DESCRIPTION
Jusqu'à maintenant, on utilise pratiquement l'une ou l'autre des trois méthodes suivantes pour fabriquer des aimants du type R-Fe-B:
1) la méthode frittage qui est basée sur la technique de la métallurgie des poudres (réf. no. 1),
2) la méthode consistant à effectuer une trempe rapide sur des fragments de rubans d'une épaisseur d'environ 30 microns, préparées par un appareil de filage à fusion utilisé pour la production de l'alliage amorphe, L'aimant étant obtenu à partir de ces fragments par la technique du liage à résine (réf. no. 2) et
3) la méthode consistant en ce qu'un traitement d'alignement mécanique est effectué sur les fragments préparés par la méthode ci-dessus (2), par une technique de pressage à chaud en deux étapes (réf. no. 2).
Référence no. 1: M. Sagawa, S. Fujimura, N. Togowa, H.
Yamamoto et Y. Matsuura; Japan Applied Physics Vol. 55(6), 15 mars 1984, p2083.
Référence no. 2: R.W. Lee; Applied Physics Letters, Vol.
46(8), 15 avril 1985, p790.
Les techniques de l'art antérieur qui sont mentionnées cidessus vont être expliquées ci-après en se référant à chacune des deux références mentionnées.
Dans la méthode de frittage (selon 1), le lingot d'alliage est réalisé par fusion et moulage, puis le lingot est pulvérisé en une poudre fine dont le diamètre des particules est d'environ 3 microns. La poudre magnétique est ensuite pétrie avec le liant qui sert d'additif de moulage, puis elle est moulée sous pression dans un champ magnétique pour obtenir le corps moulé. Ce corps moulé est fritté dans une atmosphère d'argon pendant une heure à environ 11000C, puis il est trempé à la température ambiante. Après le frittage, le corps est traité à chaud à une température d'environ 600"C, ce qui augmente la coercivité intrinsèque.
Dans la méthode (2), les fragments de rubans trempés d'alliage R-Fe-B sont préparés par filage dans l'appareil de filage en fusion à la vitesse optimale du substrat. Les fragments obtenus ont une forme de ruban d'une épaisseur de 30 microns et consistent en une aggrégation de grains dont les diamètres sont de 100 nm (1000 ) ou moins. Ces fragments sont fragiles et sont magnétiquement isotropes, puisque les grains sont distribués d'une façon isotropique. Les fragments sont broyés en particules de dimensions convenables et ces particules sont pétries en présence de résines et moulées sous pression. A ce stade, le matériau a un taux de remplissage de 85% en volume, sous une pression d'environ 7 t/cm2.
Selon la méthode (3), les rubans ou fragments trempés rapidement sont introduits dans une matrice de graphite ou d'autres matériaux résistant à haute température préalablement préchauffés dans le vide ou dans une atmosphère de gaz inerte à une température de 700"C environ. Quant la température du ruban atteint la valeur prédéterminée, le matériau est soumis à une pression unidirectionnelle. La température et le temps ne sont pas limités, bien que l'on puisse indiquer qu'une température de 725 + 250"C à une pression P d'environ 1,4 t/cm2 sont des valeurs convenables pour obtenir une plasticité suffisante.
A ce stade, les grains de l'aimant sont légèrement alignés dans la direction de pressage, mais, dans l'ensemble, ils sont isotropiques.
L'étape suivante de pressage à chaud est effectuée en utilisant une matrice de section plus grande. De façon générale, les conditions de pression sont une température de 700"C, et une pression de 0,7 t/cm2 et une durée de plusieurs secondes.
L'épaisseur du matériau est alors réduite à la moitié de l'épaisseur initiale, et l'alignement magnétique se produit parallèlement à la direction de pressage, de sorte que l'alliage devient anisotropique.
Le procédé ci-dessus est appelé le procédé de pression à chaud en deux étapes. En utilisant ce procédé, on obtient des aimants de haute densité du type R-Fe-B, anisotropiques.
Avec cette méthode, il est préférable de prévoir les diamètres des particules des grains de fragments de rubans tels qu'ils sont préparés par la méthode de filage en fusion à une valeur légèrement plus petite que le diamètre des grains pour lequel la coercivité intrinsèque maximale est obtenue. En effet, comme les grains ont tendance à grossir dans une certaine mesure pendant le procédé de pressage à chaud, si le diamètre du grain du cristal avant cette opération est un peu plus petit que le diamètre optimum, il atteindra la valeur optimale après l'opération.
Les problèmes qu'il convenait de résoudre par le moyen de l'invention et le but de l'invention vont être expliqués maintenant.
Les techniques décrites ci-dessus qui représentent l'art antérieur permettent de produire des aimants du type R-Fe-B, mais il y a certains défauts à ces techniques.
Le procédé de frittage de la méthode (1) nécessite que l'al liage soit meulé en poudre fine. Cependant, les alliages du type
R-Fe-B sont extrêmement actifs en présence d'oxygène, de sorte que la poudre d'alliage est très facilement oxydée. En conséquence, la concentration d'oxygène dans le corps fritté est inévitablement élevée.
De plus, lors du moulage des échantillons, des additifs, tels que par exemple le stéarate de zinc, sont nécessaires. Bien que de tels additifs soient éliminés avant l'étape de frittage, certaines quantités subsistent dans l'aimant sous forme de carbone.
Le carbone détériore grandement les performances magnétiques de l'alliage R-Fe-B.
Le corps moulé obtenu après le moulage sous pression avec adjonction des additifs est appelé le corps vert , et cette pièce est très cassante et très difficile à manipuler. C'est pourquoi il est très compliqué de placer les corps verts dans le four de frittage dans une bonne disposition, ce qui représente un grand désavantage.
Du fait de ces inconvénients, la fabrication des aimants frittés du type R-Fe-B nécessite des équipements très coûteux. De plus, la productivité est basse, de sorte que les frais de fabrication sont élevés pour ce type d'aimants.
Ainsi, la méthode de frittage (1) n'est pas une méthode satisfaisante si on désire faire bon usage de l'avantage réalisé par les frais de matériaux bruts qui sont bas pour des aimants du type R-Fe-B.
Dans les méthodes selon (2) et (3), l'appareil de filage en fusion sous vide doit être utilisé. Actuellement, cet appareil n'a pas une grande production et il est coûteux.
Dans la méthode (2), les cristaux de l'aimant obtenu sont isotropes et, de ce fait, I'énergie produite est basse et la boucle d'hystérèse n'est pas bien amenée à une forme carrée. C'est pourquoi l'aimant produit par la méthode (2) a de mauvais coefficients de température et est désavantageux en usage pratique.
La méthode (3) est remarquable en ce que le façonnage à chaud est réalisé en deux étapes. Cependant, on ne peut dénier que cette méthode est très peu efficace.
Le but de la présente invention est d'éliminer les désavantages de l'art antérieur, tels qu'ils ont été mentionnés ci-dessus, et de réaliser un aimant permanent du type terre rare-fer à haute performance et à bas prix.
Dans ce but, I'objet de l'invention est un procédé de fabrication d'un aimant permanent du type fer-terre rare, caractérisé par les étapes suivantes:
fondre un alliage consistant de 8 à 30% en proportion atomique de R (où R représente au moins un des éléments de terre rare, y compris Y), 2 à 28% en proportion atomique de B (bore), 50% ou moins en proportion atomique de Co, 15% ou moins en proportion atomique de Al, et le reste de fer ou d'autres impuretés inévitables durant la fabrication,
couler cet alliage fondu de façon à obtenir un lingot, et
effectuer une opération de travail à chaud sur le lingot, à une température de 500"C ou plus, l'opération de travail à chaud étant effectuées de façon à affiner les grains du cristal du lingot, et à aligner l'axe des grains dans une direction spécifique, de manière à durcir magnétiquement l'alliage fondu.
De plus, selon la présente invention, pour améliorer les propriétés magnétiques et plus spécialement augmenter la coercivité intrinsèque de l'aimant résultant, le matériau de départ est un alliage magnétique moulé qui consiste en 8 à 25% en proportion atomique de R, 2 à 8% en proportion atomique de B, 40% ou moins en proportion atomique de Co, 15% ou moins en proportion atomique de Al, le reste étant du fer et d'autres impuretés inévitables dans le procédé de fabrication, cet alliage étant durci magnétiquement par traitement à chaud à une température de 250"C ou plus.
Pour réaliser des éléments à liant résine, L'alliage de la composition indiquée ci-dessus est pulvérisé en utilisant la propriété de production de composés hydrogénés de l'alliage, et la fine poudre obtenue est pétrie avec un liant organique, puis traitée pour obtenir l'aimant à liant résine.
Pour obtenir l'aimant à liant résine par la pulvérisation usuelle, on utilise, pour la fabrication de la poudre, la propriété que les grains sont facilement réduits par le travail à chaud.
Chaque grain de poudre incluera une pluralité de grains de cristal R2FEl4B magnétiques même après la pulvérisation. Cette poudre sera pétrie avec le liant organique et traitée pour obtenir l'aimant à liant résine.
Comme indiqué précédemment, chacune des méthodes connues pour préparer l'aimant permanent du type fer-terre rare, soit la méthode de frittage et la méthode de trempe, présente des inconvénients critiques par le fait que la manipulation de la poudre est difficile et que la productivité est faible, d'une part dans un cas, et d'autre part dans l'autre. Pour éliminer ces inconvénients, les inventeurs de la présente invention ont étudié le durcissement magnétique à l'état macroscopique et découvert ce qui suit:
1. Dans le domaine des compositions de l'alliage défini par la revendication 1, L'alliage est affiné et rendu anisotropique par l'étape de travail à chaud.
2. Dans le domaine des compositions de l'alliage défini par la revendication 2, on obtient une coercivité intrinsèque suffisante simplement par le traitement à chaud à l'état de lingot moulé.
3. En pulvérisant le lingot moulé obtenu par le point 2. cidessus en poudre par décrépitation à l'hydrogène et en pétrissant la poudre avec un liant organique, puis traitant le mélange, on obtient un aimant à liant résine.
4. Après avoir effectué l'étape de travail à chaud sur le lingot, ce dernier est constitué d'une pluralité de grains fins, de sorte que les poudres pulvérisées comportent également une pluralité de grains fins et, en conséquence, on obtient l'aimant à liant résine désiré.
Dans le procédé selon la présente invention, L'étape de travail à chaud destinée à donner au lingot une structure anisotropique, peut être un traitement en une étape, et non en deux étapes comme dans la méthode de trempe décrite par la référence no. 2. De plus, la coercivité intrinsèque du corps obtenu par le travail à chaud est augmentée de façon remarquable par le fait que les grains obtenus sont fins. De plus, comme il n'est pas nécessaire de pulvériser le lingot moulé, il n'est pas nécessaire de contrôler de façon stricte l'atmosphère réalisée pour le frittage, ce qui réduit de façon remarquable les frais d'équipement.
Un autre avantage de l'invention est que l'aimant à liant résine obtenu par le procédé n'est pas isotropique dans l'état original, comme l'est l'aimant obtenu par la méthode de trempe usuelle. Au contraire, on obtient un aimant à liant résine de structure anisotropique par des moyens faciles. Ainsi, les avantages des aimants R-Fe-B à haute performance et à bas prix de revient sont obtenus de façon intéressante.
Un rapport sur la magnétisation des alliages à l'état massif a été présenté par Hiroaki Miho et al. (The Lecture Meeting of
Japanese Institue of Metals, autumn 1985, Lecture no. 544).
Toutefois, ce rapport ne se réfère qu'à des échantillons de petites dimensions, d'une composition Ndîs.2Feso.Co22.6Vî.3B9.2 qui sont fondus à l'air avec exposition à un jet d'argon, puis extraits pour former les échantillons. En conséquence, on considère que, dans l'étude faite par ce rapport, les effets de l'affinage des grains par la trempe n'ont été obtenus que par la petite quantité des échantillons.
Selon nos expériences, nous avons trouvé que, si l'on utilise les compositions données dans ce rapport, les grains de la phase générale Nd2Fel4B grossisent lorsqu'ils sont moulés par la méthode de moulage normale. Bien qu'il soit possible de prévoir des alliages de composition Nd16.2Fe30.7Co22.6V1.3B9.2 sous une forme anisotropique comme résultat d'un travail à chaud, il est très difficile d'obtenir une coercîvité intrinsèque suffisante pour un aimant permanent sur la masse ainsi obtenue.
Nous avons également trouvé que pour obtenir un aimant ayant une coercivité intrinsèque suffisante même en utilisant la méthode de moulage normale, la composition du matériau de départ doit avoir une teneur en B faible, comme précisé dans la revendication 2, c.à.d. 8 à 25% en proportion atomique de R, 2 à 8% en proportion atomique de B, 50% en proportion atomique ou moins de Co, 15% ou moins en proportion atomique de
Al, et le reste de Fe ou autres impuretés inévitables.
La composition optimale typique de l'aimant de la série
R-Fe-B dans l'art antérieur est apparamment R13Fe77B8 comme indiqué dans la référence no. 1. Dans cette composition, R et B ont des teneurs plus élevées que dans la composition R11.7Fe82.4BS-9 qui est équivalent en proportion atomique au composé de phase générale R2Fel4B. Ceci s'explique par le fait que, dans le but d'obtenir une coercivité intrinsèque suffisante, non seulement la phase générale mais également la phase non magnétique riches en R et celles riches en B sont nécessaires.
Dans la composition selon la revendication 2 de la présente invention, la coercivité intrinsèque atteint un maximum quand
B est en proportion plus faible que dans la composition usuelle.
De façon générale, une composition pauvre en B de ce type présente une grande décroissance en ce qui concerne la coercivité intrinsèque quand on utilise la méthode de frittage et, de fait, ce domaine des compositions n'a pas été considéré très soigneusement.
Cependant, lorsqu'on utilise la méthode de moulage normale, une coercivité intrinsèque élevée n'est obtenue que dans un domaine de composition tel que défini par la revendication 2 et dans les compositions riches en B, qui est le domaine principal pour la méthode de frittage, la coercivité intrinsèque n'est pas suffisante.
La raison pour le fait ci-dessus semble être la suivante: en principe, soit par la méthode de frittage, soit par la méthode de moulage selon l'invention, le mécanisme de formation de la coercivité intrinsèque de l'aimant se produit selon le modèle de nucléation. La preuve de ceci est que la courbe de magnétisation initiale de l'aimant dans les deux méthodes présente une pente de montée rapide, comme par exemple celle de SmCo3.
Les aimants de ce type ont une coercivité intrinsèque qui correspond au modèle du domaine unique. Si le grain de R2Fel4B dans une structure ayant une grane anisotropie du cristal magnétique est trop grand, les limites des domaines magnétiques s'introduisent dans le grain et, en conséquence, le mouvement des limites des domaines magnétiques permet facilement une inversion de la magnétisation, ce qui diminue la coercivité intrinsèque. Inversément, si le grain de R2Fel4B est plus petit qu'une dimension spécifique, les limites des domaines magnétiques disparaissent dans le grain. Dans ce cas, le renversement de la magnétisation ne peut se produire que par une rotation de la magnétisation et la coercivité intrinsèque diminue.
Ainsi, pour obtenir une coercivité suffisante, il est nécessaire que la phase R2Fet4B ait un diamètre de grains adéquat, c.à.d. environ 10 microns. Lorsqu'on utilise la méthode de frittage, le diamètre des grains peut être ajusté de façon convenable par l'ajustement du diamètre des grains de poudre avant le frittage. Cependant, dans la méthode de moulage, le diamètre des grains du composé R2Fel4B est déterminé à la solidification du liquide. En conséquence, il est nécessaire de contrôler la composition et le processus de solidification avec grand soin.
En particulier, la composition est importante. Si B est présent pour plus de 8% en proportion atomique, il est très probable que les grains de la phase R2Fel4B dans l'aimant après le moulage sont plus grands que 100 microns. En conséquence, dans ce cas, la coercivité intrinsèque suffisante est difficile à obtenir dans une structure moulée sans utiliser le dispositif de trempe qu'utilise la référence 2. Au contraire, dans un domaine
de composition pauvre en B, comme revendiqué dans la reven
dication 2 de la présente demande, le diamètre des grains de l'aimant est facilement réduit en ajustant le type de moulage, la température de moulage, etc.
Cependant, dans l'un et l'autre cas, les grains de la phase générale R2Fel4B sont rendus plus
fins en effectuant l'opération de travail à chaud et ainsi la coercivité intrinsèque de l'aimant augmente après le travail à chaud.
Le domaine de composition dans lequel on obtient une coercivité intrinsèque suffisante à l'état moulé, c.à.d. les compositions pauvres en B, peuvent également être appelées des compositions riches en Fe. A l'état solidifié, Fe apparaît premièrement comme une phase primaire, puis la phase R2Fel4B apparaît par une réaction péritectique. A ce moment, comme la vitesse de refroidissement est beaucoup plus élevée que la vitesse de la réaction d'équilibre, I'échantillon est solidifié dans une manière telle que la phase R2Fel4B entoure la phase primaire Fe.
Comme ce domaine de composition est pauvre en B, la phase riche en B que l'on voit dans l'aimant Rl5Fe77B8, qui est une composition typique pour la méthode de frittage, est nécessairement tellement petite en quantité que la phase riche en B peut être pratiquement négligée. Le traitement thermique auquel on se réfère à la revendication 2 de la présente demande a pout but de diffuser la phase primaire Fe et d'atteindre l'état d'équilibre.
La coercivité intrinsèque de l'aimant résultant dépend donc largement de la diffusion de Fe.
Ensuite, le liage par résine revendiqué par la revendication 3 de la présente invention va être expliqué.
L'aimant à liant résine est effectivement préparé par la méthode de trempe de la référence 2. Cependant, comme la poudre obtenue par la méthode de trempe consiste en une aggrégation isotrope de polycristaux dont le diamètre est 100 nm (1000
A) ou moins, la poudre est magnétiquement isotropique. Ainsi, un aimant anisotropique ne peut pas être obtenu et les avantages des aimants de type R-Fe-B à bas prix de revient et haute performance ne sont pas obtenus lorsqu'on applique la méthode de trempe. Quand des aimants du type R-Fe-B doivent être préparés, la coercivité intrinsèque de l'aimant est maintenue suffisamment élevée par pulvérisation, par décrépitation à l'hydrogène, ce qui provoque de faibles distorsions mécaniques et, en conséquence, le liage par résine peut être réalisé.
Le plus grand avantage de cette méthode est qu'un aimant anisotropique peut être préparé par une méthode différente de celle de la référence no. 2.
On va finalement décrire l'aimant à liant résine revendiqué dans la revendication 4 de la présente invention.
Il y a deux raisons pour lesquelles un aimant à liant résine du type R-Fe-B peut être préparé simplement en effectuant la pulvérisation spécifique selon la méthode de la revendication 3:
Premièrement, il faut faire attention au fait que le rayon critique du domaine unique du composé R2Fel4B est beaucoup plus petit que celui de SmCo3, etc. Il est de l'ordre du submicron. Il est extrêmement difficile de pulvériser un matériau avec un grain de diamètre aussi petit par les méthodes usuelles de pulvérisation mécanique. De plus, la poudre obtenue est trop active et, en conséquence, elle s'oxyde et brûle très facilement.
En conséquence, la coercivité intrinsèque de l'aimant qui en résulte est très basse pour ce diamètre de grain. Les inventeurs de la présente invention ont étudié la relation entre le diamètre de grain et la coercivité intrinsèque résultante. Cette étude a indiqué que la coercivité intrinsèque était au plus de quelques kOe et n'augmentait pas, même si l'on effectuait un traitement de surface sur l'aimant.
Un autre problème est celui de la distorsion provoquée par le travail mécanique. Ainsi par exemple, si un aimant ayant une coercivité intrinsèque de 10 kOe à l'état fritté est pulvérisé mécaniquement, la poudre résultante ayant un diamètre de 20 à 30 microns a une coercivité de mois de 1 kOe. En cas de pulvérisation mécanique de l'aimant SmCo qui est considéré comme présentant une structure similaire au modèle de nucléation, une diminution de la coercivité intrinsèque ne se produit pas, et il est facile d'obtenir une poudre ayant une coercivité suffisante.
La raison d'un tel phénomène est présentée comme découlant
du fait que l'effet de la distorsion résultant de la pulvérisation
et du travail sur l'aimant de type R-Fe-B est considérablement
plus grand. Cet effet est un problème critique quand on désire
produire un aimant de petite dimension comme par exemple un rotor de motor pas à pas de montre par découpe dans un bloc
d'aimant fritté.
Du fait que le rayon critique est petit et que les effets de la distorsion mécanique sont grands, on ne peut pas obtenir un aimant à liant résine par la pulvérisation usuelle. Pour obtenir une poudre ayant une coercivité intrinsèque suffisante, il faut préparer une poudre telle que ses grains comportent une pluralité de grains de R2Fel4B comme indiqué dans la référence 2.
Cependant, la méthode de trempe de la référence 2 présente le problème de la productivité. De plus, il est effectivement impossible de préparer la poudre de ce type par pulvérisation d'un corps fritté, car les grains croissent et augmentent de dimension dans une certaine mesure pendant le frittage et, par
conséquent, le diamètre des grains de la poudre avant frittage
doit être plus petit que le diamètre que l'on désire finalement atteindre. Cependant, si le diamètre du grain de la poudre est si petit, la concentration d'oxygène est très élevée, et la performance de l'aimant est très éloignée d'une performance donnant satisfaction.
Ainsi jusqu'à présent, le diamètre des grains admissible pour un composé R2Fel4B après frittage est d'environ 10 microns. Cependant, la coercivité intrinsèque est réduite à presque zéro après pulvérisation.
A ce stade, les inventeurs de la présente invention ont jeté un oeil sur la question de l'affinage des grains par travail à chaud. Il est relativement facile de réaliser un composé R2Fel4B à l'état moulé avec des grains de dimensions environ les mêmes que lors de la préparation par frittage. Ainsi, en effectuant le travail à chaud sur le bloc moulé comportant une phase R-Fe-B avec des grains de cette dimension, les grains sont affinés et alignés, puis pulvérisés. Avec un procédé de ce genre, comme le diamètre de grain de la poudre prévue pour l'aimant à liant résine est compris entre 20 et 30 microns, il est possible d'avoir des particules de poudre présentant une pluralité de grains RlFel4B et on obtient ainsi une poudre ayant une coercivité intrinsèque suffisante.
De plus, les poudres ainsi obtenues ne sont pas isotropiques comme celles résultant de la méthode de trempe de la référence 2, mais peuvent être alignées dans un champs magnétique, et, en conséquence, on peut préparer un aimant anisotropique avec une poudre de ce type. En fait, si les grains sont pulvérisés par décrépitation à l'hydrogène, la coercivité intrinsèque se maintient mieux.
On va maintenant expliquer les raisons du choix des compositions d'aimants permanents selon la présente invention.
Comme élément appartenant au groupe des terres rares, on utilisera l'un ou une combinaison des éléments suivants: Y, La,
Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Mo, Er, Tm, Yv et Lu. La performance magnétique maximale est obtenue avec Pr. En conséquence, pratiquement, on utilise Pr, un alliage Pr-Nd, un alliage Ce-Pr-Nd, et les alliages apparentés.
Dans certains cas, de petites quantités d'additifs constitués d'éléments de terre rare comme Dy, Tb, etc. sont désirées pour améliorer la coercivité intrinsèque. Dans le même but, on utilise également Al, Mo, Si, etc.
La phase principale des aimants du groupe R-Fe-B est
R2Fel4B. Si R a une teneur inférieure à 8% en proportion atomique, le composé du type ci-dessus n'apparaît pas, mais ce qui apparaît est une structure cubique centrée identique au fer a, et, en conséquence, on n'obtient pas de propriétés magnétiques élevées. Si, au contraire, R à une teneur supérieure à 30% en proportion atomique, la quantité de la phase riche en R non magnétique augmente, et les propriétés magnétiques sont détériorées dans une mesure très importante. Ainsi, le domaine convenable pour la teneur en R est entre 8 et 30% en proportion atomique. Cependant, le domaine de la teneur en R le plus avantageux pour un aimant moulé se trouve entre 8 et 25% en proportion atomique.
B est l'élément essentiel pour faire surgir la phase R2Fel4B.
Si B a une teneur inférieure à 2% en proportion atomique, la structure rhombo-hédrique R-Fe émerge et, de ce fait, on n'obtient pas la coercivité intrinsèque élevée. Cependant, en ce qui concerne un aimant fabriqué par la méthode de frittage de l'art antérieur, si l'élément B est inclus dans une teneur supérieure à 28% en proportion atomique, la phase riche en B et non magnétique augmente, et la densité de flux magnétique résiduelle diminue d'une façon remarquée. La limite supérieure de la teneur en B qui est désirable pour un aimant moulé est de 8% en proportion atomique. Si B a une teneur supérieure à 8% en proportion atomique, la phase R2Fel4B fine n'est pas obtenue, à moins de pratiquer un refroidissement spécifique, et la coercivité intrinsèque est alors basse.
Co a pour effet d'améliorer le point de Curie et son effet de base est de substituer l'emplacement de l'élément Fe pour produire R2Co14B. Cependant, ce composé R2Co14B a un champ d'anisotropie cristalline faible et plus la teneur de ce composé R2Co14B augmente, moins la coercivité intrinsèque de l'aimant est importante. En conséquence, pour obtenir une coercivité de plus de 1 kOe, qui est considérée suffisante pour un aimant permanent, Co devrait avoir une teneur de 50% ou moins en proportion atomique.
AI a pour effet la coercivité intrinsèque comme décrit dans la référence no. 4. (Shang Maocai et al. Proceedings of the 8th
International Worship on Rare-Earth Magnets, 1985, P541.)
Cette référence no. 4 ne parle que de l'effet de Al dans le cas d'un aimant fritté, bien que le même effet soit également présent dans le cas d'un aimant moulé.
Cependant, comme Al est un élément non magnétique, si la teneur en Al est grande, la densité de flux magnétique résiduel diminue et si on atteint une teneur supérieure à 15% en proportion atomique, la densité de flux magnétique résidue est diminuée jusqu'au niveau de la ferrite dure. Un tel aimant ne réalise par le but que l'on recherche, c.à.d. un but de haute performance pour un aimant en terre rare. De ce fait, la teneur en Al devrait être de 15% ou moins en proportion atomique.
On va décrire ci-après, à titre d'exemple, différentes formes de mise en oeuvre de l'invention, en se référant au dessin annexé.
La fig. 1 est un schéma illustrant un procédé de fabrication d'aimants de la série R-Fe-B, selon la présente invention,
la fig. 2 est une illustration de l'opération d'alignement de l'alliage magnétique par travail à chaud réalisé par extrusion,
la fig. 3 est une illustration de l'étape d'alignement de l'alliage magnétique par travail à chaud effectué par roulage, et
la fig. 4 est une illustration de l'opération d'alignement de l'alliage magnétique par une opération de travail à chaud consistant en un étampage.
A la fig. 2, la référence 1 désigne de façon générale une presse hydraulique, la référence 2 désigne un moule, la référence 3 désigne l'alliage magnétique, la référence 4 désigne une flèche orientée dans le sens dans lequel la pression est exercée par la presse 1, et la référence 5 désigne des flèches qui correspondent à la direction de magnétisation préférentielle de l'alliage magnétique.
Dans le procédé selon la fig. 3, on a des rouleaux 31, un alliage magnétique 32 qui est conduit entre les rouleaux 31, les flèches 33 désignent la direction de rotation des rouleaux, la flèche 34 montre la direction de déplacement de la pièce d'alliage magnétique entre les rouleaux, et les flèches 35 correspondent aux directions d'aimantation préférentielle des grains de l'alliage.
A la fig. 4, la référence 41 désigne le poinçon d'étampage, la référence 42 la pièce d'alliage magnétique soumise au travail à chaud, la référence 42 une plaque de base 43 supportant la pièce 42, 1 référence 44 montre les directions d'aimantation préférentielle des grains de la pièce d'alliage magnétique, la flèche 45 montre le mouvement de déplacement vertical du poinçon d'étampage, et la référence 46 désigne une flèche qui indique la direction de déplacement de la plaque de base entraînant la pièce d'alliage magnétique.
On va décrire maintenant plusieurs formes d'exécution préférées de l'invention.
Forme d'exécution no. I
On se réfère pour cela à la fig. 1, qui montre le procédé de fabrication d'un aimant permanent selon la présente invention.
En premier lieu, L'alliage de la composition désirée est fondu dans un four à induction et coulé dans un moule, puis, pour donner la propriété d'anisotropie à l'aimant, différentes sortes d'opérations de travail à chaud sont effectuées sur les échantillons. Dans la forme d'exécution décrite, on n'applique par la méthode de coulée usuelle et générale, mais la méthode de coulée spécifique appelée méthode de compaction dynamique liquide ayant pour effet important d'affiner les cristaux de grain lors de la trempe. (Ref. no. 5; T.S. Chin et al., J. Appl.
Phys. 59(4), 15 février 1986, P1297.)
La méthode de travail à chaud appliquée dans cette forme d'exécution est l'une des opérations suivantes: (1) extrusion (fig. 2) (2) roulage (fig. 3) (3) étampage (Fig. 4).
Ces trois opérations s'effectuent à la température de 1000"C.
En ce qui concerne l'opération d'extrusion, afin d'exercer une pression isostatique sur l'échantillon, on a prévu des moyens permettant d'appliquer la pression sur l'échantillon, en agissant sur le côté de la matrice. En ce qui concerne le roulage et l'étampage ou forgeage, la vitesse de roulage ou de forgeage a été ajustée de façon à rendre la vitesse de déformation minimale. Quel que soit le type utilisé, les axes de magnétisation préférentiels des grains sont alignés parallèlement à la direction dans laquelle l'alliage est forcé de se déplacer. Les alliages des compositions indiquées au tableau 1 ont été fondus et mis en forme d'aimants par le procédé représenté par la fig. 1. L'opération de travail à chaud appliquée à chaque échantillon est indiquée dans le tableau.
L'opération de recuit effectuée après le travail à chaud satis- faisait aux conditions suivantes: température 1000du, durée 24 heures.
TABLEAU 1
No. Composition travail à
chaud
1 Ndg Fe34 B3 extrusion
2 NdX5 Fe77 B3 roulage
3 Nd22 Fe68 Blo étampage
4 Nd30 Fess Bls extrusion
5 Ce3,4 Ndss Pros 1 Fe7s Bg roulage
6 Nd17 Fe60 Cou B3 étampage
7 Nd17 Fe38 Cols V2 B8 extrusion
8 Ce4 Nd9 Pr4 Fe33 Cols Als B3 roulage
9 Ce3 Ndlo Pr4 Fe36 Cols Mo4 B3 étampage 10
Ce3 Ndlo Pr4 Fe36 Co17 Nd2 B3 extrusion
No. Composition travail à
chaud 11 Ce3 Ndlo Pr4 Fe54 Co17 Tu2 B13 roulage 12 Ce3 Ndlo Pr4 Fe52 Co17 Ti2 B12 étampage 13 Ce3 Ndlo Pr4 Fe50 Co17 Zr2 B14 extrusion 14 Ce3 Ndlo Pr4 Fe36 Co17 Hr2 B3 roulage
Les propriétés des aimants ainsi obtenus sont représentées dans le tableau 2. Dans le but de permettre des comparaisons, on a indiqué la densité de flux magnétique résiduel dans l'échantillon lorsque celui-ci n'a pas été soumis au travail à chaud.
TABLEAU 2
No. travail à chaud pas de travail a chaud
Br (kG) iHc (kOe) (BH)max (MGOe) Br (kG)
1 9.5 2.3 5.0 0.8
2 10.0 3.3 8.2 1.3
3 8.3 3.5 6.3 2.0
4 6.2 4.1 5.1 1.5
5 10.8 3.7 5.4 1.0
6 11.5 3.2 6.8 1.2
7 10.9 9.6 22.3 5.8
8 11.2 10.2 27.3 6.2
9 11.0 10.1 28.3 6.0 10 9.6 6.8 14.1 5.2 11 9.2 7.7 13.5 4.9 12 8.5 6.3 11.3 5.0 13 7.2 5.3 8.2 4.6 14 9.8 7.2 15.1 5.2
Le tableau 2 montre à l'évidence que, soit par extrusion, soit par roulage, soit par étampage à chaud, on augmente la densité de flux magnétique résiduel et on donne aux échantillons une anisotropie magnétique.
Forme d'exécution no. 2
Dans cette forme d'exécution, on a appliqué le procédé de coulée générale.
En premier lieu, les alliages de la composition indiquée dans le tableau 3 ont été fondus dans un four à induction, puis coulés dans un moule ou une matrice pour former des zones en forme de colonne. Après avoir effectué une opération de travail à chaud, dont l'efficacité atteignait environ 50% ou plus (travail à la presse dans cette forme d'exécution), le traitement de recuit a été effectué sur le lingot à 10000C pendant 24 heures afin de durcir magnétiquement l'échantillon. Après le recuit, le diamètre moyen des grains de l'échantillon était d'environ 15 microns.
En partant de l'aimant moulé, et en lui donnant la forme voulue sans opération de travail à chaud, on obtient un aimant anisotropique blanc, utilisant l'anisotropie des zones en colonne. En ce qui concerne l'aimant à liant résine, ou a effectué à plusieurs reprises, dans un conteneur en acier inoxydable 18/8, à la température ambiante, une opération d'absorption dans une atmosphère d'hydrogène à une pression d'environ 10 bars, et une opération de désorption d'hydrogène à une pression de 10-5 torr. Ensuite, les échantillons ont été pulvérisés et la poudre ainsi obtenue pétrie avec 4% en poids de résine époxy. Ensuite, le mélange a été moulé dans un champ magné tique de 10 kOe appliqué perpendiculairement à la-direction de pression.
Les propriétés des aimants ainsi obtenus sont représentées au tableau 4.
TABLEAU 3
No. Composition
1 Pr8 Fe88 B4
2 Pr14 Fe82 B4
3 Pr20 Fe76 B4
4 Pr23 Fe71 B4
5 Pr14 Fe84 B2
6 Pr14 Fe80 B6
7 Pr14 Fe78 B8
8 Pr14 Fe72 Col0 B4
9 Pr14 Fes7 Co23 B4
10 Pr14 Fe42 Co40 B4
11 Pr14 Dy2 Fe81 B4
12 Pr14 Fe80 B4 Siz
13 Pr14 Fe78 A14 B4
14 Pr14 Fe74 A18 B4
15 Pr14 Fe70 At12 B4
16 Pr14 Fe67 Al13 B4
17 Pr14 Fe78 Mo4 B4
18 Nd14 Fe82 B4
19 Ce3 Nd3 Pr8 Fe82 B4
20 Nd14 Fe76 Al4 B4
TABLEAU 4
No. état moulé état lié par résine
travail à chaud pas de travail à chaud
iHc (BH)max iHc (BH)max iHc (BH)max
(kOe) (MGOe) (kOe) (MGOe) (kOe) (MGOe) cf.
0.2 0.2 0.5 0.7 0.8 1.0
1 3.0 1.7 5.1 5.7 2.2 5.1
2 10.2 6.5 15.1 28.3 8.9 17.4
3 7.8 4.7 13.1 22.1 6.9 10.5
4 6.5 3.8 12.1 15.7 5.0 6.1
5 2.5 2.0 5.1 10.7 1.2 1.3
6 6.0 6.2 10.4 24.2 5.1 13.8
7 1.0 1.2 2.0 4.3 1.4 1.2
8 8.7 6.0 13.4 28.0 8.0 16.6
9 5.9 3.5 8.1 17.4 4.0 10.0 10 2.5 2.3 4.0 4.6 2.1 7.1 11 12.0 7.0 20.0 20.8 10.5 17.8 12 10.0 6.0 18.3 24.5 9.5 17.1 13 10.9 7.1 16.7 27.4 10.9 16.4 14 12.0 8.1 14.3 18.0 12.0 13.4 15 7.0 5.0 10.3 10.5 7.5 8.2 16 3.5 2.5 5.0 5.1 3.7 4.0 17 11.0 6.9 10.7 24.3 10.0 17.3 18 6.7 5.4 13.1 20.8 6.7 10.8 19 7.5 6.4 14.5 22.1 6.8 12.8 20 11.0 6.9 15.3 24.1 9.7 16.0
A l'état moulé, on constate une importante augmentation des valeurs BH(max) et iHc sous l'effet du travail à chaud.
Ceci provient de ce que les grains sont alignés par le travail à chaud, et l'élargissement à une forme carrée de la courbe BH est amélioré de façon importante. Lors de la méthode de trempe de la référence no. 2, au contraire, la valeur iHc tend à être abaissée par le travail à chaud. En conséquence, un des grands avantages du procédé selon la présente invention est que la coercivité intrinsèque est grandement améliorée.
Forme d'exécution no. 3
Dans cette forme d'exécution, après le travail à chaud, les échantillons ont été pulvérisés et liés par résine.
Les échantillons no. 2 et no. 8 du tableau 3 de la forme d'exécution no. 2 ont été pulvérisés séparément l'un dans un moulin à marteau, L'autre dans un moulin à disque, et cela de façon à obtenir des grains d'environ 30 microns de diamètre (mesurés par l'appareil Fischer Subsieve Sizer). A ce stade, le diamètre des grains de Pr2Fel4B ou Pr2(FeCo)14B dans les particules pulvérisées était de 2 à 3 microns.
Avec les deux types de poudre obtenus, la poudre de composition no. 2 a été pétrie avec 2% en poids de résine époxy, et le mélange a été formé dans un champ magnétique, après quoi l'amalgame résultant a été traité.
La poudre de composition no. 8 a été pétrie après l'opéra- tion de traitement de réaction de couplage au silane, avec du
Nylon 12 dans un volume de 40% de la poudre a une température d'environ 280"C, puis moulée par le procédé de moulage par injection.
Les propriétés des aimants ainsi obtenues sont représentées au tableau 5.
TABLEAU 5
No. Br (kG) iHc (kOe) (BH)max (MGOe)
2 9.0 7.5 17.7
8 7.1 6.9 12.0
Il résulte clairement du tableau 5 que la coercivité intrinsèque iHc a à peu près le même niveau que dans la forme d'exécution no. 2, dans laquelle on a appliqué l'étape de décrépitation d'hydrogène.
Effets de l'invention
Comme décrit ci-dessus, selon la présente invention, on obtient un aimant permanent dont la coercivité intrinsèque est suffisante, uniquement en effectuant un travail à chaud, sans pulvériser le lingot comme cela se fait dans la méthode de frittage usuelle.
De plus, le travail à chaud selon la présente invention est une opération qui s'effectue en une étape et non samblable à l'opération en deux étapes effectuée lors de la méthode de trempe. Cette opération de travail à chaud a pour effet non seulement de rendre l'aimant anisotropique, mais également d'augmenter la coercivité intrinsèque.
Ainsi, selon la présente invention, le procédé de fabrication d'un aimant permanent ainsi mis au point est grandement simplifié par rapport aux procédés qui utilisent le frittage ou la méthode de trempe selon l'art antérieur.
De plus, I'opération de décrépitation d'hydrogène ou de pulvérisation de l'échantillon après le travail à chaud a pour effet de permettre l'obtention d'un aimant lié par résine et de structure anisotropique selon l'invention.
On donnera encore ci-après quelques indications plus détaillées concernant l'opération essentielle de travail à chaud décrite précédemment. Comme l'homme de métier le sait, la notion de vitesse de déformation est utilisée dans la branche. Elle indique la valeur de la variation logarithmique de dimension pendant l'unité de temps et elle est représentée par la formule:
S.R. = de/dt (± = effort logarithmique
t = temps)
La variation de longueur logarithmique est représentée par la formule suivante:
: s = ta 12/11 (11 = longueur avant le traitement)
(12 = longueur après le traitement)
Le rapport de réduction indique la valeur du degré de déformation de l'échantillon du fait de la déformation plastique due au travail à chaud, et elle est représentée par l'équation suivante: d1 - d2
R.R. = x 100 (%) dl
(d1 = épaisseur avant l'opération de travail)
(d2 = épaisseur après l'opération de travail)
Selon la forme de l'échantillon ou la méthode de travail à chaud appliquée, on utilise quelquefois en lieu et place des dimensions dl et d2 la variation de la section de l'échantillon, ou la variation de son diamètre.
Durant l'opération de travail à chaud décrite plus haut, il faut, comme on l'a indiqué, que la vitesse de déformation soit relativement lente. Comme exemple de vitesse relativement lente pour un travail à chaud, tel que celui qui est décrit et qui s'effectue à une température contrôlée de l'ordre de 1000"C, on peut indiquer une valeur S.R. = 10-4/sec. Comme valeur préférentielle, on peut aussi indiquer S.R. = 10-3 à 10-2/sec.
Le rapport de réduction a, à titre d'exemple, la valeur suivante: R.R. = 80%.
Les tableaux 6 à 10 indiquent encore d'autres résultats d'essais obtenus dans les mêmes conditions.
En ce qui concerne les résultats d'essais des tableaux 6 et 7, les conditions du travail à chaud étaient celles de la deuxième forme d'exécution comme ci-dessus.
Les essais figurant au tableau 8 portent sur deux compositions qui ont été fondues au four à induction, puis moulées dans un moule en fer, sur quoi l'opération de travail à chaud a été effectuée par pressage à différentes vitesses, la température étant contrôlée à une valeur de 1000"C et le rapport de réduction étant de 80%.
On notera qu'il résulte du tableau 6 que pour une vitesse de déformation plus petite que 10/sec. apparaît un phénomène qui fait diminuer la coercivité intrinsèque, ce qui résulte probablement d'un phénomène de croissance du grain du cristal sous l'effet de la chaleur, de sorte que le grain est trop gros. On notera d'ailleurs à ce stade qu'avec une vitesse de déformation aussi faible, le rendement de la productivité diminue, ce qui augmente considérablement les frais de production. Il est évident, d'autre part, que si, au contraire, la vitesse de déformation est augmentée au-delà de certaines limites, que la pratique montre être environ 1/sec., il arrive que les échantillons puissent se rompre, ce qui exclut la possibilité d'une fabrication industrielle.
Une vitesse de déformation de l'ordre de l0-3 à 10 est donc préférable.
Les alliages selon les trois compositions indiquées au tableau 9, comme exemples représentatifs, ont été fondus dans le four à induction, puis moulés dans un moule en fer, puis soumis à une opération de travail à chaud par la méthode d'extrusion à différentes températures. Le recuit a été effectué à 1000"C pendant 24 heures. Le tableau 9 indique les relations entre la température de travail, la coercivité intrinsèque et le taux d'orientation de l'axe C. Dans ce cas également, la vitesse de déformation était de I0-3 à 10 et le taux de réduction de 80%.
Le taux d'orientation de l'axe C représente la proportion en volume de grains dont l'axe de magnétisation facile du cristal est aligné sur la même direction (cet axe de magnétisation facile du cristal correspond à l'axe C de l'aimant permanent réalisé).
Ce taux d'orientation d'axe C est une proportion en volume des grains ainsi orientés. Plus le taux est élevé, plus l'anisotropie de l'aimant obtenu est élevée. Comme on le voit au tableau 9, si la température de fabrication est de 5000C ou supérieure, I'échantillon se rompt et la fabrication n'est pas possible. Il est désirable d'obtenir un taux d'orientation d'axe C de 80%, afin que les propriétés de l'aimant soient excellentes. La température de fabrication doit pour cela être de 800"C à 11000 C. Toutefois, à la limite supérieure indiquée, la coercivité intrinsèque diminue dans une proportion considérable. C'est pourquoi la température de travail la plus favorable est comprise entre 800"C et 1050"C.
Finalement, les alliages correspondant aux compositions du tableau 10, ont été fondus et moulés comme pour les résultats d'essais du tableau 9. De même, le travail à chaud a été effectué par extrusion à la température de 1000 C en faisant varier le rapport de réduction. Le recuit a été effectué à une température de 1000"C pendant 24 heures. Les relations entre le rapport de réduction, la coercivité intrinsèque et le taux d'orientation d'axe C sont représentés dans ce tableau 10. La vitesse de déformation était de l'ordre de 10-3 à 10-2/sec. Il résulte du tableau 10 que si le taux d'orientation de l'axe C atteint la valeur désirée de 80% ou supérieure, il faut que le rapport de réduction soit de 60% ou supérieur.
TABLEAU 6
No. Composition
1 Prl0 Fe86 B4
2 Pr16 Fe60 B4
3 Pr22 Fe74 B4
4 Pr26 Fe7o B4
5 Prl3 Fe8s B2
6 Pr13 Fe81 B6
7 Pr13 Fe79 B8
8 Prl2 Fe74 Col0 B4
9 Pr12 Fes9 Co2s B4
10 Prl3 Fe43 Co40 B4
1 1 Pr13 Dy3 Fes0 B4
12 Pr16 Fe78 B4 Si2
13 Pr16 Fe76 A4 B4
14 Pr16 Fe76 Mo4 B4
15 Nd14 Fe78 P4 B4
16 Ce3 Nd3 Pr10 Fe80 B4
17 Ndl2 Fe80 <RTI
ID=7.51> A4 B4
TABLEAU 7
travail à chaud état lié par résine
No. iHc(KOe) (BH)max(MGOe) iHc(KOe) (BH)max(MGOe)
1 6.1 9.8 4.9 5.9
2 15.3 27.1 12.0 17.6
3 11.7 17.5 9.4 9.8
4 10.2 11.0 8.2 5.6
5 4.1 3.0 3.0 1.8
6 12.0 21.5 9.0 14.2
7 6.1 2.2 4.7 11.3
8 13.1 25.8 10.5 16.8
9 7.5 16.2 6.2 9.7 10 3.6 12.8 2.9 7.7
TABLEAU 7 (suite)
travail à chaud état lié par résine
No. iHc(KOe) (BH)max(MGOe) iHc(KOe) (BH)max(MGOe) 11 18.0 26.8 13.4 17.4 12 15.9 24.5 12.5 16.2 13 16.4 25.4 13.0 16.5 14 16.6 25.1 13.3 17.1 15 9.6 12.5 7.5 10.3 16 11.6 15.0 9.3 13.5 17 16.7 21.1 13.5 14.9
TABLEAU 8
Vitesse de Prls Fe81 B4 Ce3 Pr10 Ndlo Fe73 B4 déf. ( /sec.
iHc(KOe) Br (KG) iHc(KOe) Br (KG) 10-5 ¯ 10-4/s 10.6 10.9 9.0 10.7 10-4¯10-3/s 14.3 10.8 10.4 10.6 10-3¯10-2/s 15.1 9.5 12.0 10.6 10-2¯10-1/s 16.0 8.8 13.8 8.9
10-1t/s 16.6 7.0 15.9 7.1
1 ¯ 10/s X X 15.9 6.8
10¯10ê/s X X X X
102103/s X X X X
X = I'échantillon s'est rompu
TABLEAU 9
température de travail du plastique ( C) composition propriété
tempéra
tuream- 250 500 700 800 900 950 1000 1050 1100 1150
biante
iHc (KOe) A A 10.8 11.8 10.6 8.4 9.0 8.6 7.8 6.2 2.1 Pr17Fe79B4
taux d'orient. A A 82 80 85 85 95 96 97 93 70 d'axe C
iHc (KOe) x x 15.0 13.6 12.6 12.6 12.0 12.4 9.2 5.8 1.5 Nd30Fe33B13
taux d'orient.
d'axe C 3: 3: 72 71 82 98 96 98 97 97 73 Ce3Ndl0Prl0 iHc (KOe) x A 20.0 19.0 14.4 16.8 14.2 17.2 15.6 11.4 2.5 Fe30Co17Zr2B8
taux d'orient.
d'axe C 3: A 63 75 81 89 96 95 97 95 69 x = l'échantillon ne peut pas être obtenu A = l'échantillon s'est rompu et ne pouvait être mesuré
TABLEAU 10
Pr17Fe79B4 Nd30FE55B15 taux de iHc taux d'orien- iHc taux d'orienréduction (KOe) tation (KOe) tation (%) d'axe C (%) d'axe C (%)
0 4.3 58 5.5 60 20 4.7 68 6.7 66 40 4.9 71 7.4 70 60 6.9 80 9.0 81 70 7.7 90 10.8 93 80 8.6 96 12.4 98 90 9.4 95 12.8 98