BR112016013421B1

BR112016013421B1 - Ímã sinterizado de r-fe-b-cu contendo w e sua liga de têmpera

Info

Publication number: BR112016013421B1
Application number: BR112016013421-4A
Authority: BR
Inventors: Hiroshi Nagata; Rong Yu; Qin Lan
Original assignee: Xiamen Tungsten Co., Ltd.; Fujian Changting Golden Dragon Rare-Earth Co., Ltd
Priority date: 2014-03-31
Filing date: 2015-03-31
Publication date: 2022-03-29
Also published as: JP6528046B2; DK3128521T3; JP2017517140A; US10381139B2; WO2015149685A1; EP3128521B1; BR112016013421B8; EP3128521A1; CN105659336A; CN105659336B; BR112016013421A2; EP3128521A4; CN104952574A; EP3128521B8; US20160300648A1; ES2742188T3

Abstract

ÍMA SINTERIZADO DE R-FE-B-CU CONTENDO W E SUA LIGA DE TÊMPERA. A presente invenção descreve um ímã sinterizado de Fe-R-B-Cu contendo W e sua liga de têmpera. O ímã sinterizado contém uma fase principal do tipo R2Fe14B, com R sendo pelo menos um elemento de terras raras compreendendo Nd ou Pr; a borda do grão de cristal do ímã de terras raras contém uma área rica em W acima de 0,004 %at e inferior a 0,26 %at, onde a área rica compreende 5,0% em volume ~ 11,0% em volume do ímã sinterizado. O ímã sinterizado utiliza uma quantidade menor de cristal de fixação de W para segregar a migração da borda do grão fixado nas bordas dos grãos de cristal, para impedir eficazmente o crescimento anormal dos grãos e obter uma melhoria significativa. A borda do grão de cristal da liga de têmpera contém uma área rica em W acima de 0,004 %at e inferior a 0,26 %at, e a área rica em W compreende pelo menos 50% em volume das bordas dos grãos de cristal.

Description

CAMPO DA INVENÇÃO

[001] A presente invenção refere-se ao campo da tecnologia de fabricação de ímãs, e em particular a um ímã sinterizado de terras raras e a uma liga de têmpera com uma quantidade menor de W e um baixo teor de oxigênio.

ANTECEDENTES DA INVENÇÃO

[002] Nos últimos anos, três novas técnicas mais importantes para ímãs sinterizados de terras raras (compreendendo uma fase principal do tipo R2Fei4B) têm sido rapidamente aplicadas aos processos técnicos de produção em massa, cujos detalhes são os seguintes: 1. Processo de fabricação de ímãs com baixo teor de oxigênio: redução, tanto quanto possível, do teor de oxigênio no ímã, que deteriora a propriedade de sinterização e a coercitividade; 2. Processo de fabricação de matérias primas: a liga de matéria prima é fabricada pelo método de fundição de tira, conforme representado, em que pelo menos uma parte da liga é fabricada pelo método de têmpera; 3. Adicionando-se uma pequena quantidade de Cu, é possível obter um valor mais elevado de coercitividade dentro de uma faixa de temperaturas mais ampla, e atenuar a dependência da coercitividade e da velocidade de têmpera (conforme o documento público @P 2720040, etc.).

[003] B possível obter facilmente propriedades muito melhores aumentando-se a quantidade da fase rica em Nd nas bordas dos grãos de cristal, e uma melhor capacidade de dispersão, após a combinação das três novas técnicas para produção em massa.

[004] No entanto, a fase líquida de baixo ponto de fusão aumenta durante o processo de sinterização, à medida que Cu é adicionado ao ímã com baixo teor de oxigênio; ao mesmo tempo, há uma menor ocorrência de crescimento anormal dos grãos e uma diminuição significativa da quadratura (SQ - squareness, enquanto as propriedades de sinterização são significativamente melhoradas.

SUMÁRIO DA INVENÇÃO

[005] O objetivo da presente invenção é superar os inconvenientes do estado da técnica convencional, sendo descrita uma fase principal baseada em R2Fei4B contendo W, onde o ímã sinterizado utiliza uma quantidade menor de cristal de fixação W para segregar a migração da borda de grão fixada na borda do grão de cristal, para impedir eficazmente o crescimento anormal dos grãos (CAG), e obter uma melhoria significativa.

[006] A solução técnica da presente invenção é apresentada abaixo, na forma de um ímã sinterizado de R-Fe-B-Cu contendo W, tal ímã sinterizado compreendendo uma fase principal do tipo R2Fei4B, com R sendo pelo menos um elemento de terras raras compreendendo Nd ou Pr, em que a borda do grão de cristal do ímã de terras raras compreende uma área rica em W, com um teor de W acima de 0,004 %at e abaixo de 0,26 %at, tal área rica em W sendo distribuída com uma dispersão uniforme na borda do grão de cristal, em uma percentagem de 5,0% até aproximadamente 11,0% em volume do imã sinterizado.

[007] Na presente invenção, a borda do grão de cristal é a porção que não é a fase principal (R2Fei4B) do ímã sinterizado.

[008] Em uma forma de incorporação preferida, o ímã é composto pela seguinte matéria prima: 12 %at N 15,2 %at de R; 5 %at N 8 %at de B; 0,0005 %at N 0,03 %at de W; 0,05 %at N 1,2 %at de Cu; menos de 5,0 %at de X, com X sendo selecionado a partir de pelo menos um elemento de Al, Si, Ga, Sn, Ge, Ag, Au, Bi, Mn, Nb, Zr ou Cr, onde o teor total de Nb e de Zr é inferior a 0,20 %at, quando X compreende Nb e / ou Zr; a quantidade de Co, Fe e impurezas inevitáveis é de 0 %at N 20 %at; e um teor de impurezas compreendendo O de 0,1 %at N 1,0 %at.

[009] %at, no presente invento, significa a percentagem atômica.

[010] O elemento de terras raras indicado pela presente invenção é selecionado a partir de pelo menos um elemento de Nd, Pr, Dy, Tb, Ho, La, Ce, Pm, Sm, Eu, Gd, Er, Tm, Yb, Lu ou ítrio.

[011] B difícil garantir a precisão do resultado da detecção para os elementos-traço na pesquisa anterior, devido às restrições do dispositivo de detecção. Recentemente, com o melhoramento das técnicas de detecção, surgiram dispositivos de detecção com uma maior precisão, tal como o espectrômetro de massa de plasma indutivamente acoplado (ICP-MS - Inductively Coupled Plasma Mass Spectrometer), o micro-analisador de sonda de campo com emissão de elétrons (FE-EPMA - Field Emission Electron Probe Micro Analyzer), e assim por diante. 0 ICP-MS (Agilent tipo 7700x) é capaz de detectar um elemento com um teor de 10 ppb (partes por bilhão). 0 FE-EPMA (@E0L tipo 8530F) usa um canhão de emissão de campo e um feixe elétrico muito fino ainda pode ser garantido quando operado sob uma alta corrente, com a resolução mais alta atingindo 3 nm e o limite de detecção para o teor dos elementos na micro-região atingindo cerca de 100 ppm.

[012] A presente invenção é diferente da tendência convencional, que adota uma adição maior de matéria prima metálica de elevado ponto de fusão de Zr, Hf, Mo, V, W e Nb (geralmente limitada em torno 0,25 %at), formando fases amorfas e fases de têmpera isotrópicas, consequentemente deteriorando o grau de orientação do cristal e reduzindo significativamente a Br (remanência) e o (BH)max (produto energético máximo); o presente invento compreende uma quantidade menor de W, isto é, apresenta um teor abaixo 0,03 %at, porque W é um elemento não magnético, o efeito de diluição é menor, e dificilmente contém fases amorfas e fases de têmpera isotrópicas na liga de têmpera do ímã; por conseguinte, a quantidade menor de W da presente invenção absolutamente não reduz a Br e o (BH)max, em vez disso, aumenta a Br e o (BH)max.

[013] Com referência à literatura do estado da arte, W tem um maior limite de solubilidade sólida, portanto uma menor quantidade de W pode dissolver-se uniformemente no líquido fundido. No entanto, como o raio iônico e a estrutura eletrônica de W são diferentes daqueles do elemento principal que constitui o elemento de terras raras, Fe e B; por conseguinte, não há quase nenhum W na fase principal de R2Fei4B, com W concentrando-se na borda do grão de cristal com a precipitação da fase principal de R2Fei4B durante o processo de resfriamento do líquido fundido. Quando a composição da matéria prima é preparada, a composição do tipo terras raras é concebida como a maior parte da composição da liga da fase principal, e consequentemente o teor de terras raras (R) é maior na borda do grão de cristal; em outras palavras, a fase rica em R (também chamada como fase rica em Nd) compreende a maioria do W (detectado e verificado com o FE-EPMA, a maior parte da quantidade menor de W que existia na borda do grão de cristal), depois que o W se dissolve na borda do grão, uma vez que a compatibilidade do elemento W, do elemento de terras raras e de Cu são relativamente pobres; o W da fase rica em R na borda do grão é precipitado e separado durante o processo de resfriamento, quando a temperatura de solidificação da borda do grão atinge cerca de 500 ~ 700 °C, e W pode ser precipitado minoritariamente em um modo de dispersão uniforme, já que W está posicionado na região em que B, C e O são difundidos lentamente, e é difícil formar um composto com um tamanho grande compreendendo W2B, WC e WO. Após a trituração da liga de matéria prima, começam os processos de compactação e de sinterização, em que o grão da principal fase pode crescer durante os processos de compactação e de sinterização; no entanto, como o W (efeito de fixação) existente na borda do grão de cristal realiza um efeito de fixação para a migração da borda do grão, isto pode prevenir eficazmente a formação de crescimento anormal de grãos e tem um efeito muito favorável para melhorar as propriedades de SQ e de Hcj (coercitividade intrínseca). No exemplo da figura 1, que ilustra o princípio do efeito de fixação para a migração da borda do grão, a mancha negra na figura 1 representa o cristal de fixação de W, o numeral 2 representa o líquido fundido da liga, o numeral 3 representa os grãos, a seta representa a direção de crescimento dos grãos; tal como ilustrado na figura 1, durante o processo de crescimento dos grãos, a substância do cristal de fixação de W se acumula na superfície da direção de crescimento dos grãos, confrontando o processo de migração das substâncias entre os grãos e o ambiente externo, e por conseguinte o crescimento dos grãos é bloqueado.

[014] Do mesmo modo, porque W é precipitado uniforme e minoritariamente, a ocorrência de CAG é impedida no composto intermetálico de terras raras R2Fei4B, e a quadratura (SQ) do ímã fabricado é melhorada. Além disso, como a distribuição de Cu na borda do grão aumenta a quantidade de fase líquida com um baixo ponto de fusão, isto promove a migração de W, como visto no resultado do EPMA na fig.3; na presente invenção, a distribuição de W na borda do grão é bastante uniforme, com uma faixa de distribuição que excede a faixa de distribuição de fase rica em Nd e envolve totalmente toda a fase rica em Nd, o que pode ser considerado como uma evidência de que o W desempenha o efeito de fixação e bloqueia o crescimento do cristal.

[015] Além disso, na maneira convencional, uma pluralidade de fases de boreto metálico com um alto ponto de fusão podem surgir devido à adição abundante de elementos de metal com alto ponto de fusão, compreendendo Zr, Hf, Mo, V, W, Nb, etc.; as fases de boreto têm uma dureza muito elevada, sendo muito rígidas, podendo deteriorar acentuadamente as propriedades de usinagem. No entanto, como o teor de W da presente invenção é muito pequeno, e dificilmente surgem fases de boreto metálico de alto ponto de fusão, a pequena ocorrência disto dificilmente deteriora a usinagem.

[016] O que precisa ser explicado é que no método de preparação de terras raras usual e presentemente adotado, um cadinho eletrolisador de grafite é utilizado, em que um cadinho de grafite cilíndrico é utilizado como pólo positivo (anodo), uma haste de tungsténio (W) fica disposta sobre o eixo do cadinho e é utilizada como pólo negativo (catodo), e o fundo de um cadinho de tungstênio é utilizado para coletar o metal de terras raras. No processo de fabricação do elemento de terras raras (tal como Nd), conforme descrito, uma pequena quantidade de W é inevitavelmente misturada. Naturalmente, molibdênio (Mo) e outros metais de alto ponto de fusão também podem ser adotados como pólo negativo, e, dessa forma, um cadinho de molibdênio é adotado para obter e coletar um elemento terras raras completamente desprovido de W.

[017] Na presente invenção, o W também pode ter impurezas da matéria prima e similares, e a seleção da matéria prima (tal como Fe puro, metais de terras raras, B, etc.) adotada pela presente invenção depende do conteúdo de impurezas da matéria prima; obviamente, uma matéria prima (tal como Fe puro, metais de terras raras, B, etc.) com um teor de W abaixo do limite de detecção pelos instrumentos existentes também pode ser selecionada (podendo ser considerada como desprovida de W), adotando deste modo a adição de um teor de material metálico de W conforme indicado pelo presente invento. Em suma, a matéria prima deve compreender uma quantidade necessária de W, independentemente da origem do W. Os teores do elemento de W de metal de Nd, a partir de diferentes fábricas e diferentes áreas de produção, estão exemplificados na Tabela 1. TABELA 1 - Conteúdo do elemento W de metal de Nd a partir de diferentes fábricas e diferentes áreas de produção

[018] O significado de 2N5 representado na Tabela 1 é 99,5%.

[019] O que precisa ser explicado é que no presente invento a faixa de teores de R é de 12 %at N 15,2 %at, de B é de 5 %at ~ 8 %at, a proporção de Co e Fe é de 0 %at ~ 20 %at, etc., sendo esta uma seleção de valores convencional, na presente invenção; por conseguinte, a faixa de teores de R, B, Fe e Co nas formas de incorporação não precisa ser testada e avaliada.

[020] Além disso, um ambiente com baixo oxigênio é necessário para a realização de todos os processos de fabricação do ímã da presente invenção; o conteúdo de O é controlado entre 0,1 %at ~ 1,0 %at, para que o efeito afirmado pela presente invenção possa ser obtido. De um modo geral, um ímã de terras raras com um teor mais elevado de oxigênio (acima de 2500 ppm) é capaz de reduzir a formação de CAG; no entanto, apesar de um ímã de terras raras com um teor mais baixo de oxigênio ter propriedades magnéticas favoráveis, a formação de CAG ocorre facilmente; em comparação, a presente invenção compreende apenas uma quantidade extremamente pequena de W e uma pequena quantidade de Cu, sendo capaz, simultaneamente, de adquirir o efeito de reduzir o CAG em ímãs com pouco oxigênio.

[021] O que deve ser observado é que, como o processo de fabricação de ímãs com baixo oxigênio é uma técnica convencional, e esse modo de fabricação com baixo oxigênio é adotado em todas as formas de incorporação da presente invenção, não será feita aqui uma descrição mais detalhada sobre isto.

[022] Em uma forma de incorporação preferida, o teor de X está abaixo de 2,0 %at.

[023] Em uma forma de incorporação preferida, o ímã é fabricado pelas seguintes etapas: realização de um processo de produção de uma liga para o ímã sinterizado, por meio da moldagem de uma matéria prima fundida tendo a composição do ímã sinterizado a uma velocidade de têmpera de 102 °C / s ~ 104 °C / s; realização de um processo de produção de um pó fino, primeiramente triturando-se a liga de maneira mais grosseira e em segundo lugar triturando-se mais finamente a liga do ímã sinterizado; e obtenção de um material compacto através de um método de compactação por campo magnético, sendo depois realizada uma sinterização do material compacto sob vácuo ou gás inerte a uma temperatura de 900 °C ~ 1100 °C para obter o ímã sinterizado. B uma técnica convencional na indústria adotar uma temperatura de sinterização de 900 °C ~ 1100 °C; portanto, a faixa de temperaturas de sinterização das formas de incorporação não precisa ser testada e avaliada.

[024] Quando os procedimentos acima mencionados são adotados, o grau de dispersão de W na borda do grão é aumentado, a quadratura excede 95%, e as propriedades de resistência ao calor do ímã são melhoradas.

[025] A pesquisa mostra que os métodos para aumentar o grau de dispersão de W são os seguintes: 1) Ajustar a velocidade de resfriamento da liga para o ímã sinterizado, formada pelo líquido fundido que compreende os componentes do ímã sinterizado; quanto mais rápida a velocidade de resfriamento, melhor o grau de dispersão de W; 2) Controlar a viscosidade do líquido fundido que compreende os componentes de ímã sinterizado; quanto menor a viscosidade, melhor será o grau de dispersão de W; 3) Ajustar a velocidade de resfriamento após a sinterização; quanto mais rápida a velocidade de resfriamento, melhor o grau de dispersão de W, porque o defeito da estrutura reticulada é reduzido.

[026] Na presente invenção, o grau de dispersão W é melhorado principalmente através do controle da velocidade de resfriamento do líquido fundido.

[027] Em uma forma de incorporação preferida, o teor de B do ímã sinterizado é preferencialmente de 5,0 %at ~ 6,5 %at. A fase de composto de boreto é formada porque a quantidade excessiva de B reage muito facilmente com W, tais fases de compostos de boreto tendo uma dureza muito elevada, de grande rigidez, deteriorando nitidamente as propriedades de usinagem; adicionalmente, à medida que a fase de composto de boreto (fase WB2), com um tamanho grande, é formada, o efeito de fixação uniforme de W na borda do grão de cristal é afetado; por conseguinte, a formação da fase de composto de boreto é reduzida, e o efeito de fixação uniforme de W é suficientemente realizado através da redução adequada do teor de B. Pela análise de FEC-EPMA, quando o teor de B está acima 6,5 %at, uma grande quantidade de R (T, B)2 compreendendo B pode ser gerada na borda do grão de cristal, e quando o teor de B está entre 5,0 %at ~ 6,5 %at, uma fase do tipo R6T13X (X = Al, Cu, Ga, etc.) compreendendo W é gerada; a geração desta fase otimiza a coercitividade e a quadratura, possuindo um fraco magnetismo. W é benéfico para a geração da fase do tipo R6T13X, melhorando a estabilidade.

[028] Em uma forma de incorporação preferida, o teor de Al do ímã sinterizado é preferivelmente de 0,8 %at ~ 2,0 %at, e pela análise de FEC-EPMA, quando o teor de Al é de 0,8 %at ~ 2,0 %at, uma fase do tipo R6T13X (X = Al, Cu, Ga, etc.) compreendendo W é gerada; a geração desta fase otimizar a coercitividade e a quadratura, possuindo um fraco magnetismo. W é benéfico para a geração da fase do tipo R6T13X, melhorando a estabilidade.

[029] Em uma forma de incorporação preferida, as impurezas inevitáveis na presente invenção compreendem ainda uma pequena quantidade de C, N, S, P e outras impurezas, na matéria prima ou inevitavelmente misturadas no processo de fabricação; por conseguinte, durante o processo de fabricação do ímã sinterizado da presente invenção, o teor de C é controlado para ficar preferencialmente abaixo de 1 %at, mais preferivelmente abaixo de 0,4 %at, enquanto que o teor de N é controlado para ficar abaixo de 0,5 %at, o teor de S é controlado para ficar abaixo de 0,1 %at, e o teor de P é controlado para ficar abaixo de 0,1 %at.

[030] Em uma forma de incorporação preferida, a trituração grosseira compreende o processo de decrepitação por hidrogênio da liga do ímã sinterizado, para obter um pó grosso; a trituração fina compreende o processo de moagem a jato do pó grosso, compreendendo ainda um processo de remoção de pelo menos uma parte do pó tendo um tamanho de partícula menor do que 1,0 μm após a trituração fina; assim, o pó tendo um tamanho de partícula menor do que 1,0 μm é reduzido para menos de 10% do volume total do pó.

[031] Em uma forma de incorporação preferida, ocorre ainda um processo de tratamento do ímã sinterizado por difusão por RH da borda do grão. A difusão da borda do grão é geralmente realizada a uma temperatura de 700 °C ~ 1050 °C, tal faixa de temperatura sendo uma seleção convencional na indústria; por conseguinte, a mencionada faixa de temperatura das formas de incorporação não precisa ser testada e avaliada.

[032] Durante a difusão da borda do grão para o ímã sinterizado, uma quantidade menor de W pode gerar uma quantidade muito menor de cristal de W, e pode não impedir a difusão de RH {heavy rare earth element - elemento pesado de terras raras); por conseguinte, a velocidade de difusão é muito rápida. Além disso, a fase rica em Nd com um baixo ponto de fusão é formada, compreendendo a quantidade apropriada de Cu, que pode ter ainda o efeito de promover a difusão. Portanto, o imã da presente invenção preparado com difusão de RH na borda do grão é capaz de um desempenho extremamente alto e de obter resultados muito bons.

[033] Em uma forma de incorporação preferida, o RH é selecionado a partir de pelo menos um elemento dentre Dy ou Tb.

[034] Uma forma de incorporação preferida compreende ainda uma etapa de tratamento de envelhecimento, com o tratamento do ímã sinterizado a uma temperatura de 400 °C ~ 650 °C.

[035] Uma forma de incorporação preferida compreende ainda um tratamento de envelhecimento em duas etapas: na primeira etapa o ímã sinterizado é tratado termicamente a 800 °C ~ 950 °C durante 1 h ~ 2 h, e na segunda etapa o ímã sinterizado é tratado termicamente a 450 °C ~ 660 °C durante 1h ~ 4h.

[036] Em uma forma de incorporação preferida, o teor de S do ímã sinterizado é de 0,1 %at N 0,5 %at. Nessa faixa, a proporção entre O, W e Cu alcança o melhor valor, a resistência ao calor do ímã sinterizado é alta, o ímã é estável sob condições de funcionamento dinâmico, o conteúdo de oxigênio é baixo, e a Hcj é aumentada quando não há CAG.

[037] Em uma forma de incorporação preferida, o conteúdo de Ga do ímã sinterizado é de 0,05 %at ~ 0,8 %at.

[038] Outro objetivo da presente invenção é prover uma liga de têmpera para o ímã sinterizado baseado em R-Fe-B-Cu contendo W.

[039] Uma liga de têmpera para o ímã sinterizado baseado em R-Fe-B-Cu contendo W compreende uma área rica em W, com um teor de W acima de 0,004 %at e abaixo de 0,26 %at, com a área rica em W sendo distribuída com uma dispersão uniforme na borda do grão de cristal, e representando pelo menos 50% em volume da borda do grão de cristal.

[040] Em comparação com a técnica convencional, o presente invento tem as seguintes vantagens: 1) Com base na técnica de três ímãs para a produção em massa do estado da arte, que melhora as propriedades do ímã, a presente invenção dedica uma investigação relacionada com micro-elementos, melhorando a SQ, a Hcj, a Br e o (BH)max do imã ao inibir o CAG durante a sinterização; os resultados mostram que uma quantidade menor da substância do cristal de fixação de W fixa uniformemente a migração da borda do grão de cristal, o que impede efetivamente a geração de crescimento anormal de grãos (CAG), permitindo obter um efeito significativamente melhor. 2) O teor de W da presente invenção é muito menor e está disperso uniformemente, com fases de boreto metálico de alto ponto de fusão raramente aparecendo, não havendo quase nenhuma deterioração do processo de usinagem. 3) O presente invento compreende uma quantidade menor de W (elemento não magnético), isto é, apresenta um teor abaixo de 0,03 %at, em que o efeito de diluição é menor, e dificilmente há fases amorfas e fases de têmpera isotrópicas na liga de têmpera do ímã, conforme o teste com FEC-EPMA; a maior parte da menor quantidade de W está na borda do grão de cristal, por conseguinte, a quantidade menor de W da presente invenção absolutamente não reduz a Br e o (BH)max, em vez disso, aumenta a Br e o (BH)max; 4) O componente da presente invenção compreende uma quantidade menor de Cu e de W, de modo que o composto intermetálico com alto ponto de fusão [tal como a fase de WB2 (ponto de fusão de 2365 °C), etc.] não pode ser gerado na borda do grão, enquanto muitas ligas eutéticas tais como RCu (ponto de fusão de 662 °C), RCU2 (ponto de fusão de 840 °C) e Nd-Cu (ponto de fusão de 492 °C), etc., são geradas; como resultado, quase todas as fases na borda do grão de cristal, exceto a fase de W, são fundidas sob a temperatura de difusão de borda do grão, em que a eficiência da difusão de borda do grão é favorável, a quadratura e a coercitividade foram melhoradas de uma forma sem precedentes, especialmente a quadratura, que alcança um valor acima de 99%, obtendo- se assim um ímã de alta performance com ótimas propriedades de resistência ao calor. A fase de WB2 compreende uma liga de WFeB, uma liga de WFe, uma liga de WB, e assim por diante. 5) Uma quantidade menor de W é capaz de promover a formação de fase do tipo R6T13X (X = Al, Cu e Ga, etc.), em que a geração desta fase fracamente magnética melhora a coercitividade e a quadratura. BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS - A fig. 1 ilustra esquematicamente o princípio do efeito de fixação de W para a migração da borda do grão; - A fig. 2 ilustra o resultado da detecção do EPMA para uma chapa de liga de têmpera de uma amostra 3 da forma de incorporação 1 da invenção; - A fig. 3 ilustra o resultado da detecção do EPMA para um ímã sinterizado de uma amostra 3 da forma de incorporação 1 da invenção.

DESCRIÇÃO DETALHADA DAS FORMAS DE INCORPORAÇÃO PREFERIDAS

[041] A presente invenção será descrita através das suas formas de incorporação.

[042] As definições de BHH, do processo de avaliação das propriedades magnéticas, e a determinação de CAG, são conforme visto abaixo.

[043] BHH é a soma do (BH)max e da Hcj, sendo um dos padrões de avaliação das propriedades globais do ímã.

[044] No processo de avaliação das propriedades magnéticas, o ímã sinterizado é testado em um sistema de ensaio não destrutivo tipo NIM-10000H para o BH de grandes ímãs permanentes de terras raras, na China Jiliang University (Instituto de Metrologia da China).

[045] Na determinação do CAG, o ímã sinterizado é polido em uma direção perpendicular à sua direção de alinhamento, em que a quantidade média de CAG compreendido em cada 1 cm2 é determinada; o CAG obtido pela presente invenção apresenta um tamanho de grão superior a 40 μm.

[046] O limite de detecção detectado com o FEC-EPMA obtido para cada amostra foi de cerca de 100 ppm; as condições de detecção são mostradas abaixo:

[047] A resolução mais alta do FE-EPMA atinge 3 nm; a resolução também pode chegar a 50 nm nas condições de detecção indicadas acima. FORMA DE INCORPORAÇÃO 1

[048] Processo de preparação da matéria prima: Nd e Dy são preparados respectivamente com 99,5% de pureza, Fe-B industrial, Fe puro industrial, Co com 99,9% de pureza, Cu e Al respectivamente com 99,5% de pureza, e W com 99,999% de pureza; as percentagens são percentagens atômicas %at.

[049] Para controlar com precisão a proporção de utilização de W, o teor de W de Nd, Dy, Fe, B, Al, Cu e Co usados na amostra está abaixo do limite de detecção dos dispositivos existentes, onde a fonte de W vem uma peça de metal de W adicional.

[050] Os conteúdos de cada elemento são apresentados na Tabela 2. TABELA 2 - Proporção de cada elemento (%at)

[051] Foram preparados 100 kg de matéria prima de cada grupo numerado pela respectiva pesagem de acordo com a Tabela 2.

[052] No processo de fusão, a matéria prima preparada foi colocada em um cadinho feito de óxido de alumínio, realizando-se uma fusão a vácuo em um forno de fusão de indução a vácuo de frequência média, em 10-2 Pa de vácuo e abaixo de 1500 °C.

[053] No processo de moldagem, após o processo de fusão a vácuo, o forno de fusão foi preenchido com gás Ar (argônio), com a pressão de Ar atingindo 50000 Pa, sendo então obtida uma liga de têmpera moldada pelo método de têmpera de rolete único a uma velocidade de têmpera de 102 °C / s ~ 104 °C / s, com a preservação térmica da liga de têmpera a 600 °C durante 60 minutos, sendo em seguida resfriada à temperatura ambiente.

[054] Os resultados da detecção do composto de Cu, Nd e W da liga de têmpera fabricada de acordo com a amostra 3, usando o micro-analisador de sonda de campo com emissão de elétrons FEC-EPMA {Field Emission Electron Probe Micro Analyzer} [Japanese Electronic Kabushiki Kaisha (JEOL), 8530F], são mostrados na figura 2, onde pode ser observado que W está distribuído na fase rica em R com uma elevada dispersão.

[055] Na detecção das chapas de liga de têmpera com FE-EPMA, a região rica em W está distribuída na borda do grão de cristal com uma dispersão uniforme, ocupando pelo menos 50% em volume das bordas dos grãos de cristal da liga, em que a região rica em W significa uma região com um conteúdo de W acima de 0,004 %at e abaixo de 0,26 %at.

[056] No processo de decrepitação por hidrogênio, em temperatura ambiente, foi formado vácuo no forno de decrepitação por hidrogênio tendo a liga colocada nele; em seguida, o forno foi preenchido com hidrogênio com 99,5% de pureza até a pressão atingir 0,1 MPa; depois da liga permanecer ali durante 2 horas, foi formado vácuo e, ao mesmo tempo, um aquecimento foi realizado, realizando-se o bombeamento de vácuo a 500 °C durante 2 horas, seguido por resfriamento, com o pó tratado sendo retirado após o processo de decrepitação por hidrogênio.

[057] No processo de trituração fina, foi realizada uma moagem a jato de uma amostra no ambiente de trituração, sob uma pressão de 0,4 MPa e em uma atmosfera com gás oxidante abaixo de 100 ppm, obtendo-se então um tamanho de partícula médio de 4,5 μm de pó fino. O gás oxidante é oxigênio ou água.

[058] Foi utilizada uma peneira para peneirar o pó fino parcial (ocupando 30% do peso total do pó fino) tratado após o processo de trituração fina, havendo a remoção das partículas de pó com um tamanho de partícula menor do que 1,0 μm, misturando-se então o pó fino peneirado com o restante do pó fino não peneirado. O pó com um tamanho de partícula menor do que 1,0 μm é assim reduzido para menos de 10% em volume do pó total existente no pó fino misturado.

[059] Metilcaprilato foi adicionado ao pó tratado após a moagem a jato, em uma quantidade adicionada de 0,2% em peso do pó misturado, e depois a mistura foi exaustivamente misturada por meio de um misturador do tipo em "V".

[060] No processo de compactação sob campo magnético, foi usada uma máquina de moldagem de campo magnético de tipo transverso, onde a compactação do pó compreendeu a adição de metilcaprilato, sendo formado um cubo com lados de 25 mm em um campo de orientação de 1,8 T e sob uma pressão de compactação de 0,4 t / cm2; em seguida, o cubo assim formado sofreu desmagnetização em um campo magnético de 0,2 T.

[061] O cubo compactado assim formado foi selado de modo a não ficar exposto ao ar, sendo então compactado pela segunda vez em uma máquina de compactação secundária (máquina de compactação por prensagem isostática) sob uma pressão de 1,4 t / cm2.

[062] No processo de sinterização, cada cubo compacto foi movido para o forno de sinterização, sendo primeiro sinterizado sob um vácuo de 10-3 Pa e mantido respectivamente durante 2 horas a 200 °C e durante 2 horas a 800 °C; em seguida, foi sinterizado durante 2 horas a 1030 °C, e depois disso o forno de sinterização foi preenchido com gás Ar (argônio), atingindo uma pressão de Ar de 0,1 MPa, sendo então resfriado à temperatura ambiente.

[063] No processo de tratamento térmico, houve o recozimento do ímã sinterizado durante 1 hora a 460 °C em uma atmosfera de gás Ar de alta pureza, sendo em seguida, resfriado à temperatura ambiente e levado para fora.

[064] No processo de usinagem, foi feita a usinagem do ímã sinterizado depois do tratamento térmico, obtendo-se um ímã com um diâmetro Φ de 15 mm e 5 mm de espessura, com essa espessura de 5 mm sendo a direção de orientação do campo magnético.

[065] Os ímãs sinterizados fabricados de acordo com as amostras 1 ~ 7 foram diretamente testados, e as propriedades magnéticas foram avaliadas. Os resultados da avaliação dos ímãs das amostras são apresentados na Tabela 3 e na Tabela 4. TABELA 3 - Avaliação da micro-estrutura das amostras

[066] A fase amorfa e a fase isotrópica na Tabela 3 referem-se à fase amorfa e à fase isotrópica da liga.

[067] A fase rica em W na Tabela 3 é uma região com teor de W acima de 0,004 %at e abaixo de 0,26 %at. TABELA 4 - Avaliação das propriedades magnéticas das amostras

[068] Durante o processo de fabricação, é dada especial atenção ao controle do teor de O, C e N, e os teores dos três elementos O, C e N são controlados para ficarem respectivamente abaixo de 0,1 %at ~ 0,5 %at, 0,3 %at, e 0,1 %at.

[069] Pode-se chegar à conclusão de que, na presente invenção, quando o teor de W no ímã está abaixo de 0,0005 %at, o efeito de fixação dificilmente é eficaz, porque o teor de W é muito baixo, e a existência de Cu na matéria prima pode facilmente provocar CAG, reduzindo a Hcj e a SQ; de maneira oposta, quando o teor de W excede 0,03 %at, uma parte da fase de WB2 pode ser gerada, o que reduz a quadratura e as propriedades magnéticas; além disso, a fase amorfa e a fase isotrópica podem ser geradas na liga de têmpera obtida, reduzindo drasticamente as propriedades magnéticas.

[070] Os resultados da detecção do composto de Cu, Nd e W da liga de têmpera fabricada de acordo com a amostra 3, usando o micro-analisador de sonda de campo com emissão de elétrons FEC-EPMA [Japanese Electronic Kabushiki Kaisha (JEOL), 8530F], são mostrados na figura 3, podendo ser observado que W está distribuído com uma elevada dispersão, executando um efeito de fixação uniforme para a migração da borda de grão e impedindo a formação de CAG.

[071] Do mesmo modo, na detecção das amostras 2, 4, 5 e 6 com o FEC-EPMA, também pode ser observado que W executa um efeito de fixação uniforme para a migração da borda de grão, com uma alta dispersão, impedindo a formação de CAG. FORMA DE INCORPORAÇÃO 2

[072] Processo de preparação da matéria prima: Nd, Pr e Tb são preparados respectivamente com 99,9% de pureza, B com 99,9% de pureza, Fe com 99,9% de pureza, W com 99,999% de pureza, e Cu e Al respectivamente com 99,5% de pureza; as percentagens são percentagens atômicas %at.

[073] Para controlar com precisão a proporção de utilização de W, o teor de W de Nd, Pr, Tb, Fe, B, Al e Cu usados na amostra está abaixo do limite de detecção dos dispositivos existentes, onde a fonte de W vem uma peça de metal de W adicional.

[074] Os conteúdos de cada elemento são apresentados na Tabela 5. TABELA 5 - Proporção de cada elemento (%at)

[075] Foram preparados 100 kg de matéria prima de cada grupo numerado pela respectiva pesagem de acordo com a Tabela 5.

[076] No processo de fusão, a matéria prima preparada foi colocada em um cadinho feito de óxido de alumínio, realizando-se uma fusão a vácuo em um forno de fusão de indução a vácuo de frequência média, em 10-2 Pa de vácuo e abaixo de 1500 °C.

[077] No processo de moldagem, após o processo de fusão a vácuo, o forno de fusão foi preenchido com gás Ar (argônio), com a pressão de Ar atingindo 30000 Pa, sendo então obtida uma liga de têmpera moldada pelo método de têmpera de rolete único a uma velocidade de têmpera de 102 °C / s ~ 104 °C / s, com a preservação térmica da liga de têmpera a 600 °C durante 60 minutos, sendo em seguida resfriada à temperatura ambiente.

[078] Na detecção das chapas de liga de têmpera das amostras 2 ~ 7 com o FE-EPMA, a região rica em W ficou distribuída na borda do grão de cristal com uma dispersão uniforme, ocupando pelo menos 50% em volume das bordas dos grãos de cristal da liga, em que a região rica em W significa uma região com um conteúdo de W acima de 0,004 %at e abaixo de 0,26 %at.

[079] No processo de decrepitação por hidrogênio, em temperatura ambiente, foi formado vácuo no forno de decrepitação por hidrogênio tendo a liga colocada nele; em seguida, o forno foi preenchido com hidrogênio com 99,5% de pureza até a pressão atingir 0,1 MPa; depois da liga permanecer ali durante 125 minutos, foi formado vácuo e, ao mesmo tempo, um aquecimento foi realizado, realizando-se o bombeamento de vácuo a 500 °C durante 2 horas, seguido por resfriamento, com o pó tratado sendo retirado após o processo de decrepitação por hidrogênio.

[080] No processo de trituração fina, foi realizada uma moagem a jato de uma amostra no ambiente de trituração, sob uma pressão de 0,41 MPa e em uma atmosfera com gás oxidante abaixo de 100 ppm, obtendo-se então um tamanho de partícula médio de 4,3 μm de pó fino. O gás oxidante é oxigênio ou água.

[081] Metilcaprilato foi adicionado ao pó tratado após a moagem a jato, em uma quantidade adicionada de 0,25% em peso do pó misturado, e depois a mistura foi exaustivamente misturada por meio de um misturador do tipo em "V".

[082] No processo de compactação sob campo magnético, foi usada uma máquina de moldagem de campo magnético de tipo transverso, onde a compactação do pó compreendeu a adição de metilcaprilato, sendo formado um cubo com lados de 25 mm em um campo de orientação de 1,8 T e sob uma pressão de compactação de 0,3 t / cm2; em seguida, o cubo assim formado sofreu desmagnetização em um campo magnético de 0,2 T.

[083] O cubo compactado assim formado foi selado de modo a não ficar exposto ao ar, sendo então compactado pela segunda vez em uma máquina de compactação secundária (máquina de compactação por prensagem isostática) sob uma pressão de 1,0 t / cm2.

[084] No processo de sinterização, cada cubo compacto foi movido para o forno de sinterização, sendo primeiro sinterizado sob um vácuo de 10-3 Pa e mantido respectivamente durante 3 horas a 200 °C e durante 3 horas a 800 °C; em seguida, foi sinterizado durante 2 horas a 1020 °C, e depois disso o forno de sinterização foi preenchido com gás Ar (argônio), atingindo uma pressão de Ar de 0,1 MPa, sendo então resfriado à temperatura ambiente.

[085] No processo de tratamento térmico, houve o recozimento do ímã sinterizado durante 1 hora a 620 °C em uma atmosfera de gás Ar de alta pureza, sendo em seguida, resfriado à temperatura ambiente e levado para fora.

[086] No processo de usinagem, foi feita a usinagem do ímã sinterizado depois do tratamento térmico, obtendo-se um ímã com um diâmetro Φ de 15 mm e 5 mm de espessura, com essa espessura de 5 mm sendo a direção de orientação do campo magnético.

[087] Os ímãs sinterizados fabricados de acordo com as amostras 1 ~ 8 foram diretamente testados, e as propriedades magnéticas foram avaliadas. Os resultados da avaliação dos ímãs das amostras são apresentados na Tabela 6 e na Tabela 7. TABELA 6 - Avaliação da micro-estrutura das amostras

[088] A fase amorfa e a fase isotrópica na Tabela 6 referem-se à fase amorfa e à fase isotrópica da liga.

[089] A fase rica em W na Tabela 6 é uma região com teor de W acima de 0,004 %at e abaixo de 0,26 %at. TABELA 7 - Avaliação das propriedades magnéticas das amostras

[090] Durante o processo de fabricação, é dada especial atenção ao controle do teor de O, C e N, e os teores dos três elementos O, C e N são controlados para ficarem respectivamente abaixo de 0,1 %at ~ 0,5 %at, 0,4 %at, e 0,2 %at.

[091] Pode-se chegar à conclusão de que, na presente invenção, quando o teor de Cu está abaixo de 0,05 %at, a coercitividade, que depende da temperatura do tratamento térmico, pode ser aumentada, e as propriedades magnéticas são reduzidas; de maneira contrária, quando o teor de Cu excede 1,2 %at, com a quantidade de geração de CAG podendo aumentar como consequência do fenômeno do baixo ponto de fusão de Cu, mesmo o efeito de fixação de W dificilmente pode evitar a geração intensa de CAG, indicando que existe uma proporção adequada de Cu e W no ímã com baixo teor de oxigênio.

[092] Da mesma forma, na detecção das amostras 2 ~ 7 com o FEC-EPMA [Japanese Electronic Kabushiki Kaisha (JEOL), 8530F], também pode ser observado que W executa um efeito de fixação uniforme para a migração da borda de grão, com uma alta dispersão, impedindo a formação de CAG. FORMA DE INCORPORAÇÃO 3

[093] Processo de preparação da matéria prima: Nd é preparado com 99,5% de pureza, Fe-B industrial, Fe puro industrial, Co com 99,9% de pureza, Cu com 99,5% de pureza, e W com 99,999% de pureza; as percentagens são percentagens atômicas %at.

[094] Para controlar com precisão a proporção de utilização de W, o teor de W de Nd, Fe, B, Cu e Co usados na amostra está abaixo do limite de detecção dos dispositivos existentes, onde a fonte de W vem uma peça de metal de W adicional.

[095] Os conteúdos de cada elemento são apresentados na Tabela 8. TABELA 8 - Proporção de cada elemento (%at)

[096] Foram preparados 700 kg de matéria prima pela respectiva pesagem de acordo com a Tabela 8.

[097] No processo de fusão, a matéria prima preparada foi colocada em um cadinho feito de óxido de alumínio, realizando-se uma fusão a vácuo em um forno de fusão de indução a vácuo de frequência média, em 10-2 Pa de vácuo e abaixo de 1500 °C.

[098] No processo de moldagem, após o processo de fusão a vácuo, o forno de fusão foi preenchido com gás Ar (argônio), com a pressão de Ar atingindo 50000 Pa, sendo então obtida uma liga de têmpera moldada pelo método de têmpera de rolete único a uma velocidade de têmpera de 102 °C / s ~ 104 °C / s, com a preservação térmica da liga de têmpera a 600 °C durante 60 minutos, sendo em seguida resfriada à temperatura ambiente.

[099] Na detecção das chapas de liga de têmpera da amostras 2, 3, 4, 5 e 6 com o FE- EPMA, a região rica em W ficou distribuída na borda do grão de cristal com uma dispersão uniforme, ocupando pelo menos 50% em volume das bordas dos grãos de cristal da liga, em que a região rica em W significa uma região com um conteúdo de W acima de 0,004 %at e abaixo de 0,26 %at.

[0100] No processo de decrepitação por hidrogênio, em temperatura ambiente, foi formado vácuo no forno de decrepitação por hidrogênio tendo a liga colocada nele; em seguida, o forno foi preenchido com hidrogênio com 99,5% de pureza até a pressão atingir 0,1 MPa; depois da liga permanecer ali durante 97 minutos, foi formado vácuo e, ao mesmo tempo, um aquecimento foi realizado, realizando-se o bombeamento de vácuo a 500 °C durante 2 horas, seguido por resfriamento, com o pó tratado sendo retirado após o processo de decrepitação por hidrogênio.

[0101] No processo de trituração fina, o pó tratado foi dividido em 7 partes após o processo de decrepitação por hidrogênio, realizando-se uma moagem a jato de cada parte do pó no ambiente de trituração, sob uma pressão de 0,42 MPa e em uma atmosfera com 10 N 3000 ppm de gás oxidante, obtendo-se então um tamanho de partícula médio de 4,51 μm de pó fino. O gás oxidante é oxigênio ou água.

[0102] Metilcaprilato foi adicionado ao pó tratado após a moagem a jato, em uma quantidade adicionada de 0,1% em peso do pó misturado, e depois a mistura foi exaustivamente misturada por meio de um misturador do tipo em "V".

[0103] No processo de compactação sob campo magnético, foi usada uma máquina de moldagem de campo magnético de tipo transverso, onde a compactação do pó compreendeu a adição de metilcaprilato, sendo formado um cubo com lados de 25 mm em um campo de orientação de 1,8 T e sob uma pressão de compactação de 0,2 t / cm2; em seguida, o cubo assim formado sofreu desmagnetização em um campo magnético de 0,2 T.

[0104] O cubo compactado assim formado foi selado de modo a não ficar exposto ao ar, sendo então compactado pela segunda vez em uma máquina de compactação secundária (máquina de compactação por prensagem isostática) sob uma pressão de 1,4 t / cm2.

[0105] No processo de sinterização, cada cubo compacto foi movido para o forno de sinterização, sendo primeiro sinterizado sob um vácuo de 10-3 Pa e mantido respectivamente durante 2 horas a 200 °C e durante 2 horas a 700 °C; em seguida, foi sinterizado durante 2 horas a 1020 °C, e depois disso o forno de sinterização foi preenchido com gás Ar (argônio), atingindo uma pressão de Ar de 0,1 MPa, sendo então resfriado à temperatura ambiente.

[0106] No processo de tratamento térmico, em uma atmosfera de gás Ar de alta pureza, foi realizado um primeiro recozimento do ímã sinterizado durante 1 hora a 900 °C, em seguida foi realizado um segundo recozimento durante 1 hora a 500 °C, sendo depois resfriado à temperatura ambiente e levado para fora.

[0107] No processo de usinagem, foi feita a usinagem do ímã sinterizado depois do tratamento térmico, obtendo-se um ímã com um diâmetro Φ de 15 mm e 5 mm de espessura, com essa espessura de 5 mm sendo a direção de orientação do campo magnético.

[0108] Determinação da desmagnetização térmica: em primeiro lugar, o ímã sinterizado é colocado em um ambiente a 150 °C, com preservação térmica durante 30 min; em seguida, o ímã sinterizado é resfriado naturalmente à temperatura ambiente, sendo então testado o fluxo magnético do ímã sinterizado, havendo a comparação do resultado do teste com os dados de teste antes do aquecimento, e o cálculo das taxas de retenção de fluxo magnético antes e depois do aquecimento.

[0109] Os ímãs sinterizados fabricados de acordo com as amostras 1 ~ 7 foram diretamente testados, e as propriedades magnéticas foram avaliadas. Os resultados da avaliação dos ímãs das amostras são apresentados na Tabela 9 e na Tabela 10. TABELA 9 - Avaliação da micro-estrutura das amostras

[0110] A fase rica em W na Tabela 9 é uma região com teor de W acima de 0,004 %at e abaixo de 0,26 %at. TABELA 10 - Avaliação das propriedades magnéticas das amostras

[0111] Durante o processo de fabricação, é dada especial atenção ao controle do teor de C e N, e os teores dos três elementos C e N são controlados para ficarem respectivamente abaixo de 0,2 %at e 0,25 %at.

[0112] Pode-se chegar à conclusão de que mesmo que exista uma quantidade adequada de W e de Cu, quando o conteúdo de O do ímã está abaixo de 0,1 %at, e o limite do efeito de fixação de W é excedido, o CAG pode ocorrer facilmente; portanto, o fenômeno de CAG ainda acontece, e reduz drasticamente as propriedades magnéticas. Ao contrário, mesmo que exista uma quantidade adequada de W e Cu, quando o conteúdo de O do imã excede 0,1 %at, consequentemente, a dispersão do conteúdo de oxigênio começa a ficar pior, sendo gerados no ímã locais com muito oxigênio e outros locais com pouco oxigênio, não uniformes, havendo aumento da geração de CAG, o que reduz a coercitividade e a quadratura.

[0113] Do mesmo modo, na detecção das amostras 2 ~ 6 com o FEC-EPMA [Japanese Electronic Kabushiki Kaisha (JEOL), 8530F], também pode ser observado que W executa um efeito de fixação uniforme para a migração da borda de grão, com uma alta dispersão, impedindo a formação de CAG. FORMA DE INCORPORAÇÃO 4

[0114] Processo de preparação da matéria prima: Nd e Dy são preparados respectivamente com 99,5% de pureza, Fe-B industrial, Fe puro industrial, Co com 99,9% de pureza, Cu e Al respectivamente com 99,5% de pureza, e W com 99,999% de pureza; as percentagens são percentagens atômicas %at.

[0115] Para controlar com precisão a proporção de utilização de W, o teor de W de Nd, Dy, Fe, B, Al, Cu e Co usados na amostra está abaixo do limite de detecção dos dispositivos existentes, onde a fonte de W vem uma peça de metal de W adicional.

[0116] Os conteúdos de cada elemento são apresentados na Tabela 11. TABELA 11 - Proporção de cada elemento (%at)

[0117] Foram preparados 100 kg de matéria prima de cada grupo numerado pela respectiva pesagem de acordo com a Tabela 11.

[0118] No processo de fusão, a matéria prima preparada foi colocada em um cadinho feito de óxido de alumínio, realizando-se uma fusão a vácuo em um forno de fusão de indução a vácuo de frequência média, em 10-2 Pa de vácuo e abaixo de 1500 °C.

[0119] No processo de moldagem, após o processo de fusão a vácuo, o forno de fusão foi preenchido com gás Ar (argônio), com a pressão de Ar atingindo 20000 Pa, sendo então obtida uma liga de têmpera moldada pelo método de têmpera de rolete único a uma velocidade de têmpera de 102 °C / s ~ 104 °C / s, com a preservação térmica da liga de têmpera a 800 °C durante 10 minutos, sendo em seguida resfriada à temperatura ambiente.

[0120] Fazendo-se a detecção das chapas de liga de têmpera das amostras 1 ~ 7 usando o FEC-EPMA, a região rica em W está distribuída na borda do grão de cristal com uma dispersão uniforme, ocupando pelo menos 50% em volume das bordas dos grãos de cristal da liga, em que a região rica em W significa uma região com um conteúdo de W acima de 0,004 %at e abaixo de 0,26 %at.

[0121] No processo de decrepitação por hidrogênio, em temperatura ambiente, foi formado vácuo no forno de decrepitação por hidrogênio tendo a liga colocada nele; em seguida, o forno foi preenchido com hidrogênio com 99,5% de pureza até a pressão atingir 0,1 MPa; depois da liga permanecer ali durante 120 minutos, foi formado vácuo e, ao mesmo tempo, um aquecimento foi realizado, realizando-se o bombeamento de vácuo a 500 °C durante 2 horas, seguido por resfriamento, com o pó tratado sendo retirado após o processo de decrepitação por hidrogênio.

[0122] No processo de trituração fina, foi realizada uma moagem a jato de uma amostra no ambiente de trituração, sob uma pressão de 0,6 MPa e em uma atmosfera com gás oxidante abaixo de 100 ppm, obtendo-se então um tamanho de partícula médio de 4,5 μm de pó fino. O gás oxidante é oxigênio ou água.

[0123] Foi utilizada uma peneira para peneirar o pó fino parcial (ocupando 30% do peso total do pó fino) tratado após o processo de trituração fina, havendo a remoção das partículas de pó com um tamanho de partícula menor do que 1,0 μm, misturando-se então o pó fino peneirado com o restante do pó fino não peneirado. O pó com um tamanho de partícula menor do que 1,0 μm é assim reduzido para menos de 2% em volume do pó total existente no pó fino misturado.

[0124] Metilcaprilato foi adicionado ao pó tratado após a moagem a jato, em uma quantidade adicionada de 0,2% em peso do pó misturado, e depois a mistura foi exaustivamente misturada por meio de um misturador do tipo em "V".

[0125] No processo de compactação sob campo magnético, foi usada uma máquina de moldagem de campo magnético de tipo transverso, onde a compactação do pó compreendeu a adição de metilcaprilato, sendo formado um cubo com lados de 25 mm em um campo de orientação de 1,8 T e sob uma pressão de compactação de 0,2 t / cm2; em seguida, o cubo assim formado sofreu desmagnetização em um campo magnético de 0,2 T.

[0126] O cubo compactado assim formado foi selado de modo a não ficar exposto ao ar, sendo então compactado pela segunda vez em uma máquina de compactação secundária (máquina de compactação por prensagem isostática) sob uma pressão de 1,0 t / cm2.

[0127] No processo de sinterização, cada cubo compacto foi movido para o forno de sinterização, sendo primeiro sinterizado sob um vácuo de 10-3 Pa e mantido respectivamente durante 2 horas a 200 °C e durante 2 horas a 800 °C; em seguida, foi sinterizado durante 2 horas a 1040 °C, e depois disso o forno de sinterização foi preenchido com gás Ar (argônio), atingindo uma pressão de Ar de 0,1 MPa, sendo então resfriado à temperatura ambiente.

[0128] No processo de tratamento térmico, houve o recozimento do ímã sinterizado durante 1 hora a 400 °C em uma atmosfera de gás Ar de alta pureza, sendo em seguida, resfriado à temperatura ambiente e levado para fora.

[0129] No processo de usinagem, foi feita a usinagem do ímã sinterizado depois do tratamento térmico, obtendo-se um ímã com um diâmetro Φ de 15 mm e 5 mm de espessura, com essa espessura de 5 mm sendo a direção de orientação do campo magnético.

[0130] Os ímãs sinterizados fabricados de acordo com as amostras 1 ~ 7 foram diretamente testados, e as propriedades magnéticas foram avaliadas. Os resultados da avaliação dos ímãs das amostras são apresentados na Tabela 12 e na Tabela 13. TABELA 12 - Avaliação da micro-estrutura das amostras

[0131] A fase amorfa e a fase isotrópica na Tabela 12 referem-se à fase amorfa e à fase isotrópica da liga.

[0132] A fase rica em W na Tabela 12 é uma região com teor de W acima de 0,004 %at e abaixo de 0,26 %at. TABELA 13 - Avaliação das propriedades magnéticas das amostras

[0133] Durante o processo de fabricação, é dada especial atenção ao controle do teor de O, C e N, e os teores dos três elementos O, C e N são controlados para ficarem respectivamente abaixo de 0,1 %at ~ 0,5 %at, 0,3 %at, e 0,1 %at.

[0134] Na detecção das amostras 1 ~7 usando o micro-analisador de sonda de campo com emissão de elétrons FEC-EPMA [Japanese Electronic Kabushiki Kaisha (JEOL), 8530F], pode ser observado que W está distribuído com uma elevada dispersão, executando um efeito de fixação uniforme para a migração da borda de grão e impedindo a formação de CAG.

[0135] Conclusão: por meio da análise do FEC-EPMA, quando o teor de B está acima de 6,5 %at, uma grande quantidade de R(T, B)2 compreendendo B pode ser gerada na borda do grão de cristal, e quando o conteúdo B é de 5,0 %at ~ 6,5 %at, uma fase do tipo R6T13X (X = Al, Cu, etc.) compreendendo W é gerada; a geração desta fase otimiza a coercitividade e a quadratura, possuindo um fraco magnetismo, onde W é benéfico para a geração da fase do tipo R6T13X, melhorando a estabilidade. FORMA DE INCORPORAÇÃO 5

[0136] Processo de preparação da matéria prima: Nd e Dy são preparados respectivamente com 99,5% de pureza, Fe-B industrial, Fe puro industrial, Co com 99,9% de pureza, Cu e Al respectivamente com 99,5% de pureza, e W com 99,999% de pureza; as percentagens são percentagens atômicas %at.

[0137] Para controlar com precisão a proporção de utilização de W, o teor de W de Nd, Dy, Fe, B, Al, Cu e Co usados na amostra está abaixo do limite de detecção dos dispositivos existentes, onde a fonte de W vem uma peça de metal de W adicional.

[0138] Os conteúdos de cada elemento são apresentados na Tabela 14. TABELA 14 - Proporção de cada elemento (%at)

[0139] Foram preparados 100 kg de matéria prima de cada grupo numerado pela respectiva pesagem de acordo com a Tabela 14.

[0140] No processo de fusão, a matéria prima preparada foi colocada em um cadinho feito de óxido de alumínio, realizando-se uma fusão a vácuo em um forno de fusão de indução a vácuo de frequência média, em 10-2 Pa de vácuo e abaixo de 1500 °C.

[0141] No processo de moldagem, após o processo de fusão a vácuo, o forno de fusão foi preenchido com gás Ar (argônio), com a pressão de Ar atingindo 50000 Pa, sendo então obtida uma liga de têmpera moldada pelo método de têmpera de rolete único a uma velocidade de têmpera de 102 °C / s ~ 104 °C / s, com a preservação térmica da liga de têmpera a 700 °C durante 5 minutos, sendo em seguida resfriada à temperatura ambiente.

[0142] No processo de decrepitação por hidrogênio, em temperatura ambiente, foi formado vácuo no forno de decrepitação por hidrogênio tendo a liga colocada nele; em seguida, o forno foi preenchido com hidrogênio com 99,5% de pureza até a pressão atingir 0,1 MPa; depois da liga permanecer ali durante 120 minutos, foi formado vácuo e, ao mesmo tempo, um aquecimento foi realizado, realizando-se o bombeamento de vácuo a 600 °C durante 2 horas, seguido por resfriamento, com o pó tratado sendo retirado após o processo de decrepitação por hidrogênio.

[0143] No processo de trituração fina, foi realizada uma moagem a jato de uma amostra no ambiente de trituração, sob uma pressão de 0,5 MPa e em uma atmosfera com gás oxidante abaixo de 100 ppm, obtendo-se então um tamanho de partícula médio de 5,0 μm de pó fino. O gás oxidante é oxigênio ou água.

[0144] Foi utilizada uma peneira para peneirar o pó fino parcial (ocupando 30% do peso total do pó fino) tratado após o processo de trituração fina, misturando-se então o pó fino peneirado com o restante do pó fino não peneirado. O pó com um tamanho de partícula menor do que 1,0 μm é assim reduzido para menos de 10% em volume do pó total existente no pó fino misturado.

[0145] Metilcaprilato foi adicionado ao pó tratado após a moagem a jato, em uma quantidade adicionada de 0,2% em peso do pó misturado, e depois a mistura foi exaustivamente misturada por meio de um misturador do tipo em "V".

[0146] No processo de compactação sob campo magnético, foi usada uma máquina de moldagem de campo magnético de tipo transverso, onde a compactação do pó compreendeu a adição de metilcaprilato, sendo formado um cubo com lados de 25 mm em um campo de orientação de 1,8 T e sob uma pressão de compactação de 0,2 t / cm2; em seguida, o cubo assim formado sofreu desmagnetização em um campo magnético de 0,2 T.

[0147] O cubo compactado assim formado foi selado de modo a não ficar exposto ao ar, sendo então compactado pela segunda vez em uma máquina de compactação secundária (máquina de compactação por prensagem isostática) sob uma pressão de 1,0 t / cm2.

[0148] No processo de sinterização, cada cubo compacto foi movido para o forno de sinterização, sendo primeiro sinterizado sob um vácuo de 10-3 Pa e mantido respectivamente durante 2 horas a 200 °C e durante 2 horas a 800 °C; em seguida, foi sinterizado durante 2 horas a 1060 °C, e depois disso o forno de sinterização foi preenchido com gás Ar (argônio), atingindo uma pressão de Ar de 0,1 MPa, sendo então resfriado à temperatura ambiente.

[0149] No processo de tratamento térmico, houve o recozimento do ímã sinterizado durante 1 hora a 420 °C em uma atmosfera de gás Ar de alta pureza, sendo em seguida, resfriado à temperatura ambiente e levado para fora.

[0150] No processo de usinagem, foi feita a usinagem do ímã sinterizado depois do tratamento térmico, obtendo-se um ímã com um diâmetro Φ de 15 mm e 5 mm de espessura, com essa espessura de 5 mm sendo a direção de orientação do campo magnético.

[0151] Os ímãs sinterizados fabricados de acordo com as amostras 1 ~ 7 foram diretamente testados, e as propriedades magnéticas foram avaliadas. Os resultados da avaliação dos ímãs das amostras são apresentados na Tabela 15 e na Tabela 16. TABELA 15 - Avaliação da micro-estrutura das amostras

[0152] A fase amorfa e a fase isotrópica na Tabela 15 referem-se à fase amorfa e à fase isotrópica da liga.

[0153] A fase rica em W na Tabela 15 é uma região com teor de W acima de 0,004 %at e abaixo de 0,26 %at. TABELA 16 - Avaliação das propriedades magnéticas das amostras

[0154] Durante o processo de fabricação, é dada especial atenção ao controle do teor de O, C e N, e os teores dos três elementos O, C e N são controlados para ficarem respectivamente abaixo de 0,1 %at ~ 0,5 %at, 0,3 %at, e 0,1 %at.

[0155] Na detecção das amostras 1 ~7 usando o micro-analisador de sonda de campo com emissão de elétrons FEC-EPMA [Japanese Electronic Kabushiki Kaisha (JEOL), 8530F], pode ser observado que W está distribuído com uma elevada dispersão, executando um efeito de fixação uniforme para a migração da borda de grão e impedindo a formação de CAG.

[0156] Conclusão: por meio da análise do FEC-EPMA, quando o teor de Al é de 0,8 %at ~ 2,0 %at, uma fase do tipo R6T13X (X = Al, Cu, etc.) compreendendo W é gerada, e a geração desta fase otimiza a coercitividade e a quadratura, possuindo um magnetismo fraco, com W sendo benéfico para a geração dessa fase do tipo R6T13X e melhorando a estabilidade. FORMA DE INCORPORAÇÃO 6

[0157] B feita a respectiva usinagem de cada grupo de ímãs sinterizados produzidos de acordo com a forma de incorporação 1, obtendo-se um ímã com um diâmetro Φ de 15 mm e 5 mm de espessura, com essa espessura de 5 mm sendo a direção de orientação do campo magnético.

[0158] Processo de tratamento de difusão da borda do grão: é feita a limpeza do ímã usinado para cada um dos corpos sinterizados, adotando-se uma matéria prima preparada por óxido de Dy e fluoreto de Tb em uma proporção de 3 : 1; a matéria prima no ímã foi pulverizada e totalmente revestida, o ímã revestido foi secado, e foi executado o tratamento de difusão de calor em uma atmosfera de Ar (argônio) a 850 °C durante 24 horas.

[0159] Processo de avaliação das propriedades magnéticas: o ímã sinterizado foi testado com um tratamento de difusão de Dy em um sistema de ensaio não destrutivo tipo NIM- 10000H para o BH de grandes ímãs permanentes de terras raras, na China Jiliang University (Instituto de Metrologia da China). Os resultados são mostrados na Tabela 17. TABELA 17 - Avaliação da coercitividade das amostras

[0160] Pode ser visto na Tabela 17 que uma quantidade menor de W da presente invenção pode gerar uma quantidade muito menor de cristal de W na borda do grão de cristal, e pode não impedir a difusão de RH; por conseguinte, a velocidade de difusão é muito rápida. Além disso, a fase rica em Nd com um baixo ponto de fusão é formada, compreendendo uma quantidade apropriada de Cu, podendo ainda exercer o efeito de promover a difusão. Portanto, o imã da presente invenção preparado com difusão de RH na borda do grão é capaz de um desempenho extremamente alto e de obter resultados muito bons. FORMA DE INCORPORAÇÃO 7

[0161] Processo de preparação da matéria prima: Nd, Dy e Tb são preparados respectivamente com 99,9% de pureza, B com 99,9% de pureza, Fe com 99,9% de pureza, e Cu, Co, Nb, Al e Ga respectivamente com 99,5% de pureza; as percentagens são percentagens atômicas %at.

[0162] Para controlar com precisão a proporção de utilização de W, o teor de W de Dy, Tb, Fe, B, Cu, Co, Nb, Al e Ga usados na amostra está abaixo do limite de detecção dos dispositivos existentes, onde o Nd selecionado compreende W, com o teor de W sendo de 0,01 %at.

[0163] Os conteúdos de cada elemento são apresentados na Tabela 18. TABELA 18 - Proporção de cada elemento (%at)

[0164] Foram preparados 100 kg de matéria prima de cada grupo numerado pela respectiva pesagem de acordo com a Tabela 18.

[0165] No processo de fusão, a matéria prima preparada foi colocada em um cadinho feito de óxido de alumínio, realizando-se uma fusão a vácuo em um forno de fusão de indução a vácuo de frequência média, em 10-2 Pa de vácuo e abaixo de 1500 °C.

[0166] No processo de moldagem, após o processo de fusão a vácuo, o forno de fusão foi preenchido com gás Ar (argônio), com a pressão de Ar atingindo 35000 Pa, sendo então obtida uma liga de têmpera moldada pelo método de têmpera de rolete único a uma velocidade de têmpera de 102 °C / s ~ 104 °C / s, com a preservação térmica da liga de têmpera a 550 °C durante 10 minutos, sendo em seguida resfriada à temperatura ambiente.

[0167] No processo de decrepitação por hidrogênio, em temperatura ambiente, foi formado vácuo no forno de decrepitação por hidrogênio tendo a liga colocada nele; em seguida, o forno foi preenchido com hidrogênio com 99,5% de pureza até a pressão atingir 0,085 MPa; depois da liga permanecer ali durante 160 minutos, foi formado vácuo e, ao mesmo tempo, um aquecimento foi realizado, realizando-se o bombeamento de vácuo a 520 °C seguido por resfriamento, com o pó tratado sendo retirado após o processo de decrepitação por hidrogênio.

[0168] No processo de trituração fina, foi realizada uma moagem a jato de uma amostra no ambiente de trituração, sob uma pressão de 0,42 MPa e em uma atmosfera com gás oxidante abaixo de 100 ppm, obtendo-se então um tamanho de partícula médio de 4,28 μm de pó fino. O gás oxidante é oxigênio ou água.

[0169] Metilcaprilato foi adicionado ao pó tratado após a moagem a jato, em uma quantidade adicionada de 0,25% em peso do pó misturado, e depois a mistura foi exaustivamente misturada por meio de um misturador do tipo em "V".

[0170] No processo de compactação sob campo magnético, foi usada uma máquina de moldagem de campo magnético de tipo transverso, onde a compactação do pó compreendeu a adição de metilcaprilato, sendo formado um cubo com lados de 25 mm em um campo de orientação de 1,8 T e sob uma pressão de compactação de 0,3 t / cm2; em seguida, o cubo assim formado sofreu desmagnetização em um campo magnético de 0,2 T.

[0171] O cubo compactado assim formado foi selado de modo a não ficar exposto ao ar, sendo então compactado pela segunda vez em uma máquina de compactação secundária (máquina de compactação por prensagem isostática) sob uma pressão de 1,0 t / cm2.

[0172] No processo de sinterização, cada cubo compacto foi movido para o forno de sinterização, sendo primeiro sinterizado sob um vácuo de 10-3 Pa e mantido respectivamente durante 3 horas a 300 °C e durante 3 horas a 800 °C; em seguida, foi sinterizado durante 2 horas a 1030 °C, e depois disso o forno de sinterização foi preenchido com gás Ar (argônio), atingindo uma pressão de Ar de 0,1 MPa, sendo então resfriado à temperatura ambiente.

[0173] No processo de tratamento térmico, houve o recozimento do ímã sinterizado durante 1 hora a 600 °C em uma atmosfera de gás Ar de alta pureza, sendo em seguida, resfriado à temperatura ambiente e levado para fora.

[0174] No processo de usinagem, foi feita a usinagem do ímã sinterizado depois do tratamento térmico, obtendo-se um ímã com um diâmetro Φ de 10 mm e 5 mm de espessura, com essa espessura de 5 mm sendo a direção de orientação do campo magnético.

[0175] Os ímãs sinterizados fabricados de acordo com as amostras 1 ~ 8 foram diretamente testados, e as propriedades magnéticas foram avaliadas. Os resultados da avaliação dos ímãs das amostras são apresentados na Tabela 19 e na Tabela 20. TABELA 19 - Avaliação da micro-estrutura das amostras

[0176] A fase amorfa e a fase isotrópica na Tabela 19 referem-se à fase amorfa e à fase isotrópica da liga.

[0177] A fase rica em W na Tabela 19 é uma região com teor de W acima de 0,004 %at e abaixo de 0,26 %at. TABELA 20 - Avaliação das propriedades magnéticas das amostras

[0178] Durante o processo de fabricação, é dada especial atenção ao controle do teor de O, C e N, e os teores dos três elementos O, C e N são controlados para ficarem respectivamente abaixo de 0,1 %at ~ 0,5 %at, 0,4 %at, e 0,2 %at.

[0179] Pode-se chegar à conclusão de que, quando o conteúdo de Ga está abaixo de 0,05 %at, a coercitividade, que depende da temperatura do tratamento térmico, pode ser aumentada, e as propriedades magnéticas são reduzidas; de maneira contrária, quando o teor de Ga excede 0,8 %at, isto induz a diminuição da Br e do (BH)max, já que Ga é um elemento não magnético.

[0180] Do mesmo modo, na detecção das amostras 1 ~ 8 com o FEC-EPMA [Japanese Electronic Kabushiki Kaisha (JEOL), 8530F], também pode ser observado que W executa um efeito de fixação uniforme para a migração da borda de grão, com uma alta dispersão, impedindo a formação de CAG. FORMA DE INCORPORAÇÃO 8

[0181] Processo de preparação da matéria prima: Nd, Dy, Gd e Tb são preparados respectivamente com 99,9% de pureza, B com 99,9% de pureza, e Cu, Co, Nb, Al e Ga respectivamente com 99,5% de pureza; as percentagens são percentagens atômicas %at. Os conteúdos de cada elemento são mostrados na Tabela 5.

[0182] Para controlar com precisão a proporção de utilização de W, o teor de W de Dy, Gd, Tb, Fe, B, Cu, Co, Nb, Al e Ga usados na amostra está abaixo do limite de detecção dos dispositivos existentes, onde o Nd selecionado compreende W, com o teor de W sendo de 0,01 %at.

[0183] Os conteúdos de cada elemento são apresentados na Tabela 21. TABELA 21 - Proporção de cada elemento (%at)

[0184] Foram preparados 100 kg de matéria prima de cada grupo numerado pela respectiva pesagem de acordo com a Tabela 21.

[0185] No processo de fusão, a matéria prima preparada foi colocada em um cadinho feito de óxido de alumínio, realizando-se uma fusão a vácuo em um forno de fusão de indução a vácuo de frequência média, em 10-2 Pa de vácuo e abaixo de 1450 °C.

[0186] No processo de moldagem, após o processo de fusão a vácuo, o forno de fusão foi preenchido com gás Ar (argônio), com a pressão de Ar atingindo 45000 Pa, sendo então obtida uma liga de têmpera moldada pelo método de têmpera de rolete único a uma velocidade de têmpera de 102 °C / s ~ 104 °C / s, com a preservação térmica da liga de têmpera a 800 °C durante 5 minutos, sendo em seguida resfriada à temperatura ambiente.

[0187] No processo de decrepitação por hidrogênio, em temperatura ambiente, foi formado vácuo no forno de decrepitação por hidrogênio tendo a liga colocada nele; em seguida, o forno foi preenchido com hidrogênio com 99,5% de pureza até a pressão atingir 0,09 MPa; depois da liga permanecer ali durante 150 minutos, foi formado vácuo e, ao mesmo tempo, um aquecimento foi realizado, realizando-se o bombeamento de vácuo a 600 °C seguido por resfriamento, com o pó tratado sendo retirado após o processo de decrepitação por hidrogênio.

[0188] No processo de trituração fina, foi realizada uma moagem a jato de uma amostra no ambiente de trituração, sob uma pressão de 0,5 MPa e em uma atmosfera com gás oxidante abaixo de 30 ppm, obtendo-se então um tamanho de partícula médio de 4,1 μm de pó fino. O gás oxidante é oxigênio ou água.

[0189] Metilcaprilato foi adicionado ao pó tratado após a moagem a jato, em uma quantidade adicionada de 0,05% em peso do pó misturado, e depois a mistura foi exaustivamente misturada por meio de um misturador do tipo em "V".

[0190] No processo de compactação sob campo magnético, foi usada uma máquina de moldagem de campo magnético de tipo transverso, onde a compactação do pó compreendeu a adição de metilcaprilato, sendo formado um cubo com lados de 25 mm em um campo de orientação de 1,8 T e sob uma pressão de compactação de 0,3 t / cm2; em seguida, o cubo assim formado sofreu desmagnetização em um campo magnético de 0,2 T.

[0191] O cubo compactado assim formado foi selado de modo a não ficar exposto ao ar, sendo então compactado pela segunda vez em uma máquina de compactação secundária (máquina de compactação por prensagem isostática) sob uma pressão de 1,0 t / cm2.

[0192] No processo de sinterização, cada cubo compacto foi movido para o forno de sinterização, sendo primeiro sinterizado sob um vácuo de 10-3 Pa e mantido respectivamente durante 3 horas a 200 °C e durante 3 horas a 800 °C; em seguida, foi sinterizado durante 2 horas a 1050 °C, e depois disso o forno de sinterização foi preenchido com gás Ar (argônio), atingindo uma pressão de Ar de 0,1 MPa, sendo então resfriado à temperatura ambiente.

[0193] No processo de tratamento térmico, houve o recozimento do ímã sinterizado durante 2 horas a 480 °C em uma atmosfera de gás Ar de alta pureza, sendo em seguida, resfriado à temperatura ambiente e levado para fora.

[0194] No processo de usinagem, foi feita a usinagem do ímã sinterizado depois do tratamento térmico, obtendo-se um ímã com um diâmetro Φ de 10 mm e 5 mm de espessura, com essa espessura de 5 mm sendo a direção de orientação do campo magnético.

[0195] Os ímãs sinterizados fabricados de acordo com as amostras 1 ~ 5 foram diretamente testados, e as propriedades magnéticas foram avaliadas. Os resultados da avaliação dos ímãs das amostras são apresentados na Tabela 22 e na Tabela 23. TABELA 22 - Avaliação da micro-estrutura das amostras

[0196] A fase amorfa e a fase isotrópica na Tabela 23 referem-se à fase amorfa e à fase isotrópica da liga.

[0197] A fase rica em W na Tabela 23 é uma região com teor de W acima de 0,004 %at e abaixo de 0,26 %at. TABELA 23 - Avaliação das propriedades magnéticas das amostras

[0198] Durante o processo de fabricação, é dada especial atenção ao controle do teor de O, C e N, e os teores dos três elementos O, C e N são controlados para ficarem respectivamente abaixo de 0,1 %at ~ 0,5 %at, 0,4 %at, e 0,2 %at.

[0199] Pode-se chegar à conclusão de que, quando o conteúdo de Nb está abaixo de 0,2 %at, a fase amorfa é observada na chapa de liga de têmpera à medida que o teor de Nb aumenta, e a Br e a Hcj são reduzidas com a existência da fase amorfa.

[0200] Esta situação é igual àquela onde há adição de Nb, e através das experiências o Requerente descobriu que o teor de Zr também deve ser controlado para ficar abaixo de 0,2 %at.

[0201] Do mesmo modo, nos resultados da detecção das amostras 1 ~ 5 com o FEC- EPMA [Japanese Electronic Kabushiki Kaisha (JEOL), 8530F], também pode ser observado que W executa um efeito de fixação uniforme para a migração da borda de grão, com uma alta dispersão, impedindo a formação de CAG.

[0202] Embora a descrição da invenção acima permita que um especialista faça e use o que é presentemente considerado como a melhor ou as melhores formas de incorporação da invenção, os peritos compreenderão e apreciarão a existência de variações, combinações e equivalentes de uma ou mais formas de incorporação específicas, métodos e exemplos aqui apresentados. A invenção não deve ser limitada pela forma de incorporação, métodos e exemplos acima descritos, mas por todas as formas de incorporação e métodos que estejam dentro do escopo e espírito da invenção.

APLICABILIDADE INDUSTRIAL

[0203] O teor de W contido na presente invenção é muito menor e uniformemente disperso, sendo capaz de promover a formação de R6T13X (X = Al, Cu, Ga, etc.), impedindo eficazmente a geração de crescimento anormal dos grãos (CAG), aumentando Br e (BH)max, conseguindo efeitos significativamente melhores, e impedindo a deterioração das propriedades de usinagem da fase de boreto metálico com alto ponto de fusão e grãos de grande tamanho, o que favorece a aplicabilidade industrial.

Claims

1. Ímã sinterizado de R-Fe-B-Cu contendo W, compreendendo uma fase principal do tipo R2Fe14B, onde R é pelo menos um elemento de terras raras incluindo Nd ou Pr, caracterizado pelo fato da borda do grão de cristal do ímã de terras raras compreender uma área rica em W, em que o teor de W fica acima de 0,004% e abaixo de 0,26%, com a área rica em W estando distribuída com uma dispersão uniforme na borda do grão de cristal, em uma quantidade de 5,0% a 11,0% em volume do ímã sinterizado, em que na matéria-prima do ímã sinterizado, o teor de W é de 0,0005% a 0,03%, o teor de Cu é de 0,05% a 1,2%; e em que o teor de O no ímã sinterizado é de 0,1% a 1,0%.

2. Ímã sinterizado de R-Fe-B-Cu contendo W, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato do ímã ser composto pela seguinte matéria prima: 12% a 15,2% de R; 5% a 8% de B; menos de 5,0% de X, com X sendo selecionado a partir de pelo menos um elemento de Al, Si, Ga, Sn, Ge, Ag, Au, Bi, Mn, Nb, Zr ou Cr, onde o teor total de Nb e de Zr é inferior a 0,20%, quando X compreende Nb e / ou Zr; a quantidade de Co, Fe e impurezas inevitáveis é de 0% a 20%.

3. Ímã sinterizado de R-Fe-B-Cu contendo W, de acordo com a reivindicação 2, caracterizado pelo fato do teor de X estar abaixo de 2,0%.

4. Método para fabricar o ímã sinterizado de R-Fe-B-Cu contendo W, conforme definido na reivindicação 3, caracterizado pelo fato de que o método compreende as seguintes etapas: um processo de produção de uma liga para o ímã sinterizado, através da moldagem de uma matéria prima fundida tendo a composição do ímã sinterizado a uma velocidade de têmpera de 102 °C/s a 104 °C/s; processos de produção de um pó fino, primeiro triturando grosseiramente e depois triturando finamente a liga para o ímã sinterizado; e obtenção de um material compacto através de um método de compactação por campo magnético, sendo depois realizada uma sinterização do material compacto sob vácuo ou gás inerte a uma temperatura de 900°C a 1100°C, para obter o ímã sinterizado.

5. Ímã sinterizado de R-Fe-B-Cu contendo W, de acordo com a reivindicação 1, 2 ou 3, caracterizado pelo fato de que o teor de B do ímã sinterizado é de 5% a 6,5%.

6. Ímã sinterizado de R-Fe-B-Cu contendo W, de acordo com a reivindicação 1, 2 ou 3, caracterizado pelo fato de que o ímã sinterizado de R-Fe-B-Cu contendo W possui um teor de Al de 0.8% a 2.0%.

7. Método, de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo fato de que a trituração grosseira compreende o processo de hidrogênio que decrepita a liga para que o ímã sinterizado obtenha um pó grosso; a trituração fina compreende o processo de moagem a jato do pó grosso, compreende ainda um processo de remoção de pelo menos uma parte do pó com um tamanho de partícula menor que 1,0 μm após a trituração fina, de modo que o pó que possui um tamanho de partícula menor do que 1,0 μm é reduzido para menos de 10% do pó total em volume.

8. Método, de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo fato de que compreende ainda um processo de tratamento do ímã sinterizado por difusão de RH na borda do grão, em que o RH é selecionado a partir de pelo menos um elemento Dy ou Tb.

9. Método, de acordo com a reivindicação 8, caracterizado pelo fato de que compreende ainda uma etapa do tratamento do envelhecimento que compreende tratar o envelhecimento do ímã sinterizado a uma temperatura de 400°C a 650°C.

10. Ímã sinterizado de R-Fe-B-Cu contendo W, de acordo com a reivindicação 1, 2 ou 3, caracterizado pelo fato de que o teor de O do ímã sinterizado é de 0,1% a 0,5%.

11. Ímã sinterizado de R-Fe-B-Cu contendo W, de acordo com a reivindicação 1, 2 ou 3, caracterizado pelo fato de que o ímã sinterizado de R-Fe-B-Cu contendo W tem um teor de Ga de 0,05% a 0,8%.

12. Liga de têmpera para um ímã sinterizado R-Fe-B-Cu contendo W, caracterizada pelo fato da liga de têmpera compreender uma área rica em W acima de 0,004% e abaixo de 0,26%, tal área rica em W estando distribuída com uma dispersão uniforme nas bordas dos grãos de cristal, em uma quantidade de pelo menos 50% em volume das bordas dos grãos de cristal; em que na matéria-prima do ímã sinterizado, o teor de W é de 0,0005% a 0,03%, o teor de Cu é de 0,05% a 1,2%; e em que o teor de O do ímã sinterizado é de 0,1% a 1,0%.