CN105312575A - 制备稀土磁石的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种制备稀土磁石的方法，包括：第一步，通过使得用于稀土磁石的粉末进行加压成型以制备烧结体S；第二步，通过热形变加工所述烧结体S以向烧结体S赋予各向异性，制备稀土磁石前体C；和第三步，通过将稀土磁石前体C以10℃/秒或更高的冷却速率冷却以制备稀土磁石RM。

Description

制备稀土磁石的方法
技术领域
本发明涉及一种制备稀土磁石的方法。
发明背景
由稀土元素制成的稀土磁石称为永久磁体，并且用于各种机动车辆、电动车辆等的驱动马达，以及在硬盘和MRI中包括的驱动器。
作为指示这些稀土磁石的磁性能的指标，可以使用例如剩余磁化(剩余磁通量密度)和矫顽力。随着发动机尺寸的降低和电流密度的增加，产生的热量增加，因此在要使用的稀土磁石中对于高耐热性的需求进一步增加。因此，在此领域中的一个重要研究课题是当磁石在高温下使用时如何保持其矫顽力。作为例子，将描述基于Nd-Fe-B的磁石，其是在车辆驱动马达中广泛使用的稀土磁石。在这种基于Nd-Fe-B的磁石中，已经尝试提高其矫顽力，例如通过精制晶粒，通过使用具有大量Nd的合金组合物，或通过加入具有高矫顽力性能的重稀土元素例如Dy或Tb。
稀土磁石的例子包括常规使用的烧结磁体，其中构成其结构的晶粒的晶体颗粒尺寸是约3-5微米；以及包括纳米结晶磁石，其中将晶粒精制成约50-300nm的纳米晶粒尺寸。
下面将简要描述制备稀土磁石的方法的一个例子。例如，通常使用一种制备稀土磁石的方法(取向磁体)，此方法包括：将Nd-Fe-B熔融金属快速固化以得到骤冷带；将骤冷带压碎以制备磁性粉末；将磁性粉末进行热压成型得到烧结体；并在此烧结体上进行热形变加工以向其赋予磁性各向异性。
在通过使用液体骤冷方法得到的磁性粉末进行固化所制得的烧结体中，晶体没有取向，并且残余磁通量密度低。所以，通过热形变加工例如锻造并挤出以使晶体取向，向烧结体赋予应变。
已经知道矫顽力与晶粒尺寸有关，高的矫顽力可以通过晶粒尺寸的精制(数十到数百纳米)得到。但是，也知道细晶体由于在热形变加工期间的热输入量而变粗糙，因此矫顽力和剩余磁通量密度都降低。本发明人致力于在以下工艺之后矫顽力降低的那些现象：在热形变加工期间在晶体中形成小裂纹；在所形成的裂纹附近的粒间界相(在高温下液化的状态中)被拉入裂纹中；以及粒间界向的厚度降低。
作为用于改进矫顽力的现有技术，日本专利申请公开No.2013-45844(JP2013-45844A)公开了一种制备稀土磁石的方法，此方法包括：将稀土磁石组合物的熔体进行骤冷以形成具有纳米结晶结构的骤冷带；将骤冷带烧结得到烧结体；将烧结体在足够高以允许粒间界相扩散和流动且足够低以防止晶粒变粗糙的温度下进行热处理；以及将经过热处理的烧结体在50℃/分钟或更高的冷却速率下骤冷到200℃或更低。
在此制备方法中，烧结体以在预定范围内的冷却速率进行冷却以制备具有高矫顽力性能的稀土磁石。但是，此方法不能解决上述问题。也就是说，在通过对烧结体进行热形变加工制得的稀土磁石前体中，矫顽力由于在热形变加工期间可能在晶体中形成的裂纹而降低。
发明概述
本发明提供一种制备稀土磁石的方法，其能解决矫顽力由于在热形变加工期间可能在晶体中形成的裂纹而降低的问题。
根据本发明的一个方面，制备稀土磁石的方法包括：通过使得用于稀土磁石的粉末进行加压成型以制备烧结体；通过热形变加工所述烧结体以向烧结体赋予各向异性，制备稀土磁石前体；和通过将稀土磁石前体以10℃/秒或更高的冷却速率冷却以制备稀土磁石。
在本发明的制备稀土磁石的方法中，在热形变加工之后，稀土磁石前体进行冷却，并且控制其冷却速率以使得在晶体之间的粒间界相中存在的液相被快速固定(结构冷冻)。结果，可以抑制在粒间界相中存在的液相量(厚度)的降低，其中这种降低是当液相在通过热形变加工制备的稀土磁石前体的晶体中形成的小裂纹(内部真空)中聚集时引起的。因为抑制了在粒间界相中存在的液相量的降低，可以抑制稀土磁石前体的矫顽力的降低，因此可以制备具有优异矫顽力性能的稀土磁石。
本发明人证明了当将通过热形变加工被加热到例如800℃或更高温度的稀土磁石前体以10℃/秒或更高的冷却速率进行冷却时，可以获得具有与在冷却速率低于10℃/秒的情况下相比更高矫顽力的稀土磁石。在本发明制备方法中，在第三步中的稀土磁石前体的冷却速率被限制为10℃/秒或更高。
本发明人发现了尚未在现有技术中讨论的新问题，即在热形变加工期间在晶体中形成的裂纹引起矫顽力的降低。作为解决此问题的措施，本发明人采取在热形变加工之后以预定范围内的冷却速率冷却稀土磁石前体的新特征设计，从而完成本发明的制备方法。
简单而言，将稀土磁石前体在热形变加工之后进行短时间冷却。所以，制备时间和制备成本不会增加。
在这里，作为本发明制备方法的制备目标，稀土磁石包括纳米结晶磁石，其中构成其结构的主相(晶体)的晶粒尺寸是约300nm或更小；以及晶粒尺寸大于300nm或晶粒尺寸为1μm或更大的烧结磁石。
在第一步中，制得具有含有主相和粒间界相的结构的磁性粉末。例如，用于稀土磁石的磁性粉末可以如下制备：通过液体骤冷制备骤冷带，其是细晶粒，并且将快速骤冷带压碎。
这种磁性粉末例如被填充到模具中，并且在用冲头压缩的同时进行烧结。结果，得到各向同性的烧结体。烧结体的结构由组成式(Rl)x(Rh)yTzBsMt表示，其中Rl表示一种或多种含有Y的轻稀土元素，Rh表示含有Dy和Tb中的至少一种的重稀土元素，T表示含有Fe、Ni和Co中的至少一种的过渡金属，B表示硼，M表示Ti、Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Co、Mn、V、W、Ta、Ge、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、Hg、Ag和Au中的至少一种，12≤x≤20，0≤y≤4,z＝100-x-y-s-t，5≤s≤20，0≤t≤3，并且所有数值是由质量％表示，所述结构的主相是由(RlRh)2T14B形成的，和在所述结构的粒间界相中的(RlRh)1.1T4B4相的含量是大于0质量％且小于或等于50质量％。
在第二步中的热形变加工的例子包括镦锻和挤出锻造(向前挤出锻造和向后挤出锻造)。由于加工产生的应变通过使用上述热形变方法中的一种方法或两种或更多种方法的组合被引入烧结体中。接着，例如在60-80％的加工率下进行高形变。结果，制得了具有高度取向和优异磁化性能的稀土磁石。
在本发明制备稀土磁石的方法的另一个实施方案中，在第三步中，在冷却稀土磁石前体之后，进行退火处理。
在晶体之间的距离(粒间界相的宽度)可以由于热形变加工而变化。但是，通过进行退火处理，可以除去在晶体之间距离的变化，并且可以制得在磁石整个区域中具有均匀矫顽力的稀土磁石。
通过使得粒间界相含有50质量％或更小含量范围的Nd1.1Fe4B4相，也就是说通过将在粒间界相中的B含量控制在预定范围内，在退火处理期间的主相的量的降低得到抑制，因此抑制了磁化的降低。
除了Nd等之外，构成稀土磁石前体的粒间界相还含有Ga、Al、Cu、Co等。结果，粒间界相可以在例如450-700℃的低温度范围内熔融和流动，并且Nd等以及Ga、Al、Cu、Co等可以熔成合金。也就是说，通过预先将在粒间界相中所含的过渡金属元素等和轻稀土元素熔成合金，且不需要改性合金从磁石表面扩散渗透，可以获得与进行改性合金扩散渗透的情况相同的改进效果。
在本发明制备稀土磁石的方法的另一个实施方案中，在第三步中，在退火处理期间，将含有过渡金属元素和轻稀土元素的改性合金扩散渗入粒间界相中。
改性合金在退火期间扩散渗入粒间界相中，其中易于扩散渗入改性合金的稀土磁石前体表面区域的粒间界相得到进一步改性。结果，可以进一步改进矫顽力。
通过预先将在粒间界相中存在的过渡金属元素等和轻稀土元素熔成合金进行的粒间界相的改性是在稀土磁石前体的整个区域的粒间界相上进行的。因此，粒间界相的改性可以充分地在稀土磁石前体的中心区域上进行，且不需要改性合金扩散渗入中心区域。
通过使用含有过渡金属元素和轻稀土元素的改性合金，当在例如450-700℃的较低温度范围内进行退火处理时，可以同时进行熔融以及使改性合金扩散渗入粒间界相中，并且将粒间界相中的过渡金属和轻稀土元素熔成合金。
具有在上述450-700℃温度范围内的熔点或低共熔温度且含有过渡金属元素和轻稀土元素的改性合金的例子包括含有轻稀土元素例如Nd或Pr和过渡金属元素例如Cu、Mn、In、Zn、Al、Ag、Ga或Fe的合金。改性合金的更具体例子包括Nd-Cu合金(低共熔点:520℃)，Pr-Cu合金(低共熔点:480℃)，Nd-Pr-Cu合金，Nd-Al合金(低共熔点:640℃)，Pr-Al合金(650℃)，和Nd-Pr-Al合金。
从上述描述可见，在本发明制备稀土磁石的方法中，在热形变加工之后，稀土磁石前体进行冷却，并且控制其冷却速率以使在晶体之间的粒间界相中存在的液相被快速固定(结构冷冻)。结果，可以抑制在粒间界相中存在的液相量(厚度)的降低，其中这种降低是当液相在通过热形变加工制备的稀土磁石前体的晶体中形成的小裂纹(内部真空)中聚集时引起的。因为在粒间界相中存在的液相量的降低得到抑制，所以可以抑制稀土磁石前体的矫顽力的降低，进而可以制备具有优异矫顽力性能的稀土磁石。
附图简述
下面将参考附图详细描述本发明示例性实施方案的特征、优点以及技术和工业意义，其中相似的数字表示相似的元件，和其中：
图1A是显示本发明制备稀土磁石方法的第一步的示意图，按照图1A和图1B的顺序显示；
图1B是显示本发明制备方法的第一步的示意图，按照图1A和图1B的顺序显示；
图1C是显示本发明制备方法的第二步的示意图；
图2A是显示图1B中所示烧结体的微观结构的示意图；
图2B是显示图1C中所示稀土磁石前体的微观结构的示意图；
图3是显示粒间界相在晶体中的裂纹中聚集的状态的示意图；
图4A是显示本发明制备方法的第三步的示意图；
图4B是显示本发明制备方法的第三步的示意图；
图4C是显示本发明制备方法的第三步的示意图；
图4D是显示本发明制备方法的第三步的示意图；
图5A是显示在本发明制备方法的第三步中冷却之后的额外处理方法的示意图；
图5B是显示在本发明制备方法的第三步中冷却之后的额外处理方法的示意图；
图6是显示所得稀土磁石的晶体结构的微观结构的示意图；
图7A是显示由于在热形变加工期间的应力被压出的液相池的SEM图像；
图7B是显示在热形变加工之后的稀土磁石前体内部的SEM图像；
图8A是显示聚集的液相在裂纹中结晶的状态的SEM图像；
图8B是显示空裂纹的SEM图像；
图9是显示在热形变加工之后冷却期间的冷却速率与所制得的稀土磁石的矫顽力之间关系的实验结果的图。
图10是显示其中在冷却之后进行退火处理的制备稀土磁石的方法中，在冷却期间的冷却速率与矫顽力之间关系的实验结果的图。
图11是显示其中在冷却之后进行退火处理并且扩散渗入3％改性合金的制备稀土磁石的方法中，在冷却期间的冷却速率与矫顽力之间关系的实验结果的图。
图12是显示其中在冷却之后进行退火处理并且扩散渗入5％改性合金的制备稀土磁石的方法中，在冷却期间的冷却速率与矫顽力之间关系的实验结果的图。
实施方案的详细描述
(制备稀土磁石的方法的实施方案1)
图1A和1B是根据一个实施方案按照图1A和图1B的顺序显示本发明制备稀土磁石方法的第一步的示意图，图1C是显示本发明制备方法的第二步的示意图。另外，图4A至4D是显示本发明制备方法的第三步的示意图。另外，图2A是显示图1B中所示烧结体的微观结构的示意图，图2B是显示图1C中所示稀土磁石前体的微观结构的示意图。另外，图6是显示所得稀土磁石的晶体结构的微观结构的示意图。
如图1A所示，在Ar气体气氛的炉(未显示)中，其中压力降低到例如50kPa或更低，将合金锭通过高频诱导加热使用单辊熔体旋铸方法熔融，并且将具有稀土磁石组成的熔融金属注入铜辊R中以制备骤冷带B，并将这种骤冷带B压碎。
如图1B所示，将已压碎的骤冷带B装入被硬质合金模具D和在硬质合金模具D的中空部分中滑动的硬质合金冲头P分配的空隙中。接着，将已压碎的骤冷带B通过使得电流沿着压缩方向经过而加热，并且同时用硬质合金冲头P压缩(X方向)。结果，得到烧结体S，其具有由(Rl)x(Rh)yTzBsMt表示的结构(Rl表示一种或多种含有Y的轻稀土元素，Rh表示含有Dy和Tb中的至少一种的重稀土元素，T表示含有Fe、Ni和Co中的至少一种的过渡金属，B表示硼，M表示Ti、Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Co、Mn、V、W、Ta、Ge、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、Hg、Ag和Au中的至少一种，12≤x≤20，0≤y≤4,z＝100-x-y-s-t，5≤s≤20，0≤t≤3，(所有数值是由质量％表示))，并且含有主相和粒间界相。主相具有约50-300nm的晶粒尺寸(如上所述，第一步)。
除了Nd等之外，粒间界相还含有Ga、Al、Cu、Co等中的至少一种，并且处于富含Nd的状态。另外，粒间界相含有Nd相和Nd1.1T4B4相作为主要组分，其中将Nd1.1T4B4相的含量控制在大于0质量％且小于或等于50质量％的范围内。
如图2A所示，烧结体S具有各向同性的晶体结构，其中粒间界相BP填充在纳米结晶颗粒MP(主相)之间。为了向烧结体S赋予磁性各向异性，如图1C所示，硬质合金冲头P与烧结体S的端面沿着其纵向接触(在图1B中，水平方向是纵向)，使得在烧结体S上进行热形变加工，且同时用硬质合金冲头P压缩(X方向)；结果，获得了稀土磁石前体C(如上所述，第二步)，其包含具有如图2B所示的各向异性纳米结晶颗粒MP的晶体结构。
当通过热形变加工的加工程度(可压缩性)高时，例如当可压缩性是约10％或更高时，这种加工可以称为高度热形变或简称为高度形变。但是，优选高度形变是在约60-80％的可压缩性下进行。
在如图2B所示的稀土磁石前体C的晶体结构中，纳米结晶颗粒MP具有平面形状，并且与各向异性轴基本平行的边界表面是曲线或弯曲的，并不具有特定的表面结构。
在这里，图3是显示粒间界相在晶体中的裂纹中聚集的状态的示意图。由于如图1C所示的热形变加工，可以在所制备的稀土磁石前体C的晶体中形成小裂纹，如图3所示。
也就是说，在热形变加工期间，在晶体中形成小裂纹CR(内部真空)，并且在粒间界相BP中的液相流入(Y方向)小裂纹CP中并在那里聚集。由于在粒间界相BP中的液相流入小裂纹CR中，在粒间界相BP中的液相量(厚度)降低，这导致矫顽力降低。
在第二步中在通过热形变加工制备稀土磁石前体C之后，在第三步中，将稀土磁石前体C冷却并且控制其冷却速率。结果，在晶体之间的粒间界相BP中存在的液相被快速固定(结构冷冻)。
冷却方法的例子包括根据四个实施方案的方法，如图4A至4D所示。在图4A所示的冷却方法中，稀土磁石前体C在室温下静置以进行冷却。在图4B所示的冷却方法中，将空气CA吹向稀土磁石前体C以进行强制空气冷却。在图4C所示的冷却方法中，将稀土磁石前体C置于两个铜板CP之间以进行铜板接触冷却。在图4D所示的冷却方法中，向稀土磁石前体C供应水W以进行水冷却。
使用上述方法，将加热到例如约800℃的稀土磁石前体C进行冷却。结果，制得了稀土磁石。在根据上述不同实施方案的任何方法中，重要的是以10℃/秒或更高的冷却速率进行冷却。
冷却速率是基于以下本发明人的实验结果测定的。通过以10℃/秒或更高的冷却速率冷却稀土磁石前体C，可以获得具有优异矫顽力性能的稀土磁石RM，如图6所示。
被加热到约800℃的稀土磁石前体C在上述范围内的冷却速率下进行冷却。一旦稀土磁石前体的温度降低到约550℃，就出现液相的结构冷冻。
(制备稀土磁石方法的实施方案2)
根据实施方案2制备稀土磁石的方法包括与根据实施方案1的制备方法的第三步中冷却之前相同的那些步骤。在第三步中，在冷却之后，另外进行以下两种处理。
在第一种方法中，如图5A所示，在冷却之后，将稀土磁石前体C放入高温炉H中，并且对于稀土磁石前体C仅仅进行在450-700℃温度范围内的退火处理。
构成稀土磁石前体C的粒间界相除了Nd等之外还含有Ga、Al、Cu、和Co中的至少一种。结果，粒间界相BP可以在450-700℃的低温范围内熔融和流动，并且Nd等以及Ga、Al、Cu、Co等可以熔成合金。也就是说，通过预先将在粒间界相中所含的过渡金属元素等和轻稀土元素熔成合金，且不需要改性合金从磁石表面扩散渗透，可以获得与进行改性合金的扩散渗透情况相同的改进效果。通过在冷却之后进行退火处理，可以除去由热形变加工引起的晶体之间距离(粒间界相的宽度)的变化。以此方式，预先将在粒间界相中所含的过渡金属元和轻稀土元素熔成合金，并且除去由热形变加工引起的晶体之间距离的变化。结果，可以获得在磁石的整个区域中具有均匀的高矫顽力的稀土磁石。
另外，通过使得粒间界相BP中的Nd1.1T4B4相的含量处于50质量％或更小的范围内，也就是说通过将在粒间界相BP中的硼含量(B含量)控制在预定范围内，抑制了在退火处理期间的主相量的降低，由此抑制了磁化的降低。
结果，可以通过退火处理改进矫顽力，并且可以抑制由退火处理引起的磁化降低。因此，可以制得同时具有优异矫顽力性能和磁化性能的稀土磁石。
另一方面，在第二种方法中，如图5B所示，在冷却之后，将改性合金粉末SL喷到稀土磁石前体C的表面上，将稀土磁石前体C放入高温炉H中，并且使得改性合金SL扩散渗入且同时在450-700℃的温度范围中在稀土磁石前体C上进行退火处理。
关于改性合金粉末SL，可以将板形的改性合金粉末置于稀土磁石前体的表面上，或者可以制备改性合金粉末的浆液并且涂覆到稀土磁石前体的表面上。
在这里，改性合金粉末SL含有过渡金属元素和轻稀土元素，并且使用具有450-700℃的低共熔点的改性合金。作为改性合金粉末SL，例如优选使用以下任一种：Nd-Cu合金(低共熔点:520℃)，Pr-Cu合金(低共熔点:480℃)，Nd-Pr-Cu合金，Nd-Al合金(低共熔点:640℃)，Pr-Al合金(650℃)，Nd-Pr-Al合金，Nd-Co合金(低共熔点:566℃)，Pr-Co合金(低共熔点:540℃)，和Nd-Pr-Co合金。其中，更优选使用具有580℃或更低的低共熔点的合金，例如Nd-Cu合金(低共熔点:520℃)，Pr-Cu合金(低共熔点:480℃)，Nd-Co合金(低共熔点:566℃)，和Pr-Co合金(低共熔点:540℃)。
改性合金以此方式扩散渗入粒间界相中，并且可以进一步改进稀土磁石前体C的粒间界相BP，尤其在稀土磁石前体C的表面区域上。也就是说，稀土磁石前体C整个区域的粒间界相BP可以通过将粒间界相BP中的过渡金属元素和轻稀土元素熔成合金而改进。所以，非磁性的改性合金SL不是必须扩散渗入稀土磁石前体C的中心区域中以改进粒间界相BP。
无论使用图5A和5B所示方法中的何种方法，将在稀土磁石前体C的粒间界相中存在的Nd等以及Ga、Al、Cu和Co中的至少一种预先通过退火处理而熔成合金，从而改进粒间界相BP。另外，在粒间界相BP中存在预定量的硼。因此，如图2B所示的稀土磁石前体C的晶体结构发生变化，晶粒MP的边界表面清楚地如图6所示，晶粒MP彼此以磁力方式分开，并且获得具有改进的矫顽力的稀土磁石RM。在通过如图6所示的改性合金进行的结构改进的中间步骤中，没有形成与各向异性轴基本平行的边界表面(不具有特定表面结构)。但是，在通过改性合金充分进行改性的步骤中，形成了与各向异性轴基本平行的边界表面(特定表面)，并且获得了稀土磁石，其中当从与各向异性轴垂直的方向观察时，晶粒MP的形状是长方形或基本上是长方形的。
(用于说明在热形变加工之后冷却期间的冷却速率与稀土磁石的矫顽力之间关系的实验；及其结果)
本发明人进行了用于证明在热形变加工之后冷却期间的冷却速率与稀土磁石的矫顽力之间关系的实验。在描述此实验之前，将参考图7描述热形变加工对晶体的影响，图7显示了在热形变加工之后的稀土磁石前体的晶体结构的SEM图像。
<热形变加工对晶体的影响>
图7A是显示由于在热形变加工期间的应力被压出的液相池的SEM图像。图7B是显示在热形变加工之后的稀土磁石前体内部的SEM图像。
如图7A所示，由于在热形变加工期间对晶体施加的高应力，在粒间界相中的液相被压出，导致局部形成液相池。这种液相池引起周边取向的混乱，这导致稀土磁石的磁性能变差。
另外，如图7B所示，由于在热形变加工期间在样品内部和表面之间的物质流速的差异所产生的拉伸应力，由液相池引发在晶体中形成小裂纹。小裂纹内部是真空的，并且具有牵引周边液相的力作用。由于液相被牵引入小裂纹中，在裂纹附近的粒间界相的厚度降低，这导致稀土磁石的矫顽力降低。
<实验方法>
将稀土磁石的原料(合金的组成是Fe-30Nd-0.93B-4Co-0.4Ga质量％)按照预定量混合，将此混合物在Ar气氛中熔融，并且将已熔融的金属从孔板注入要骤冷的镀Cr的Cu旋转辊中。结果，制得了骤冷带。这种骤冷带在Ar气氛中用切割磨压碎，得到用于稀土磁石的具有0.3mm或更小晶粒尺寸的磁性粉末。将所得的磁性粉末置于尺寸为7mm×29mm×19mm的硬质合金模具中，并且其顶部和底部用硬质合金冲头密封。接着，将磁性粉末放入室中并通过减压到10-2Pa而压到400MPa，然后使用高频线圈将模具加热到650℃。在压制之后，将磁性粉末在此状态下保持20分钟以制备烧结体，并且从模具取出烧结体。接着，制得的烧结体用润滑剂涂覆并干燥，使用高频线圈加热到约800℃，并且输送和放入已加热到约800℃的模具中。接着，以2mm/秒的振荡速率进行70％((加工前的厚度–加工后的厚度)/加工前的厚度)的热形变加工(锻造)(应变速率为约0.1/秒)，从而制备稀土磁石前体。最后，将制得的稀土磁石前体进行冷却，这例如通过自然冷却或强制空气冷却进行，以制备稀土磁石作为试样。
制备多个试样，同时将冷却速率改为不同的数值。各个试样的矫顽力是使用脉冲激发磁场特性检测设备(TPM)检测的。
(实验结果)
实验结果如图8和9所示。图8A是显示通过在热形变加工之后自然冷却(冷却速率：4℃/秒)制备的试样的结构的SEM图像。从图8A证明了在裂纹中聚集的液相通过冷却结晶。
图8B是显示通过在热形变加工之后进行强制空气冷却(冷却速率：14℃/秒)制备的试样的结构的SEM图像。图8B证明了裂纹的内部保持为空的。
另外，图9证明了按照由相应实验结果绘制形成的大致曲线，矫顽力在10℃/秒或更高的冷却速率下具有图形拐点，在低于10℃/秒的冷却速率下快速提高，并且在低于10℃/秒或更高的冷却速率下在15-16kOe范围内收敛。基于实验结果，在热形变加工后的冷却期间，冷却速率设定为10℃/秒或更高。
(同于说明在冷却之后进行退火处理的方法的效果和检测在冷却之后不仅进行退火处理而且进行改性合金的扩散渗入的方法的效果的实验；及其结果)
本发明人进行了实验以证明在热形变加工之后不仅进行冷却而且进行退火处理的方法的效果和证明不仅进行退火处理而且进行改性合金的扩散渗入的方法的效果。
<实验方法>
实施例进行三种冷却方法中的任何一种(冷却速率)，包括水冷却(4190℃/秒)、铜板接触冷却(14℃/秒)和空气吹入(13℃/秒)。在每个冷却方法中，包括以下三种情况：其中在真空度为10-3Pa、热处理温度为580℃并且热处理时间为300分钟的条件下进行退火处理(没有进行改性合金的扩散渗入)的情况；其中扩散渗入3％的Nd-Cu合金的情况；以及其中扩散渗入5％的Nd-Cu合金的情况。另一方面，对比例进行自然冷却(5℃/秒)作为冷却方法(冷却速率)。在冷却方法中，包括以下三种情况：其中在真空度为10-3Pa、热处理温度为580℃并且热处理时间为300分钟的条件下进行退火处理(没有进行改性合金的扩散渗入)的情况；其中扩散渗入3％的Nd-Cu合金的情况；以及其中扩散渗入5％的Nd-Cu合金的情况。
(实验结果)
实验结果如图10和12所示。图10是显示当在冷却之后仅仅进行退火处理的情况下在冷却期间的冷却速率与稀土磁石的矫顽力之间关系的图。图11是显示当在冷却之后进行退火处理并且扩散渗入3％Nd-Cu合金的情况下，在冷却期间的冷却速率与稀土磁石的矫顽力之间关系的图。图12是显示当在冷却之后进行退火处理并且扩散渗入5％Nd-Cu合金的情况下，在冷却期间的冷却速率与稀土磁石的矫顽力之间关系的实验结果的图。
从图10可见，与每个对比例相比，每个实施例中的矫顽力改进了约0.6kOe。在这里，矫顽力的最大值是在晶体中存在的粒间界相的量的基础上测定的。从图10可见，在所有实施例中，通过以10℃/秒或更高的冷却速率冷却稀土磁石前体并且然后使冷却的稀土磁石前体进行退火，改进了矫顽力。在实施例中，在水冷却(4190℃/秒)的情况下，矫顽力的改进效果是与吹入空气(13℃/秒)的情况相比更显著的。这是因为由于在较高冷却速率下冷却，Nd等在小裂纹中的聚集可以更有效地被抑制。这也因为由于上述作用和降低在退火引起的晶体间距变化的作用，矫顽力得到改进。
从图11可见，与每个对比例相比，每个实施例中的矫顽力改进了约0.5kOe。从与图10结果的对比证明了通过在冷却之后进行退火处理并且扩散渗入3％改性合金进行加工，矫顽力改进了约3kOe。
另外，从图12可见，与每个对比例相比，每个实施例中的矫顽力改进了约0.6kOe。从与图11结果的对比证明了通过在冷却之后进行退火处理并且扩散渗入5％改性合金进行加工，矫顽力进一步改进了约1kOe。
证明了以下事实。通过不仅进行冷却而且进行退火处理，可以实现矫顽力改进效果。另外，由于改性合金的扩散渗入，可以实现矫顽力的进一步改进。
如上所述，已经参考附图描述了本发明的实施方案。但是，具体设计不限于这些实施方案，并且，本发明包括在不偏离本发明范围的情况下进行的设计变化等。

Claims (4)

1.一种制备稀土磁石的方法，此方法的特征在于包括：
通过使得用于稀土磁石的粉末进行加压成型以制备烧结体；
通过热形变加工所述烧结体以向烧结体赋予各向异性，制备稀土磁石前体；和
通过将稀土磁石前体以10℃/秒或更高的冷却速率冷却以制备稀土磁石。
2.根据权利要求1的制备稀土磁石的方法，其中当通过将稀土磁石前体以10℃/秒或更高的冷却速率冷却以制备稀土磁石时，在冷却稀土磁石前体之后，进行退火处理。
3.根据权利要求1的制备稀土磁石的方法，其中当通过将稀土磁石前体以10℃/秒或更高的冷却速率冷却以制备稀土磁石时，在冷却稀土磁石前体之后，进行退火处理，并且将含有过渡金属元素和轻稀土元素的改性合金扩散渗入粒间界相中。
4.根据权利要求1-3中任一项的制备稀土磁石的方法，其中
当通过使得用于稀土磁石的粉末进行加压成型以制备烧结体时，烧结体含有一种结构，
所述结构由组成式(Rl)x(Rh)yTzBsMt表示，其中Rl表示一种或多种含有Y的轻稀土元素，Rh表示含有Dy和Tb中的至少一种的重稀土元素，T表示含有Fe、Ni和Co中的至少一种的过渡金属，B表示硼，M表示Ti、Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Co、Mn、V、W、Ta、Ge、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、Hg、Ag和Au中的至少一种，12≤x≤20，0≤y≤4,z＝100-x-y-s-t，5≤s≤20，0≤t≤3，并且所有数值是由质量％表示，
所述结构的主相是由(RlRh)2T14B形成的，和
在所述结构的粒间界相中的(RlRh)1.1T4B4相的含量是大于0质量％且小于或等于50质量％。
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