過施加磁場從而使原料粉 末產生規定的取向，W使結晶軸取向的狀態在磁場中成型。由此可W得到成型體。得到的成 型體因為向特定方向取向，所W能夠得到具有更強磁性的各向異性的R-T-B系燒結磁鐵。
[0092] 成型時的加壓優選在30MPa~300MPa下實行。施加的磁場優選為950kA/m~ 1600kA/m。施加的磁場不限定于靜磁場，也可W為脈沖狀磁場。另外，也可W并用靜磁場和 脈沖狀磁場。
[0093] 另外，作為成型方法，除了如上所述將微粉碎粉末直接成型的干式成型W外，也可 W適用對使原料粉末分散于油等溶劑中的漿料進行成型的濕式成型。
[0094] 對微粉碎粉末進行成型而得到的成型體的形狀沒有特別地限定，例如可W為長方 體、平板狀、柱狀、環狀等根據所希望的R-T-B系燒結磁鐵的形狀制成任意的形狀。
[00巧][燒結工序：步驟Sl 4]
[0096] 在磁場中成型，在真空或者惰性氣體氣氛中燒結成型為目標形狀而得到的成型 體，得到R-T-B系燒結磁鐵(燒結工序(步驟S14))。對成型體例如通過在真空中或者在惰性 氣體的存在下進行W900°CW上且1200°CW下加熱1小時W上且30小時W下的處理來燒結。 由此，微粉碎粉末發生液相燒結，得到主相的體積比率提高了的R-T-B系燒結磁鐵(R-T-B系 磁鐵的燒結體）。
[0097] 在本實施方式中，在燒結工序中，通過控制在燒結溫度下保持之后的冷卻速度，從 而容易在主相顆粒中形成Zr的質量濃度低的周緣部。具體而言，優選從燒結溫度緩慢冷卻 至800°C之后進行急冷。從燒結溫度至800°C的冷卻速度優選為2°C/分鐘~6°C/分鐘。
[0098] 對于如上所述通過控制冷卻速度從而在主相顆粒中容易形成Zr的質量濃度低的 周緣部的理由未必明確，不過推測為如下的機理。
[0099] (1)通過組成要素和合金鑄造條件的控制，成為在燒結前的主相的R-T-B系化合物 中固溶有Zr的狀態。
[0100] (2)在燒結溫度下，晶界相成為液相，并且主相顆粒的一部分溶解形成液相，從而 燒結進行。
[0101] (3)從燒結溫度冷卻時，發生在主相顆粒的表面上從液相中再析出R-T-B系化合 物。如果此時冷卻速度快，則Zr容易進入R-T-B系化合物中，但是如果減緩冷卻速度，則&難 W進入R-T-B系化合物中，未進入的Zr在晶界相中作為Zr化合物析出。
[0102] (4)通過經過如上所述的過程，在主相顆粒的中屯、部直接殘留有在初期的合金階 段發生了固溶的Zr,另一方面，由于從液相中再析出從而形成的周緣部的Zr濃度變低。認為 運樣形成了在主相顆粒內具有Zr濃度的分布的結構。
[0103] [時效處理工序:步驟Sl引
[0104] 在燒結了成型體之后，對R-T-B系燒結磁鐵進行時效處理（時效處理工序（步驟 S15))。燒結后，通過在低于燒結時的溫度的條件下保持所得到的R-T-B系燒結磁鐵等來對 R-T-B系燒結磁鐵實施時效處理。時效處理例如在700°C W上且900°C W下的溫度下加熱1小 時到3小時并進一步在500°C至700°C的溫度下加熱1小時到3小時的2階段加熱、或在600°C 附近的溫度下加熱1小時到3小時的1階段加熱等，根據實施時效處理的次數來調節適當處 理條件。通過運樣的時效處理，能夠使R-T-B系燒結磁鐵的磁特性提高。另外，時效處理工序 (步驟S15)也可W在加工工序(步驟S17)或晶界擴散工序(步驟S18)之后實行。
[0105] [冷卻工序：步驟S16]
[0106] 在對R-T-B系燒結磁鐵實施過時效處理之后，在Ar氣氣氛中對R-T-B系燒結磁鐵實 行急冷(冷卻工序(步驟S16))。由此，能夠得到本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵。冷卻 速度沒有特別地限定，優選為30°C /分鐘W上。
[0107] [加工工序:步驟S17]
[0108] 得到的R-T-B系燒結磁鐵也可W根據需要加工成所希望的形狀（加工工序：步驟 S17)。加工方法例如可W列舉切斷、研磨等形狀加工，滾筒研磨等倒角加工等。
[0109] [晶界擴散工序:步驟Sl引
[0110] 也可W具有對加工后的R-T-B系燒結磁鐵的晶界進一步使重稀±元素擴散的工序 (晶界擴散工序:步驟S18)。晶界擴散可W通過在用涂布或蒸鍛等使包含重稀±元素的化合 物附著于R-T-B系燒結磁鐵的表面之后進行熱處理，或者在包含重稀±元素的蒸氣的氣氛 中對R-T-B系燒結磁鐵進行熱處理來實施。由此，能夠進一步提高R-T-B系燒結磁鐵的矯頑 力。
[0111] [表面處理工序:步驟S19]
[0112] 由W上的工序得到的R-T-B系燒結磁鐵也可W實施鍛層或樹脂覆膜或氧化處理、 化學處理等表面處理(表面處理工序(步驟S19))。由此，能夠進一步提高耐腐蝕性。
[0113] 另外，在本實施方式中，實行加工工序(步驟S17)、晶界擴散工序(步驟S18)、表面 處理工序(步驟S19)，但不一定有必要進行運些的各工序。
[0114] 運樣制得本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵，結束處理。另外，通過使之磁化 從而可W得到磁鐵產品。
[0115] 由此得到的本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵由于作為主相顆粒具有在主相 顆粒內的周緣部的Zr的質量濃度比主相顆粒內的中屯、部的Zr的質量濃度低的主相顆粒，從 而能夠抑制伴隨Zr增量的剩余磁通密度W及矯頑力的降低，并且即便在使用了粉碎粒徑細 的原料粉末時也能夠抑制燒結時的晶粒生長。
[0116] 本實施方式所設及的R-T-B系燒結磁鐵例如能夠適宜用作在轉子表面安裝有磁鐵 的表面磁鐵型（Surface化rmanent Magnet:SPM)旋轉機、如內轉子型的無刷電動機那樣的 內部磁鐵嵌入型（Interior Permanent Ma即et: IPM)旋轉機、PRM(永久磁鐵磁阻電動機， 化rmanent magnet Reluctance Motor)等的磁鐵。具體來說，本實施方式所設及的R-T-B系 燒結磁鐵適宜用作硬盤驅動器的硬盤旋轉驅動用主軸電動機或音圈電動機、電動車或混合 動力汽車用電動機、汽車的電動動力轉向裝置用電動機、工作機械的伺服電動機、手機的振 動器用電動機、印刷機用電動機、發電機用電動機等用途。
[0117] 另外，本發明不限定于上述的實施方式，可W在本發明的范圍內進行各種改變。 [011引[實施例]
[0119] W下，通過實施例來更詳細地說明本發明，但是本發明并不限定于運些實施例。
[0120] <R-T-B系燒結磁鐵的制作〉
[0121] 首先，W得到具有24.50質量％Nd-7.00質量％Pr-0.50質量％Co-0.45質量％Ga-0.20質量％Al-0.20質量％Cu-0.86質量％B-1.00質量％Zr-bal.Fe的組成（組成A)的燒結 磁鐵的方式通過薄片連鑄法來準備原料合金。鑄造在烙融金屬溫度為1500°C、冷卻速度為 2000°C/分鐘的條件下進行。另外，bal.表示將整體組成作為100質量％的情況下的余量。
[0122] 接下來，進行氨粉碎處理(粗粉碎），即，對于原料合金在室溫下使之吸附氨之后， 在Ar氣氛下在500°C下進行1小時的脫氨。
[0123] 另外，在本實施例中，在氧濃度小于50ppm的Ar氣氛下進行從該氨粉碎處理至燒結 的各個工序(微粉碎W及成型KW下的實施例W及比較例中相同）。
[0124] 接著，在得到的粗粉碎粉末中添加 0.3質量％的油酸酷胺作為粉碎助劑，使用諾塔 混合機(Nauta mixer)進行混合。之后，使用氣流磨來進行微粉碎，制成平均粒徑為2.8皿左 右的微粉碎粉末。
[0125] 將得到的微粉碎粉末填充于被配置在電磁鐵中的模具內，進行一邊施加1200kA/m 的磁場一邊施加120MPa的壓力的磁場中成型，得到成型體。
[0126] 之后，將得到的成型體進行燒結。燒結通過在真空中107(TC下保持8小時而進行了 燒結之后，W4°C/分鐘的冷卻速度緩慢冷卻至800°C，之后W40°C/分鐘的冷卻速度急冷至 室溫，得到燒結體(R-T-B系燒結磁鐵）。然后，對得到的燒結體實施在850°C下1小時W及在 500°C下1小時(都在Ar氣氛中）的2階段的時效處理，得到實施例1~6的R-T-B系燒結磁鐵。
[0127] (實施例2~4、比較例1)
[0128] 除了將燒結后的冷卻到80(TC的冷卻速度設定為表1所示的值W外，與實施例1同 樣地得到了實施例2~4、W及比較例1的R-T-B系燒結磁鐵。
[0129] 用離子銳削削去所得到的R-T-B系燒結磁鐵的截面的表面，除去最外表面的氧化 等的影響之后，用EPMA(電子探針顯微分析儀:Electron Probe Micro Analyzer)評價了R-T-B系燒結磁鐵的截面。在圖4中顯示了實施例1的R-T-B系燒結磁鐵橫截面的背散射電子圖 像。對比下看起來暗的部分為主相顆粒。對于圖4的背散射電子圖像中的1個主相顆粒，將沿 著通過顆粒的重屯、的直線（圖4中的虛線似0.3WI1間隔定量分析了Zr濃度的結果示于圖5 中。確認了主相顆粒的中屯、部的化的質量濃度Mc為0.84質量％，主相顆粒的周緣部的化的 質量濃度Ms為0.14質量％，并且主相顆粒內的周緣部的Zr的質量濃度與所述主相顆粒內的 中屯、部的Zr的質量濃度的比率(Ms/Mc)為70% W下。
[0130] 將針對實施例2~4、比較例1的各R-T-B系燒結磁鐵進行了同樣的分析的結果示于 表1中。通過將燒結后的冷卻至800°C的冷卻速度加快，從而Ms/Mc的值變大，在將冷卻至800 °C的冷卻速度設定為40°C /分鐘的比較例1中，Ms/Mc成為超過70 %的值。
[0131]
r- 巧 U-
[0132] 對于實施例1~4W及比較例I中得到的各R-T-B系燒結磁鐵，通過巧光X射線分析 法W及電感禪合等離子體質譜法(ICP-MS法)進行組成分析。其結果，可W確認任一的R-T-B 系燒結磁鐵都與目標組成大致一致。另外，使用惰性氣體烙融-非分散型紅外線吸收法測定 氧量，使用氧氣流中燃燒-紅外線吸收法測定碳量。將氧量、碳量的結果示于表1中。
[0133] 針對實施例1~4W及比較例1中得到的各R-T-B系燒結磁鐵，評價了主相顆粒的平 均粒徑。主相顆粒的平均粒徑通過研磨樣品的截面并用光學顯微鏡觀察，進入圖像分析軟 件中求得主相顆粒的粒徑分布。在任一燒結磁鐵中主相顆粒的平均粒徑都為3.3WI1。
[0134] 使用B-H回線儀(B-H tracer)測定在實施例1~4W及比較例1中得到的各R-T-B系 燒結磁鐵的磁特性。作為磁特性，測定了剩余磁通密度化和矯頑力化J。將各R-T-B系燒結磁 鐵的剩余磁通密度化和矯頑力化J的測定結果示于表1中。將實施例1~4的各R-T-B系燒結 磁鐵與比較例1的R-T-B系燒結磁鐵的矯頑力化J之差一并示于表1中，確認了實施例1~4的 R-T-B系燒結磁鐵與比較例1的R-T-B系燒結磁鐵相比較，具有更高的矯頑力化J。
[0135] (實施例5~9、比較例2~6)
[0136] 除了 W分別得到具有表2所示的組成B~F的燒結磁鐵的方式通過薄片連鑄法來準 備原料合金W外，與實施例1同樣地制作了實施例5~9的R-T-B系燒結磁鐵。另外，除了 W分 別得到具有表2所示的組成B~F的燒結磁鐵的方式通過薄片連鑄法來準備原料合金W外， 與比較例1同樣地制作了比較例2~6的R-T-B系燒結磁鐵。
[0137]
r- 村 峨 L_
[013引對實施例5~9、比較例2~6的各R-T-B系燒結磁鐵，與實施例1同樣地進行主相顆 粒中的Zr質量濃度的分析。將結果示于表3。實施例5~9的R-T-B系燒結磁鐵Ms/Mc的值都為 70% W下，相對于此，比較例2~6的R-T-B系燒結磁鐵Ms/Mc的值都成為超過70%的值。
[0139]
[0140] 對于實施例5~9W及比較例2~6中得到的各R-T-B系燒結磁鐵與實施例1同樣地 進行了組成分析，結果可W確認任一R-T-B系燒結磁鐵都與目標組成(表2所示的各組成)大 致一致。另外，與實施例1同樣地分析了氧量、碳量、主相顆粒的平均粒徑，將其結果一并示 于表3中。
[0141] 對于實施例5~9W及比較例2~6中得到的各R-T-B系燒結磁鐵的磁特性進行了與 實施例1同樣的評價。將結果示于表3中。如果分別比較實施例5~9的R-T-B系燒結磁鐵與相 同組成的比較例的R-T-B系燒結磁鐵的化J，可知實施例的R-T-B系燒結磁鐵得到了比相同 組成的比較例的R-T-B系燒結磁鐵更高的矯頑力。
[0142] (比較例 7、8)
[0143] 除了 W分別得到具有表2所示的組成G、H的燒結磁鐵的方式通過薄片連鑄法來準 備原料合金W外，與實施例1同樣地制作了實施例7、8的R-T-B系燒結磁鐵。另外，組成G為將 實施例1的組成A的Zr量變更為0.25質量％的組成，組成H為將實施例1的組成A的Zr量變更 為2.5質量％的組成。
[0144] 針對比較例7、8中得到的各R-T-B系燒結磁鐵與實施例1同樣地進行了組成分析， 結果可W確認任一R-T-B系燒結磁鐵都與目標組成(表2所示的各組成)大致一致。另外，與 實施例1同樣地分析了氧量、碳量、主相顆粒的平均粒徑，將其結果示于表4。在Zr量少的比 較例7的樣品中，在燒結時發生了異常晶粒生長，主相顆粒的平均粒徑的值與實施例1相比 較變得非常大。
[0145] [表 4]
[0146]
[0147] 針對在比較例7、8中得到的各R-T-B系燒結磁鐵的磁特性進行了與實施例1同樣的 評價。將結果與實施例1的結果一起示于表4中。可知Zr量少的比較例7的磁鐵在發生異常晶 粒生長的影響下與實施例1相比矯頑力大幅度降低。另外，&量多的比較例8的磁鐵其結果 為剩余磁通密度大幅度降低。
【主權項】
1. 一種R-T-B系燒結磁鐵，其特征在于， 所述R-T-B系燒結磁鐵包含R-T-B系化合物作為主相顆粒， 所述R-T-B系燒結磁鐵中所含的Zr的含量為0.3質量％~2.0質量％， 所述主相顆粒含有Zr， 所述R-T-B系燒結磁鐵具有:在所述主相顆粒的截面中，所述主相顆粒內的周緣部的Zr 的質量濃度為所述主相顆粒內的中心部的Zr的質量濃度的70%以下的主相顆粒。2. 如權利要求1所述的R-T-B系燒結磁鐵，其特征在于， 具有:在所述主相顆粒的截面中，所述主相顆粒內的周緣部的Zr的質量濃度為所述主 相顆粒內的中心部的Zr的質量濃度的40 %以下的主相顆粒。3. 如權利要求1或2所述的R-T-B系燒結磁鐵，其特征在于， 所述主相顆粒內的周緣部的Zr的質量濃度為0.15質量％以下。
【文檔編號】H01F1/057GK105845305SQ201610076212
【公開日】2016年8月10日
【申請日】2016年2月3日
【發明人】三輪將史, 巖佐拓郎, 中嶋春菜
【申請人】Tdk株式會社