CN101657863B

CN101657863B - R-t-b系烧结磁体

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Publication number: CN101657863B
Application number: CN2007800528237A
Authority: CN
Inventors: 富泽浩之
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2007-05-02
Filing date: 2007-05-02
Publication date: 2012-11-07
Anticipated expiration: 2027-05-02
Also published as: EP2077567A1; US20100003160A1; US7740715B2; CN101657863A; WO2008139556A1; KR101378089B1; KR20100016576A; EP2077567A4; EP2077567B1; JPWO2008139556A1; JP4103938B1; US20080271821A1

Abstract

本发明的R-T-B系烧结磁体具有下述组成，稀土类元素R：12原子％以上、17原子％以下，硼B：5.0原子％以上、8.0原子％以下，Al：0.1原子％以上、1.0原子％以下，Mn：0.02原子％以上、低于0.5原子％，过渡金属T：余量。稀土类元素R是选自包括Y(钇)的稀土类元素中的至少一种，含有Nd和Pr的至少一种，过渡金属T以Fe为主要成分。

Description

R-T-B系烧结磁体

技术领域

本发明涉及R-T-B(稀土类-铁-硼)系烧结磁体。

背景技术

R-T-B系烧结磁体由于其优异的磁特性而被应用于各种电动机、驱动器等各种用途，是电子工程产业中不可缺少的材料。并且，从面向节能方面考虑，其用途日益扩大。

近年来，混合动力汽车的驱动/发电用旋转机、和电梯的提升机用电动机等要求性能高于现有性能的用途迅速扩大，伴随着这种状况，所要求的性能也越来越高。

本来，R-T-B系烧结磁体的作为失去强磁性的温度的居里点为300℃左右，较低，矫顽力的温度变化大，所以存在容易发生不可逆热去磁的缺点。为了改善这种现象，采取了通过调节稀土类种类而提高矫顽力、以及如专利文献1等所记载的通过添加Co提高居里点等的对策。然而，关于矫顽力的温度变化，改善效果不太大。

用于提高矫顽力的方法提出了几种方法。

其一是例如在专利文献2中公开的技术，在稀土类元素中含有特定比例的Dy、Tb等重稀土类元素。在实用上，仅Dy和Tb两种有效。该方法通过提高提供磁性的磁体主相的各向异性磁场本身，提高磁体的矫顽力。然而，在稀土类元素中，Dy和Tb等重稀土类元素稀有且价格昂贵，因此，如果大量使用，就会出现磁体的价格升高等问题。另外，因用途的迅速扩大，出现重稀土类元素的埋藏量和产地等资源方面的制约的问题。

其次，例如在专利文献3、4等中公开了通过Al、Ga、Sn、Cu、Ag等添加元素而提高矫顽力的方法。这些元素的详细机理尚不完全清楚，但是已知主要通过改变称为R-rich的晶界相的与高温区域的主相的润湿性等物性，改变微观组织，从而具有提高矫顽力的效果、以及缓和用于提高矫顽力的热处理条件的效果。但该方法存在下述问题，因为例如Al也固溶在磁体主相中，所以当增加添加量时，使主相的居里点和磁化降低。

而且，例如在专利文献5等中公开的Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、W等的添加元素具有下述作用，通过抑制烧结时的晶粒生长、结果使烧结体的金属组织微细化，由此提高矫顽力。

在这些方法中，使用重稀土类元素的方法的磁通密度的降低较小，所以最为有效。而其它的方法则不能避免磁体的磁通密度的大幅度降低，所以活用范围窄。就实用磁体而言，可以适当组合利用这些技术。

专利文献1：(日本)特开昭59-64733号公报

专利文献2：(日本)特开昭60-34005号公报

专利文献3：(日本)特开昭59-89401号公报

专利文献4：(日本)特开昭64-7503号公报

专利文献5：(日本)特开昭62-23960号公报

发明内容

现有的实用磁体中，为了实现所要求的磁体性能特别是矫顽力，适当组合上述技术进行组成设计。然而，要求更进一步提高矫顽力。

本发明的目的在于确立一种方法，不一定必需Dy、Tb等重稀土类元素，能够将磁化的降低抑制至最低限，有效地提高矫顽力。

本发明的R-T-B系烧结磁体具有下述组成：稀土类元素R：12原子％以上、17原子％以下，硼B：5.0原子％以上、8.0原子％以下，Al：0.1原子％以上、1.0原子％以下，Mn：0.02原子％以上、低于0.5原子％，过渡金属T：余量，其中，稀土类元素R是选自包括Y(钇)的稀土类元素中的至少一种，含有Nd和Pr的至少一种，过渡金属T以Fe为主要成分。

在优选的实施方式中，作为稀土类元素R，含有Tb和Dy的至少一种。

在优选的实施方式中，作为过渡金属T，含有Co：磁体总体的20原子％以下。

本发明的另一种R-T-B系烧结磁体具有下述组成：稀土类元素R：12原子％以上、17原子％以下，硼B：5.0原子％以上、8.0原子％以下，Al：0.1原子％以上、1.0原子％以下，Mn：0.02原子％以上、低于0.5原子％，添加元素M：合计超过0、且为5.0原子％以下，过渡金属T：余量，其中，稀土类元素R是选自包括Y(钇)的稀土类元素中的至少一种，含有Nd和Pr的至少一种，添加元素M是选自Ni、Cu、Zn、Ga、Ag、In、Sn、Bi、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一种，过渡金属T以Fe为主要成分。

在优选的实施形态中，作为稀土类元素R，含有Tb和Dy的至少一种。

在优选的实施形态中，作为过渡金属T，含有Co：20原子％以下。

发明效果

在R-T-B系烧结磁体中，通过添加Al，能够提高矫顽力，而且，通过用Mn置换其特定量的T成分，能够将添加Al时的居里点和饱和磁化等磁特性的降低抑制至极小。即，通过添加极少量的Mn和Al，能够将磁特性的降低抑制至极小，并能够提高矫顽力。另外，还能够同时改善去磁曲线的角形性。

附图说明

图1是表示实施例的组成的表。

图2是表示Nd-Dy-Fe-Co-Cu-B烧结磁体中，剩余磁化的Al添加量x对于5种Mn添加量y的依存性的图。

图3是表示Nd-Dy-Fe-Co-Cu-B烧结磁体中，矫顽力的Al添加量x对于5种Mn添加量y的依存性的图。

图4是表示Nd-Fe-Co-Cu-Ga-B烧结磁体中，剩余磁化的Mn添加量y对于4种Al添加量x的依存性的图。

图5是表示Nd-Fe-Co-Cu-Ga-B烧结磁体中，矫顽力的Mn添加量y对于4种Al添加量x的依存性的图。

具体实施方式

根据本发明发明人的研究，已知：通过在磁体组成中除了添加Al外，添加特定量的Mn，能够通过添加Al而提高矫顽力，同时将作为添加Al时的缺点的磁化和居里点的降低抑制至最低限。

本发明的R-T-B系烧结磁体具有下述组成：稀土类元素R：12原子％以上、17原子％以下，硼B：5.0原子％以上、8.0原子％以下，Al：0.1原子％以上、1.0原子％以下，Mn：0.02原子％以上、低于0.5原子％，过渡金属T：余量。

稀土类元素R是选自包括Y(钇)的稀土类元素中的至少一种，含有Nd和Pr的至少一种。并且，过渡金属T以Fe为主要成分。另外，为了获得各种效果，可以添加选自Ni、Cu、Zn、Ga、Ag、In、Sn、Bi、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一种的添加元素M。

迄今为止，已经认识到添加Mn所产生的影响在于使居里点、各向异性磁场、磁化这些主要的磁特性全部降低。另一方面，已知通过添加Al，能够提高烧结磁体的矫顽力，但同时存在居里点和饱和磁化降低的缺点。添加Al而引起的矫顽力的提高，并不是由于主相的各向异性磁场提高，而解释为归因于晶界相的改善。另一方面，由于Al也较多地固溶在主相中，所以出现上述缺点。

但是，已知如果在添加规定量的Al的同时添加规定量的Mn，Al在主相中的固溶量就会减少，能够抑制添加Al时的磁特性的降低。即，在以Nd₂Fe₁₄B相为主的烧结磁体中，如果用Mn置换Fe，Mn就会固溶在主相中，此时，具有抑制Al在主相中的固溶量的效果，因此，结果能够将磁特性的降低抑制至最低限，并实现矫顽力的提高。再者，添加Mn本身也使矫顽力和磁化降低，但因为以极低的添加量就能够获得效果，所以不良影响小。

另外，已知通过添加Mn，能够实现R-T-B系烧结磁体的制造工序中烧结行为的改善。即，与现有技术相比，能够在低温下或短时间内充分进行烧结反应，因此，磁体的组织更加均匀，在磁体的性能方面，去磁曲线的矩形性得到改善。

[组成]

稀土类元素的量如果在下述范围内，存在量越多矫顽力越高、同时剩余磁化减小的趋势。如果低于12原子％，则作为主相的R₂T₁₄B化合物的量减少，相应地生成例如αFe等软磁性相，矫顽力大幅度降低。另一方面，如果超过17原子％，则作为主相的R₂T₁₄B化合物的量减少，磁化降低，同时剩余的R以金属状态聚集于主相晶界，因而容易与水分和氧发生反应，可能导致耐腐蚀性显著降低。因此，R优选为12原子％以上、17原子％以下，R更优选为12.5原子％以上、15原子％以下。

为了获得高性能磁体，稀土类元素R中，特别是Nd和Pr中的至少任一种是必须的。在需要更高矫顽力的情况下，可以使用Tb或Dy作为R的一部分。如果Tb和Dy的至少一种的合计置换量超过6原子％，则剩余磁化低于1.1T，尤其是在考虑高温环境中的用途时，与Sm-Co磁体的性能相反。另外，如果大量使用Tb或Dy，则磁体的原料费用也增高，根据该观点，因为相对于Sm-Co磁体的优越性降低，所以工业上有用的Tb和/或Dy的量为6原子％以下。并且，虽然包括Y的其它的稀土类元素在磁特性方面没有作用，但是可以作为不可避免的杂质含有。

硼是R-T-B系烧结磁体中必须的元素。通过其量决定作为主相的R₂T₁₄B化合物的量。为了确保烧结磁体的矫顽力并获得大的磁化，B的量至关重要。如果B的量为下述规定范围的量，越多越容易获得大的矫顽力。另外，因为B量少时的矫顽力以B的规定量为分界急剧减小，所以工业上使B量不低于规定量特别重要。剩余磁化对应于B量，量越多剩余磁化越小。如果B量低于5.0原子％，则主相的量减少，同时生成主相以外的软磁性化合物，磁体的矫顽力下降。另一方面，如果超过8.0原子％，则主相的量减少，磁体的磁化降低。因此，B的量为5.0原子％以上、8.0原子％以下。为了得到高性能磁体，更优选的范围是5.5原子％以上、8.0原子％以下，进一步优选的范围是5.5原子％以上、7.0原子％以下。

如果在R-T-B系烧结磁体中添加Al，则矫顽力提高，另一方面磁化降低，并且居里点也降低。通过添加少量的Al能够增大矫顽力，但是即使增加Al添加量也不能增大至一定以上，磁化和居里点与Al添加量的增加成比例地降低。这一事实暗示：矫顽力提高的原因并不在于主相的磁性的改善，而归因于晶界的物性改善。

因此，虽然Al在磁体的组织中既存在于主相中也存在于晶界中，但是可以认为有助于矫顽力提高的是存在于晶界相中的Al。因为存在于主相中的Al对磁特性带来不良影响，所以应该尽可能地减少，因此，以下说明的同时添加Mn是有效的。

作为同时添加Mn的前提，Al的优选添加量为0.1原子％以上、1.0原子％以下。如果Al低于0.1原子％，则不能获得晶界相的物性改善效果，不能获得高矫顽力，因而不优选。另一方面，如果超过1.0原子％，则不会有进一步提高矫顽力的效果，并且即使同时添加Mn，Al在主相中的固溶量也会增加，磁化显著降低，居里点降低，因而不优选。

Mn在磁体合金中大部分固溶在主相中，主相的磁化、各向异性磁场、居里点全部降低，但是通过添加Mn，能够发挥减少作为其它添加元素的Al在主相中的固溶量的作用。

如果Mn的量超过0.5原子％，则磁化的降低明显化，并且，矫顽力的降低也明显化。因此，优选Mn的添加量低于0.5原子％，更优选为0.2原子％以下。另一方面，如果Mn添加量低于0.02原子％，则不能获得本发明的效果。因此，优选Mn添加量为0.02原子％以上。为了提高Mn带来的烧结行为改善效果，优选使Mn添加量为0.05原子％以上。

可以认为能够发挥烧结性改善效果且在成本方面有用的元素只有Mn。其理由在于，Mn是有效元素中唯一的实质上仅固溶于主相的元素。在现有技术中，作为用于改善烧结性的元素，可以列举Al和Cu。但这些元素发挥改善晶界相的物性的效果，仅间接地作用于作为主相的R₂T₁₄B相的烧结反应。相对于此，Mn参与主相的析出，所以直接作用于烧结反应。因此，在本发明中，能够同时实现通过Al的晶界相的物性改善以及通过Mn的主相的烧结性改善。因此，通过将Mn和下述Al的量调节至特定范围，能够稳定且有效地制造R-T-B系烧结磁体。

Al和Mn有时会由于原材料等不可避免地混入。例如，Al有时作为杂质含有在硼铁合金中，还有时会在熔解时从坩锅的成分混入。Mn有时会由铁原料或硼铁合金中混入。但是，如果不同时将Al和Mn的量控制在特定范围内，就不能得到本发明的效果。在实施本发明时，必须从原料合金的制造工序开始进行Al和Mn的量的管理。

在R-T-B系烧结磁体中，为了改善磁特性特别是居里点和耐腐蚀性，有时用Co置换Fe的一部分。如果添加Co，则其一部分置换主相的Fe，提高居里点。剩余的Co存在于晶界，形成例如Nd₃Co那样的化合物，提高晶界的化学稳定性。然而，如果Co大量存在，则在晶界生成强磁性且为软磁性的化合物，容易发生相对于去磁场的逆磁区，引起磁畴壁移动，因而使磁体的矫顽力降低。

过渡金属T以Fe为基础。这是因为就R₂T₁₄B化合物而言，当T为Fe时能够获得最高的磁化，并且与作为其它有用的强磁性的过渡金属的Co和Ni相比，更廉价。

实施本发明时，如果使Co的添加为特定范围，就能够避免上述不良影响。另外，从不影响本发明的效果、并获得居里点上升和耐腐蚀性提高等效果的观点出发，优选添加Co。如果Co添加量超过20原子％，则磁化的降低显著，并且，析出软磁性相而导致矫顽力降低，因此优选Co添加量的上限为20原子％。

添加元素M根据其作用效果分为Ni、Cu、Zn、Ga、Ag、In、Sn、Bi的第一组和Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W的第二组。前者的第一组与Al不同，几乎不固溶于主相，主要存在于晶界，有助于晶界相与主相的相互作用。具体而言，发挥下述作用：降低晶界相的熔点，改善磁体的烧结行为，并改善主相与晶界相的润湿性，更有效地使晶界相熔入主相界面，结果提高磁体的矫顽力。这些元素中最有效地被使用的是Cu。另外，Ga和Ag虽然存在价格昂贵的缺点，但是特性改善的效果显著。其中，这些元素中，Ni如果大量添加，就会也在主相中固熔，存在使主相的磁化降低的缺点。另一方面，后者的第二组发挥下述作用：通过形成微细的高熔点的析出物等作用，使烧结组织微细化，提高矫顽力。

除了Ni以外的第一组和第二组的所有元素，不会表现作为强磁性相的作用，因此如果添加量增多，则磁体的磁化降低。对于Ni，如果大量添加而在晶界生成软磁性的化合物，矫顽力就会降低。因此，这些添加元素的最大量设定为，所有元素的合计为5原子％以下，更优选为2原子％以下。并且，可以使用第一组的多种元素，也可以使用第二组的多种元素。另外，还可以组合使用第一组的元素和第二组的元素。

其它的元素在本发明中没有限定，但与本发明的效果没有关系，并不排除其存在。例如氢、碳、氮、氧是制造工序上不可避免的，在本发明的实施例中也被检出。其中，碳和氮有时能够与B发生部分置换，但此时产生磁体的矫顽力降低等对磁特性的显著影响。可以认为在通常的烧结磁体中，碳和氮与氧同样，与稀土类元素反应而形成某种形态的碳化物、氮化物、氧化物，以不影响磁特性的形式存在。另外，氢和氮侵入主相的晶格之间，能够期待使居里点提高等效果，但大量添加时会使矫顽力降低。任意一种结果均是与本发明独立的效果。F、Cl、Mg、Ca等可能会在稀土类金属的精炼过程中混入，存在原样地混入磁体组成的可能性。P、S可能含有在Fe原料中。另外，Si除了从作为原料来源的硼铁合金混入之外，还存在磁体用母合金的熔解时坩埚成分混入的可能性。

[制造方法]

本发明能够采用R-T-B系烧结磁体的所有制造方法获得同样的效果，因此并不限定制造方法，以下，列举制造方法的一个例子。

[原料合金]

能够采用各种方法制造，并且能够利用具有各种形态的原料合金。原料合金的代表例为铸块、薄带连铸合金、雾化粉末、通过还原扩散法制得的粉末和通过超急冷法制得的合金带等。这些原料合金不仅可以单独使用，也可以混合使用不同种类的原料合金。并且，还可以采用混合使用不同组成的合金的所谓双合金法。此时，通过下述方法能够发挥本发明的效果：Al和Mn在任一个合金中含有两者的方法、在双方合金中含有的方法、以及在接近磁体组成的合金即在主合金中含有Mn、在添加合金中含有Al的方法。并且，采用在主合金中含有Al、在添加合金中含有Mn的方法，也能够实现作为本发明的效果之一的烧结性的改善。

在制造原料合金时，能够使用纯铁、硼铁合金、纯B、稀土类金属、稀土类-铁合金等作为原材料，还可以作为杂质含有本发明的必需元素Mn和Al。因而，可以使用作为杂质含有Mn和Al的原材料，也可以另外添加Mn和Al，使得最终Mn和Al在特定组成范围内。通常，仅通过控制杂质量而控制在特定组成范围较为困难，因此，可以相对于作为杂质含有的Mn和Al，添加适量的Mn和Al，合并达到特定组成范围。

对于M元素，可以以纯金属添加，也可以以例如与铁构成合金的形态添加。

另外，以组织改善、元素分布改善、均质化等为目的，可以对母合金进行热处理。

[粉碎]

粉碎工序可以采用任意的方法。可以根据起始原料的性状选择，例如，在使用薄带连铸合金作为起始原料的情况下，大多经过粗粉碎-微粉碎的两阶段的工序。此时，粗粉碎可以采用机械式粉碎的方法、以及适用于稀土类合金的利用氢脆化的粉碎方法。所谓氢脆化法是将合金与氢气一起封入容器、使氢气侵入合金、利用伴随此时的合金的体积变化的变形进行粉碎的方法。就该方法而言，因为形成在粗粉末内含有大量氢的形态，所以通过根据需要对粗粉末进行加热，能够使多余的氢放出。

而且，在粗粉碎后、微粉碎工序前，还可以使用例如筛子等，使其粒度为特定粒度以下。

微粉碎通常为使用高速气流的喷射式粉碎机粉碎，但也可以采用机械式微粉碎的方法、使用分散介质的湿式球磨粉碎。另外，在粉碎时，可以预先添加粉碎助剂。特别用于提高微粉碎工序的粉碎效率非常有效。

并且，关于原料合金的处理、粉碎粉的处理，为了制造高性能磁体，在非活性气氛中处理至关重要。所谓非活性气氛，至少对于常温下的处理，为氮气就足够了，但在进行例如300℃以上的热处理时，必须使用氦气或氩气。

粉碎粒度根据磁体的性能以及随后的成型工序中的处理方面的制约而确定。通常，使用气流分散式激光衍射法测得的D50粒径为3～7μm。该粒度反而是使用高速气流式的粉碎方法容易得到的粒度范围。其中，使用气流分散法测定微粉粒度是由于，微粉末是强磁性体，容易发生磁凝集的缘故。

[成型]

在各向异性烧结磁体中，在磁场中形成微粉末，赋予磁体的磁各向异性。一般而言，将粉碎工序中得到的微粉末填入成型机的模孔，利用冲头构成空腔，同时从外部施加磁场，保持该状态通过冲头加压并成型，然后取出。在该工序中，为了提高磁场的取向、并提高模具润滑，原料的微粉末可以添加有润滑剂。该润滑剂有固体状和液体状，可以考虑各种因素选择。另外，为了使向模孔的填充容易进行等，可以适当造粒。

另外，作为为了取向而施加的磁场，不仅可以使用利用直流电源的静磁场，还可以使用例如利用电容放电的脉冲磁场、以及交流磁场。

在本发明的组成体系中，通常使用0.4MA/m以上的磁场强度，优选使用0.8MA/m以上的磁场强度。而且，在成型后，作为去磁处理，可以施加逆磁场。通过去磁处理，使随后的成型体的处理中无剩磁，具有使处理容易进行的效果。

并且，通过研究成型时的磁场施加的方向，能够制造各种取向状态的磁体。例如，就圆环状而言，能够实现轴向取向，此外还能够实现径向的辐射取向、以及具有多个磁极的各向异性取向。

成型方法除了可以使用利用模具和冲头的方法之外，还可以使用利用橡胶模的方法，例如所谓的RIP法。

而且，可以分别进行成型和磁场施加。

[烧结]

烧结工序可以在真空或者氩气气氛中进行。气氛的压力等可以任意设定。例如，可以使用导入Ar气体同时进行减压的方法、以及用Ar气体进行加压的方法。在本发明的磁体的情况下，为了在烧结工序前通过升温过程放出原料粉末中所含的气体，或者使在工序中途添加的润滑剂、粘合剂、保型剂等蒸发，烧结时的升温工序有时在减压下进行，有时在升温途中保持一定时间、一定温度而进行。另外，为了有效地放出上述润滑剂、粘合剂、保型剂，可以使升温过程的特定温度范围为氢气气氛。并且，也可以在氦气气氛中进行烧结，但在日本，氦气的价格昂贵，并且，由于氦气的热传导优良，可能导致烧结炉的热效率降低。

烧结通常在1000℃～1100℃下进行30分钟～16小时。因为就本发明的组成范围而言为液相烧结，所以并不需要那么高的温度。并且，可以在相同温度或不同温度下，分多次进行烧结。关于温度保持后的冷却，并不一定需要急冷或者徐冷，可以包括以下的热处理，组合适当的条件。

在烧结后，测得本发明的磁体的比重为7.3以上，更优选为7.4以上。

并且，也可以使用从外部施加压力同时升温的热压法、对成型体通电利用焦耳热造成过热的通电烧结法等粉末冶金法索采用的所有的烧结方法。在使用这些方法的情况下，烧结温度、时间不受上述限制。

[热处理]

为了提高矫顽力，烧结结束后，可以在烧结温度以下进行热处理。并且，可以在相同温度进行或者改变温度进行多次该热处理。热处理时的冷却条件可以选择各种条件。

其中，在烧结结束获得足够的矫顽力时，不一定必须进行热处理。

[加工]

烧结后的磁体有时处于接近最终形状的状态，但通常进行切断、研削、研磨等机械加工，最后加工成规定形状。其中，该加工只要在烧结后即可，可以在热处理前也可以在热处理后，还可以在多次热处理的中间进行。

[表面处理]

本发明的组成体系的烧结磁体长期置于通常的环境中会生锈，所以适合进行覆盖表面的处理。例如使用树脂涂覆、金属电镀、蒸镀膜等，可以根据用途、要求性能、成本而选择适当的表面处理。当然，根据使用环境在不需要利用表面处理进行保护时，有时也不进行表面处理。

[磁化]

本发明的磁体通常使用脉冲磁场磁化。通常从制品的组装方便出发，该工序大多在组装后进行，当然也可以将磁体单个磁化后组合装入制品。

磁化方向当然应该考虑磁场中成型时的取向方向而确定，与该方向一致能够最初获得高性能磁体，但根据用途，并不一定必须使磁化方向与成型时的取向方向一致。

实施例

(实施例1)

以纯度99.5％以上的Pr、Nd、纯度99.9％以上的Tb、Dy、电解铁、低碳硼铁合金为主，以纯金属或者与Fe的合金的形态添加其它目的元素，使目的组成的合金熔解，采用薄带连铸法进行铸造，制得厚度为0.3～0.4mm的板状合金。

以该合金为原料，在氢加压气氛中使其氢脆化，然后在真空中加热至600℃，冷却后，使用筛子获得425μm以下粒度的合金粗粉。向该粗粉添加混合以质量比计为0.05％的硬脂酸锌。

接着，利用喷射式粉碎装置，在氮气流中进行干式粉碎，制得粒径D50为4～5μm的微粉碎粉。此时，特别是在以氧量1原子％以下为目标的试样中，将粉碎气体中的氧浓度控制在50ppm以下。其中，该粒径是通过气流分散法的激光衍射法测得的值。

使制得的微粉末在磁场中成型，制成成型体。此时的磁场是约为0.8MA/m的静磁场，施加压力为196MPa。并且，磁场施加方向与加压方向正交。另外，特别是在以氧量为目标的试样中，尽可能地将从粉碎直至装入烧结炉的气氛设定为氮气气氛。

接着，在真空中，在1020～1080℃的温度范围烧结该成型体2小时。烧结温度因组成而异，但均在能够获得烧结后的密度为7.5Mg/m³的范围内选择较低的温度进行烧结。

对制得的烧结体的组成进行分析，将结果换算为原子％后表示于图1。使用ICP进行该分析。其中，氧、氮、碳为气体分析装置中的分析结果。其中，任何试样利用溶解法的氢分析的结果，氢量均在10～30ppm的范围内。将磁体特性表示于以下的表1。

[表1]

对于表以外的元素，有时除氢以外检测出Si、Ca、Cr、La、Ce等，Si主要从硼铁合金原料和合金熔解时的坩锅混入，Ca、La、Ce从稀土类的原料混入。另外，Cr可能从铁混入，无法使这些元素完全为0。

对制得的烧结体，在Ar气氛中以各种温度进行1小时的热处理，并将其冷却。热处理根据组成在各种温度条件下进行，并且有的改变温度最多进行3次热处理。对这些试样进行机械加工后，利用B-HTracer测定室温时的磁特性J_r、H_cJ。并且，切取试样的一部分，得到约为20～50mg的试样，通过磁场中的热天平测定，求得居里点T_c。该方法通过从热天平的外侧，对试样施加利用永磁体产生的弱磁场，用天平检出由于试样从强磁性变为顺磁性而产生的磁力的变化，将天平的指示值微分求得变化率最大的温度。其中，将各组成的试样在各种热处理条件下的各自在室温时的矫顽力最大的试样作为评价对象。

试样17～20相当于比较例，No.17、18中Mn：＜0.02原子％，与类似组成的实施例相比，剩余磁化J_r和居里点T_c劣化。对于No.17，由于Mn：＜0.02原子％，所以与Al的添加无关，矫顽力H_cJ低。对于No.19，在Mn、Al两者过剩时，剩余磁化J_r、居里点T_c均低。对于No.20，Al：＜0.1原子％，特别是矫顽力H_cJ低。

(实施例2)

在Nd_13.0Dy_0.7Fe_bal.Co_2.2Cu_0.1B_5.9Al_xMn_y(原子％)组成的磁体中，在y＝0.01、0.05、0.10、0.40、0.80时，对于各种Al的值x的室温的剩余磁化J_r表示于图2，室温的矫顽力H_cJ表示于图3。y＝0.01的数据是作为比较例表示的数据。此时的氧量为1.8原子％，关于其它的碳、氮的含量，分别为0.4原子％以下、0.1原子％以下。另外，Si、Ca、La、Ce等不可避免的杂质的含量分别为0.1原子％以下。并且，实施例2的磁体使用与实施例1同样的制造方法制得。

根据图2，与y＝0.01时相比，y＝0.05时的添加Al时的剩余磁化J_r的降低较少，可以认为这是通过添加Mn使得Al的主相固溶量减少的结果。另外，在y＝0.80，由于Mn的主相固溶量增大，剩余磁化J_r大幅度降低。

另外，根据图3可知，通过添加Mn，Al在晶界相进一步浓化，结果，通过添加更少量的Al，就能够提高矫顽力H_cJ。另一方面，在y＝0.80时，由于Mn的主相固溶量增大，矫顽力J_cJ大幅度降低。

(实施例3)

在Nd_12.8Fe_bal.Co_2.2Cu_0.1Ga_0.05B_5.7Al_xMn_y(原子％)组成的磁体中，在x＝0.02、0.50、1.00、1.50时，对于各种Mn的值y的室温的剩余磁化J_r表示于图4，将室温的矫顽力H_cJ表示于图5。x＝0.02、1.50的数据是作为比较例表示的数据。此时的氧量为1.8原子％，关于其它的碳、氮的含量分别为0.4原子％以下、0.1原子％以下。另外，Si、Ca、La、Ce等不可避免的杂质的含量分别为0.1原子％以下。并且，实施例3的磁体使用与实施例1同样的制造方法制得。

根据图4，如果不添加Mn而添加Al：x＝0.5原子％，则剩余磁化J_r大幅度降低。但如果y＝0.05原子％，则由于Al的有无而引起的剩余磁化J_r的差异非常小。另外，如果x＝1.50，则由于Al本身的主相固溶量增大，剩余磁化J_r大幅度降低。

另一方面，根据图5可知，通过添加Al，能够与Mn量无关同样地提高矫顽力H_cJ。

(实施例4)

使用与实施例1同样的方法，制得表2所示组成的烧结磁体。表2的组成是根据ICP和气体分析的结果、换算为原子％后表示的分析值。除了表2所示之外，还含有氢、碳、氮、Si、Ca、La、Ce等不可避免的杂质。

[表2]

将磁体特性表示于表3。

[表3]

使用与实施例1同样的方法，评价剩余磁化J_r、矫顽力H_cJ、居里点T_c，并在表中表示。本实施例中，使Al量和Mn量为一定，表示本申请组成范围的R量、B量、Co量的影响，均显示良好的磁特性。

(实施例5)

在Nd_13.8Feb_al.Al_0.2Mn_xB_6.0(原子％)组成的磁体中，制作各种x值的烧结磁体，评价磁特性。将评价结果表示于表4。

[表4]

制造方法与实施例1同样进行，对所有组成均在1020℃进行2小时烧制。另外，烧结后的热处理在560℃～640℃的范围内进行，将磁特性最优异的试样作为评价对象。磁特性的评价中，求得H_k作为指标，将H_k/H_cJ的值作为矩形性的指标。H_k是去磁场中磁化的值为剩余磁化J_r的90％时的去磁场的值，可以判断H_k/H_cJ的值越接近于1，矩形性越好，作为磁体越有用。如果Mn添加量x≥0.02原子％，则密度ρ、剩余磁化J_r显著提高。另一方面，如果Mn添加量x＞0.5原子％，则剩余磁化J_r显著降低，为不添加Mn时的同等以下。

再者，根据气体分析，作为烧结磁体所含的不可避免的杂质，含有氧：0.41～0.44质量％、碳：0.037～0.043质量％、氮：0.012～0.015质量％、氢：＜0.002质量％的范围。另外，根据ICP分析，检出Si最大为0.04质量％，Cr、Ce、Ca等为0.01质量％以下。

(实施例6)

采用铸块法或薄带连铸法：SC法制成母合金，经过利用氢脆化法的粗粉碎、利用气流式粉碎机的微粉碎，制得粒径：D50＝4.1～4.8μm的微粉末。在其中混合作为内部润滑剂的硬脂酸锌0.05质量％，在磁场中进行模具成型。此时的磁场强度为1.2MAm^-3，施加压力为196MPa。其中，加压方向与磁场施加方向正交。

按照各组成设定温度条件，对得到的成型体进行真空烧结，制得密度为7.5Mgm^-3以上的烧结体。对制得的烧结体，分别实施各种温度下的热处理，然后，通过机械加工制得磁体试样，利用闭路的BH Tracer测定磁特性。其中，对于矫顽力为1500kAm^-1以上的试样，使用基于脉冲法的东英工业生产的TPM型磁力计，再次测定矫顽力。

一部分试样：试样No.58和62在微粉碎工序以后经过实质上在非活性气体的气氛下的处理。

表5表示将磁体组成：ICP分析值、其中O为将通过气体分析法的分析值换算为原子％的数值。将各试样的能够获得最大矫顽力的条件下的磁特性表示于表6。

[表5]

[表6]

不管合金制法是铸块法还是薄带连铸法，对于各添加元素，均同时添加Al和Mn，由此能够获得优异的磁特性。

其中，记载以外的杂质检出了碳：0.031～0.085质量％，氮：0.013～0.034质量％，氢：＜0.003质量％，Si：＜0.04质量％，La、Ce、Ca分别＜0.01质量％。

产业上的可利用性

本发明的烧结磁体能够广泛用于使用高性能的烧结磁体的各种用途。

Claims

1.一种R-T-B系烧结磁体，其特征在于，具有下述组成：

稀土类元素R：12原子％以上、15原子％以下，

硼B：5.0原子％以上、8.0原子％以下，

Al：0.1原子％以上、1.0原子％以下，

Mn：0.02原子％以上、低于0.2原子％，

过渡金属T：余量，其中，

稀土类元素R是选自包括Y(钇)的稀土类元素中的至少一种，该稀土类元素R中含有Nd和Pr的至少一种，

过渡金属T以Fe为主要成分。

2.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：

作为稀土类元素R，含有Tb和Dy的至少一种。

3.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：

作为过渡金属T，含有Co：磁体总体的20原子％以下。

4.一种R-T-B系烧结磁体，其特征在于，具有下述组成：

稀土类元素R：12原子％以上、15原子％以下，

硼B：5.0原子％以上、8.0原子％以下，

Al：0.1原子％以上、1.0原子％以下，

Mn：0.02原子％以上、低于0.2原子％，

添加元素M：合计超过0、且为5.0原子％以下，

过渡金属T：余量，其中，

添加元素M是选自Ni、Cu、Zn、Ga、Ag、In、Sn、Bi、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一种，

过渡金属T以Fe为主要成分。

5.如权利要求4所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：

作为稀土类元素R，含有Tb和Dy的至少一种。

6.如权利要求5所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：

作为过渡金属T，含有Co：磁体总体的20原子％以下。