CN106024254B - R-Fe-B烧结磁体及制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及R‑Fe‑B烧结磁体及制备方法。本发明提供了一种R‑Fe‑B烧结磁体，该烧结磁体基本上由12‑17at％的Nd、Pr和R、0.1‑3at％的M1、0.05‑0.5at％的M2、4.8+2×m至5.9+2×m at％的B及余量的Fe构成，该烧结磁体含有R2(Fe,(Co))14B金属间化合物作为主相，且具有由晶界相被覆主相的核/壳结构。该烧结磁体呈现出至少10kOe的矫顽力，尽管为低含量或零含量的Dy、Tb和Ho。

Description

R-Fe-B烧结磁体及制备方法
对相关申请的交叉引用
依据35U.S.C.§119(a)，本非临时申请要求分别于2015年3月31日和2016年2月15日在日本提交的专利申请NO.2015-072228和No.2016-025511的优先权，其全部内容通过引用并入本文中。
技术领域
本发明涉及具有高矫顽力的R-Fe-B基烧结磁体及其制备方法。
背景技术
当Nd-Fe-B烧结磁体(以下称作Nd磁体)被视作节能和性能改进所必需的功能材料时，它们的应用范围和生产量正在逐年扩大。由于许多应用是在高温中使用，因此要求Nd磁体不仅具有高剩磁，而且具有高矫顽力。另一方面，由于在升高的温度下，Nd磁体的矫顽力容易显著地降低，因此需要提高室温下的矫顽力至足以在工作温度下维持一定的矫顽力。
作为提高Nd磁体的矫顽力的方法，用Dy或Tb置换作为主相的Nd2Fe14B化合物中的部分Nd是有效的。对于这些元素，全球的资源储量不足，运作中的商业矿区有限，并且涉及地缘政治风险。这些因素意味着价格不稳定或大幅波动的风险。在这种环境下，要求开发出一种具有高矫顽力的R-Fe-B磁体的新工艺和新组成，其包括最小化的Dy和Tb的含量。
从该观点考虑，已经提出一些方法。专利文献1公开了一种R-Fe-B基烧结磁体，其具有如下组成：12-17at％的R(其中R表示钇和稀土元素中的至少两种且必须含有Nd和Pr)、0.1-3at％的Si、5-5.9at％的B、0-10at％的Co及余量的Fe(但至多3at％的Fe可用选自Al、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、In、Sn、Sb、Hf、Ta、W、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素置换)，其含有R2(Fe,(Co),Si)14B金属间化合物作为主相，且呈现出至少10kOe的矫顽力。此外，该磁体没有B富集相，且基于整个磁体含有至少1vol％的R-Fe(Co)-Si相，该R-Fe(Co)-Si相基本上由25-35at％的R、2-8at％的Si、至多8at％的Co及余量的Fe构成。在烧结或烧结后热处理期间，至少在从700℃至500℃的温度范围内以0.1至5℃/min的速率冷却烧结磁体，或者以包括在冷却过程中保持在一定温度下至少30分钟的多阶段来冷却烧结磁体，以由此在晶界中形成R-Fe(Co)-Si相。
专利文献2公开了一种具有低硼含量的Nd-Fe-B合金，由该合金制备的烧结磁体及其方法。在烧结过程中，在烧结之后将磁体急冷至低于300℃，且下降至800℃的平均冷却速率是ΔT1/Δtl<5K/min。
专利文献3公开了一种包括R2Fe14B主相和一些晶界相的R-T-B磁体。晶界相的一种是具有比主相更多的R的R富集相，且晶界相的另一种是具有比主相更低的稀土元素和更高的过渡金属浓度的过渡金属富集相。通过在800至1,200℃进行烧结并在400至800℃进行热处理来制备R-T-B稀土烧结磁体。
专利文献4公开了一种R-T-B稀土烧结磁体，该R-T-B稀土烧结磁体包含晶界相，该晶界相含有具有至少70at％的稀土元素总原子浓度的R富集相和具有25至35at％的稀土元素总原子浓度的铁磁性过渡金属富集相，其中该过渡金属富集相的面积比例是该晶界相的至少40％。将磁体合金粉末的生坯在800至1,200℃下进行烧结，且随后以多阶段进行热处理。第一热处理是在650至900℃的范围内，随后将烧结磁体冷却至200℃或更低，且第二热处理是在450至600℃的范围内。
专利文献5公开了一种R-T-B稀土烧结磁体，该R-T-B稀土烧结磁体包含R2Fe14B的主相和含有比主相更多的R的晶界相，其中R2Fe14B化合物的易磁化轴与c轴平行，该R2Fe14B相的晶粒的形状是在垂直于c轴方向的方向上伸长的椭圆形状，且该晶界相含有具有至少70at％的稀土元素总原子浓度的R富集相和具有25至35at％的稀土元素总原子浓度的过渡金属富集相。还描述了将磁体在800至1,200℃下烧结且随后在氩气氛中于400至800℃下热处理。
专利文献6公开了一种包含R2T14B主相和晶间(intergranular)晶界相的稀土磁体，其中该晶间晶界相具有5nm至500nm的厚度，且该相的磁性是非铁磁性的。记载了由于加入元素M(例如Al、Ge、Si、Sn或Ga)，由非铁磁性的化合物形成该晶间晶界相，尽管该相含有过渡金属元素。此外，通过向磁体加入Cu，可均匀且广泛地形成具有La6Co11Ga3型晶体结构的结晶相作为晶间晶界相，并且可在La6Co11Ga3型晶界相和R2T14B主相晶粒之间的界面处形成薄R-Cu层。由此，将主相的界面钝化，可抑制主相的晶格畸变，并且可抑制反向磁畴的成核。制备该磁体的方法包括在500至900℃范围的温度下进行烧结后热处理，并以至少100℃/min、特别是至少300℃/min的速率进行冷却。
专利文献7和8公开了R-T-B烧结磁体，该R-T-B烧结磁体包括Nd2Fe14B化合物的主相、被包围在两个主相晶粒之间且具有5nm至30nm的厚度的晶间晶界、以及被三个或更多个主相晶粒包围的晶界三相点(triple junction)。
引用列表
专利文献1：JP 3997413(US 7090730，EP 1420418)
专利文献2：JP-A 2003-510467(EP 1214720)
专利文献3：JP 5572673(US 20140132377)
专利文献4：JP-A 2014-132628
专利文献5：JP-A 2014-146788(US 20140191831)
专利文献6：JP-A 2014-209546(US 20140290803)
专利文献7：WO 2014/157448
专利文献8：WO 2014/157451
发明内容
然而，存在对于尽管具有最小或零含量的Dy、Tb和Ho也呈现出高矫顽力的R-Fe-B烧结磁体的需求。
本发明的目的在于提供一种呈现出高矫顽力的R-Fe-B烧结磁体及其制备方法。
发明人已经发现，可通过包括如下步骤的方法来制备所需的R-Fe-B基烧结磁体：将合金粉末(基本上由12至17at％的R、0.1至3at％的M1、0.05至0.5at％的M2、4.8+2×m至5.9+2×m at％的B、至多10at％的Co和余量的Fe构成)成型为压坯；烧结该压坯；将烧结体冷却至400℃或更低的温度；烧结后热处理，包括在700至1,100℃范围的温度下加热烧结体，该温度超过R-Fe(Co)-M1相的包晶温度，并以5至100℃/min的速率冷却至400℃或更低的温度；和时效处理，包括将烧结体暴露在400至600℃范围的温度下，该温度低于R-Fe(Co)-M1相的包晶温度，由此在晶界形成R-Fe(Co)-M1相，并冷却至200℃或更低的温度；或者，可通过包括如下步骤的方法来制备所需的R-Fe-B基烧结磁体：将合金粉末成型为压坯；烧结该压坯；以5至100℃/min的速率将烧结体冷却至400℃或更低的温度；和时效处理，包括将烧结体暴露在400至600℃范围的温度下，该温度低于R-Fe(Co)-M1相的包晶温度，由此在晶界形成R-Fe(Co)-M1相，并冷却至200℃或更低的温度。由此获得的R-Fe-B基烧结磁体含有R2(Fe,(Co))14B金属间化合物作为主相，在晶界三相点含有M2硼化物相但不含R1.1Fe4B4化合物相，且具有由R-Fe(Co)-M1相被覆至少50％的主相的核/壳结构，该R-Fe(Co)-M1相具有至少10nm且平均至少50nm的宽度。该烧结磁体呈现出至少10kOe的矫顽力。继续实验以确立合适的加工条件和优化的磁体组成，本发明人完成了本发明。
需要注意的是，专利文献1记载了在烧结后低的冷却速率。即使R-Fe(Co)-Si晶界相形成晶界三相点，事实上，R-Fe(Co)-Si晶界相也不足以被覆主相，或者不连续地形成晶间晶界相。由于相同的原因，专利文献2不能形成由R-Fe(Co)-M1晶界相被覆主相的核/壳结构。专利文献3没有提及在烧结后和烧结后热处理后的冷却速率，且没有记载形成了晶间晶界相。专利文献4的磁体具有晶界相，该晶界相包含R富集相和具有25至35at％的R的铁磁性过渡金属富集相，然而该发明的磁体的R-Fe(Co)-M1相不是铁磁相，而是反铁磁相。专利文献4中的烧结后热处理在低于R-Fe(Co)-M1相的包晶温度的温度下进行，而本发明中的烧结后热处理在高于R-Fe(Co)-M1相的包晶温度的温度下进行。
专利文献5记载了在氩气氛中在400至800℃下进行烧结后热处理，但其没有提及冷却速率。结构的描述表明不具有由R-Fe(Co)-M1相被覆主相的核/壳结构。在专利文献6中，记载了烧结后热处理的冷却速率优选为至少100℃/min，特别为至少300℃/min。如上获得的烧结磁体含有结晶的R6T13M1相和无定形或纳米晶的R-Cu相。在本发明中，烧结磁体中的R-Fe(Co)-M1相显示为无定形或纳米晶。
专利文献7提供了含有Nd2Fe14B主相、晶间晶界和晶界三相点的磁体。此外，晶间晶界的厚度在5nm至30nm的范围内。然而，晶间晶界相的厚度过小，以至于不能实现矫顽力的足够改进。专利文献8在实施例部分描述了与专利文献7基本相同的制备烧结磁体的方法，表明晶间晶界相的厚度(相宽度)小。
一方面，本发明提供了一种如下组成的R-Fe-B基烧结磁体，该组成基本上由12至17at％的R、0.1至3at％的M1、0.05至0.5at％的M2、4.8+2×m至5.9+2×m at％的B、至多10at％的Co、至多0.5at％的碳、至多1.5at％的氧、至多0.5at％的氮及余量的Fe构成，其中，R是钇和稀土元素中的至少两种且必须含有Nd和Pr，M1是选自Si、Al、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素，M2是选自Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一种元素，m表示M2的原子浓度；该磁体含有R2(Fe,Co)14B金属间化合物作为主相，且在室温下具有至少10kOe的矫顽力。该磁体在晶界三相点含有M2硼化物相，但不含R1.1Fe4B4化合物相，该磁体具有由晶界相被覆主相的核/壳结构，该晶界相包含无定形和/或至多10nm的纳米晶的R-Fe(Co)-M1相，该R-Fe(Co)-M1相基本上由25至35at％的R、2至8at％的M1、至多8at％的Co及余量的Fe构成；或者该晶界相包含该R-Fe(Co)-M1相和R-M1相，该R-M1相为结晶的或至多10nm的纳米晶的且无定形的，该R-M1相具有至少50at％的R；其中，主相上的R-Fe(Co)-M1相的表面积被覆率为至少50％，且晶间晶界相的宽度为至少10nm且平均至少50nm。需要指出的是，R、M1和M2是如上所限定的。
优选地，在R-Fe(Co)-M1相中，M1由0.5至50at％的Si以及余量的选自Al、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素构成。同样优选地，在R-Fe(Co)-M1相中，M1由1.0至80at％的Ga以及余量的选自Si、Al、Mn、Ni、Cu、Zn、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素构成。再优选地，在R-Fe(Co)-M1相中，M1由0.5至50at％的Al以及余量的选自Si、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素构成。
典型地，烧结磁体具有0至5.0at％的Dy、Tb和Ho的总含量。
另一个实施方案是一种用于制备如上所限定的R-Fe-B基烧结磁体的方法，包括步骤：
将合金粉末成型为压坯，通过微粉碎合金来获得该合金粉末，该合金基本上由12至17at％的R、0.1至3at％的M1、0.05至0.5at％的M2、4.8+2×m至5.9+2×m at％的B、至多10at％的Co及余量的Fe构成，其中，R是钇和稀土元素中的至少两种且必须含有Nd和Pr，M1是选自Si、Al、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素，M2是选自Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一种元素，m表示M2的原子浓度；
在1,000至1,150℃的温度下烧结该压坯，
将烧结体冷却至400℃或更低的温度；
烧结后热处理，包括在700至1,100℃范围的温度下加热烧结体，该温度超过R-Fe(Co)-M1相的包晶温度，并以5至100℃/min的速率冷却至400℃或更低的温度；和
时效处理，包括将烧结体暴露在400至600℃范围的温度下，该温度低于R-Fe(Co)-M1相的包晶温度，由此在晶界形成R-Fe(Co)-M1相，并冷却至200℃或更低的温度。
另外的实施方案是一种用于制备如上所限定的R-Fe-B基烧结磁体的方法，包括步骤：
将如上限定的合金粉末成型为压坯，
在1,000至1,150℃的温度下烧结该压坯，
以5至100℃/min的速率将烧结体冷却至400℃或更低的温度，和
时效处理，包括将烧结体暴露在400至600℃范围的温度下，该温度低于R-Fe(Co)-M1相的包晶温度，由此在晶界形成R-Fe(Co)-M1相，并冷却至200℃或更低的温度。
典型地，该合金以0至5.0at％的总量含有Dy、Tb和Ho。
发明有益效果
本发明的R-Fe-B基烧结磁体尽管具有低或零含量的Dy、Tb和Ho，也呈现出至少10kOe的矫顽力。
附图说明
图1是在电子探针显微分析仪(EPMA)下观察的实施例1中的烧结磁体的横截面中的背散射电子图像(×3000)。
图2a是在TEM下观察的实施例1中的烧结磁体中的晶界相的电子图像；图2b是图2a中的点“a”处的电子束衍射图案。
图3是实施例11中的烧结磁体的明视场图像。
图4是在EPMA下观察的比较例2中的烧结磁体的横截面中的背散射电子图像。
具体实施方式
首先，描述R-Fe-B烧结磁体的组成。该磁体以原子百分比表示具有基本上由12至17at％(优选13至16at％)的R、0.1至3at％(优选0.5至2.5at％)的M1、0.05至0.5at％的M2、4.8+2×m至5.9+2×m at％的B(其中m表示M2的原子浓度)、至多10at％的Co、至多0.5at％的碳、至多1.5at％的氧、至多0.5at％的氮及余量的Fe构成的组成。
此处，R是钇和稀土元素中的至少两种且必须含有钕(Nd)和镨(Pr)。优选Nd和Pr的总量占R的80至100at％。当烧结磁体中的R的含量小于12at％时，磁体的矫顽力大幅降低。当R的含量大于17at％时，磁体的剩磁(剩余磁通密度，Br)大幅降低。值得注意地，可以不含有Dy、Tb和Ho作为R，且如果存在，Dy、Tb和Ho的总量优选为至多5.0at％(即0-5.0at％)，更优选为至多4.0at％(即0-4.0at％)，进一步优选为至多2.0at％(即0-2.0at％)，且特别为至多1.5at％(即0-1.5at％)。
M1是选自Si、Al、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素。当M1的含量小于0.1at％时，R-Fe(Co)-M1晶界相的存在比例不足以改进矫顽力。当M1的含量大于3at％时，磁体的矩形比(squareness)变差，且磁体的剩磁显著降低。M1的含量优选为0.1至3at％。
出于抑制烧结期间异常晶粒生长的目的，添加用以形成稳定硼化物的元素M2。M2是选自Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一种元素。期望以0.05至0.5at％的量添加M2，其使得能在相对高的温度下烧结，带来矩形比和磁性性能的改进。
特别是，B的上限值是关键的。如果硼(B)的含量超过(5.9+2×m)at％，其中m表示M2的原子浓度，则在晶界中不形成R-Fe(Co)-M1相，而形成R1.1Fe4B4化合物相(所谓的B富集相)。据发明人的研究所知，当磁体中存在B富集相时，不能充分增大磁体的矫顽力。如果B的含量小于(4.8+2×m)at％，则减少了主相的体积百分比，使得磁体的磁性性能变差。出于该原因，B的含量最好为(4.8+2×m)至(5.9+2×m)at％，优选为(4.9+2×m)至(5.7+2×m)at％。
向磁体添加钴(Co)是任选的。出于改进居里温度和耐腐蚀性的目的，Co可置换至多10at％、优选至多5at％的Fe。超过10at％的Co的置换量是不期望的，因为磁体的矫顽力大幅损失。
对于本发明的磁体，期望氧、碳和氮的含量尽可能低。在磁体的生产过程中，不能完全避免这类元素的污染。可允许至多1.5at％、特别是至多1.2at％的氧含量，至多0.5at％、特别是至多0.4at％的碳含量，和至多0.5at％、特别是至多0.3at％的氮含量。可允许混入至多0.1at％的作为杂质的其它元素(例如H、F、Mg、P、S、Cl和Ca)，且期望其含量尽可能低。
余量为铁(Fe)。Fe含量优选为70至80at％，更优选为75至80at％。
磁体的平均晶粒尺寸为至多6μm、优选为1.5至5.5μm、且更优选为2.0至5.0μm，且R2Fe14B晶粒的c轴(其为易磁化轴)的取向优选为至少98％。如下测定平均晶粒尺寸。首先，将烧结磁体的横截面抛光，浸入例如vi lel la溶液(丙三醇:硝酸:盐酸＝3:1:2的混合物)的蚀刻剂以选择性地蚀刻晶界相，并在激光显微镜下观察。基于图像的分析，确定各个晶粒的横截面面积，由其计算出等效圆的直径。基于各晶粒尺寸的面积分数的数据，确定平均晶粒尺寸。平均晶粒尺寸是20个不同图像的约2,000个晶粒尺寸的平均值。通过在粉碎期间减小微粉末的平均颗粒尺寸来控制烧结体的平均晶粒尺寸。
磁体的微观结构含有R2(Fe,(Co))14B相作为主相，并含有R-Fe(Co)-M1相和RH-M1相作为晶界相。R-Fe(Co)-M1相以体积计优选占至少1％。如果R-Fe(Co)-M1晶界相小于1vol％，则不能获得足够高的矫顽力。R-Fe(Co)-M1晶界相期望以体积计以1至20％、更期望以体积计以1至10％的比例存在。如果R-Fe(Co)-M1晶界相大于20vol％，则可能伴随剩磁的大幅损失。在此，主相优选没有除了以上确定的元素以外的元素的固溶体。另外，R-M1相可共存。值得注意地，没有确认处R2(Fe,(Co))17相的析出。另外，磁体在晶界三相点含有M2硼化物相，但不含R1.1Fe4B4化合物相。可含有R富集相以及由在磁体制备过程中包括的不可避免的元素(例如R氧化物、R氮化物、R卤化物和R酸性卤化物)形成的相。
R-Fe(Co)-M1晶界相是包含Fe或Fe和Co的化合物，且被视作具有I4/mcm空间群的晶体结构的金属间化合物相，例如R6Fe13Ga1。在利用电子探针显微分析仪(EPMA)的定量分析中，该相由25至35at％的R、2至8at％的M1、0至8at％的Co及余量的Fe构成，该范围包括测定误差。可期待无Co的磁体组成，且在该情况下，显然主相和R-Fe(Co)-M1晶界相都不含有Co。R-Fe(Co)-M1晶界相围绕主相分布，使得相邻的主相被磁性分割(magneticallydivided)，引起矫顽力的增强。
在R-Fe(Co)-M1相中，优选M1由0.5至50at％(基于M1)的Si以及余量的选自Al、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素构成；M1由1.0至80at％(基于M1)的Ga以及余量的选自Si、Al、Mn、Ni、Cu、Zn、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素构成；或M1由0.5至50at％(基于M1)的Al以及余量的选自Si、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素构成。这些元素可形成稳定的金属间化合物(例如上述的R6Fe13Ga1和R6Fe13Si1)，且可在M1位点相互置换。在M1位点添加多种这类元素不带来磁性性能的显著差异，但在实践中，通过减小磁性性能的变化来实现磁体品质的稳定化，且通过减少昂贵元素的量来实现成本的降低。
晶间晶界中的R-Fe(Co)-M1相的宽度优选为至少10nm、更优选为10至500nm、进一步更优选为20至300nm。如果R-Fe(Co)-M1的宽度小于10nm，则不能获得由磁性去耦(magnetic decoupling)引起的矫顽力的增强效果。另外，优选R-Fe(Co)-M1晶界相的宽度平均为至少50nm、更优选为50至300nm、且进一步更优选为50至200nm。
R-Fe(Co)-M1相介于相邻的R2Fe14B主相之间作为晶间晶界相而存在，且围绕主相分布以被覆主相，即，与主相形成核/壳结构。相对于主相的R-Fe(Co)-M1相的表面积被覆率为至少50％、优选为至少60％、且更优选为至少70％，且R-Fe(Co)-M1相甚至可以被覆整个主相。围绕主相的晶间晶界相的余量为含有至少50％的R的R-M1相。
R-Fe(Co)-M1相的晶体结构为无定形、纳米晶或包含无定形的纳米晶，而R-M1相的晶体结构为结晶或包含无定形的纳米晶。优选纳米晶粒具有至多10nm的尺寸。当R-Fe(Co)-M1相的结晶化进行时，R-Fe(Co)-M1相在晶界三相点聚集，且晶间晶界相的宽度变得更薄且不连续，由此导致磁体的矫顽力显著降低。另外，当R-Fe(Co)-M1相的结晶化进行时，可在主相和晶界相之间的界面形成R富集相作为包晶反应的副产物，是R富集相的形成自身对矫顽力的大幅改进没有贡献。
现在描述制备具有以上限定的结构的R-Fe-B基烧结磁体的方法。该方法通常包括母合金的碾碎和研磨，粉碎粗粉末，在施加外部磁场时压成生坯，和进行烧结。
通过以下方法来制备母合金：在真空或惰性气体气氛(优选氩气氛)中熔化原料金属或合金，且将熔体浇铸在平面铸型(flat mold)或铰接式铸型中，或进行带坯连铸。如果在铸造合金中留有α-Fe的初晶，则可将合金在真空中或Ar气氛中在700至1,200℃下热处理至少一小时，以使微观结构均质化并消除α-Fe相。
将铸造合金破碎或粗碎至通常0.05至3mm、特别是0.05至1.5mm的尺寸。破碎步骤通常采用布朗磨机或氢破碎(hydrogen decrepitation)。对于通过带坯连铸制备的合金，优选氢破碎。随后在气流粉碎机上通过高压氮气将粗粉末粉碎至例如平均具有通常0.2至30μm、特别0.5至20μm的颗粒尺寸的微粉末颗粒。如果需要，可以在破碎、研磨和粉碎的任意工序中添加润滑剂或其它添加剂。
还可应用二元合金方法来制备磁体合金粉末。在该方法中，分别制备具有接近R2-T14-B1的组成的母合金和具有R富集组成的烧结助剂合金。独立地将合金磨成粗粉末，且随后还如上所述地粉碎母合金和烧结助剂的合金粉末的混合物。为了制备烧结助剂合金，不仅可采用上述铸造法，还可采用熔纺法。
合金的组成基本上为12至17at％的R、0.1至3at％的M1、0.05至0.5at％的M2、4.8+2×m至5.9+2×m at％的B、至多10at％的Co及余量的Fe，其中，R是钇和稀土元素中的至少两种且必须含有Nd和Pr，M1是选自Si、Al、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素，M2是选自Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一种元素，m表示M2的原子浓度。
在外部磁场下，通过压缩成型机来压缩如上获得的微粉末。之后，在烧中在真空或惰性气体气氛中，通常在900至1,250℃的温度、优选1,000至1,150℃的温度下将压坯烧结0.5至5小时。
在用于制备具有如上所限定的结构的烧结磁体的方法的第一实施方案中，将如上烧结的压坯冷却至400℃或更低、特别是300℃或更低、通常为室温的温度。冷却速率优选为5至100℃/min、更优选为5至50℃/min，但不限于此。烧结后，在700至1,100℃范围的温度(该温度超过R-Fe(Co)-M1相的包晶温度)下加热烧结体。(这称作烧结后热处理。)加热速率优选为1至20℃/min、更优选为2至10℃/min，但不限于此。包晶温度取决于添加元素M1。例如，当M1为Cu时，包晶温度为640℃；当M1为Al时，包晶温度为750至820℃；当M1为Ga时，包晶温度为850℃；当M1为Si时，包晶温度为890℃；且当M1为Sn时，包晶温度为1,080℃。在该温度下的保持时间优选为至少1小时，更优选为1至10小时，且进一步更优选为1至5小时。热处理气氛优选为真空或惰性气体气氛(例如Ar气)。
在烧结后热处理之后，将烧结体冷却至400℃或更低、优选300℃或更低的温度。冷却至400℃或更低的冷却速率为5至100℃/min，优选为5至80℃/min，且更优选为5至50℃/min。如果冷却速率小于5℃/min，则R-Fe(Co)-M1相在晶界三相点偏析，且磁性性能显著降低。大于100℃/min的冷却速率对于抑制冷却期间R-Fe(Co)-M1相的析出是有效的，但是R-M1相在微观结构中的分散不充分。由此，烧结磁体的矩形比变差。
在烧结后热处理之后进行时效处理。时效处理期望在真空或惰性气体(例如Ar气)气氛中，在400至600℃、更优选400至550℃且进一步更优选450至550℃的温度下进行0.5至50小时、更优选0.5至20小时、且进一步更优选1至20小时。该温度低于R-Fe(Co)-M1相的包晶温度，由此在晶界形成R-Fe(Co)-M1相。如果时效温度低于400℃，则形成R-Fe(Co)-M1相的反应速率过慢。如果时效温度高于600℃，则形成R-Fe(Co)-M1相的反应速率显著增大，以致R-Fe(Co)-M1晶界相在晶界三相点偏析，且磁性性能显著降低。加热至400至600℃范围的温度的加热速率优选为1至20℃/min、更优选为2至10℃/min，但不限于此。
在用于制备具有如上所限定的结构的烧结磁体的方法的第二实施方案中，将如上烧结的压坯冷却至400℃或更低、特别是300℃或更低的温度。冷却速率是关键的。以5至100℃/min、优选5至50℃/min的冷却速率将烧结体冷却至400℃或更低的温度。
如果冷却速率小于5℃/min，则R-Fe(Co)-M1相在晶界三相点偏析，且磁性性能显著降低。大于100℃/min的冷却速率对于抑制冷却期间R-Fe(Co)-M1相的析出是有效的，但是R-M1相在微观结构中的分散不充分。由此，烧结磁体的矩形比变差。
在如上所述地将烧结体冷却之后，进行与本发明方法的第一实施方案同样的时效处理。即，时效处理为：将烧结体保持在400至600℃的范围且不高于R-Fe(Co)-M1相的包晶温度的温度下，由此在晶界形成R-Fe(Co)-M1相。如果时效温度低于400℃，则形成R-Fe(Co)-M1相的反应速率过慢。如果时效温度高于600℃，则形成R-Fe(Co)-M1相的反应速率显著增大，以致R-Fe(Co)-M1晶界相在晶界三相点偏析，且磁性性能显著降低。时效处理的时间在真空中或惰性气体(例如Ar气)气氛中优选为0.5至50小时，更优选为0.5至20小时，且进一步更优选为1至20小时。加热至400至600℃范围的温度的加热速率优选为1至20℃/min、更优选为2至10℃/min，但不限于此。
实施例
以下给出实施例以进一步说明本发明，但本发明不限于此。
实施例1至12和比较例1至7
具体通过以下来制备合金：使用稀土金属(钕或钕镨)、电解铁、Co、硼铁和其它金属及合金，根据指定组成称量它们，在高频感应炉中于Ar气氛中熔化，并在水冷铜辊上浇铸熔融合金。获得的合金的厚度为约0.2至0.3mm。通过氢破碎法(即，在常温下吸附氢并随后在真空中在600℃下加热以脱附氢)将该合金粉末化。将硬脂酸作为润滑剂以0.07wt％的量添加并与粗合金粉末混合。通过使用具有氮喷射流的气流粉碎机来将粗粉末粉碎为具有平均约3μm的颗粒尺寸的微粉末。在施加用于取向的15kOe的磁场的同时将微粉末成型。在真空中于1,050至1,100℃下将压坯烧结3小时，并冷却至低于200℃。在900℃下将烧结体后烧结1小时，冷却至200℃，且热处理以时效处理2小时。表1中列出磁体的组成，而在表2中示出氧、氮和碳的浓度。在表2中示出热处理的条件(例如从900℃至200℃的冷却速率)、时效处理温度和磁性性能。表3中示出了R-Fe(Co)-M1相的组成。
表1
Figure BDA0000954615390000151
表2
Figure BDA0000954615390000161
A：无定形
NC：纳米晶(至多10nm)
表3
Figure BDA0000954615390000171
在添加有Cu和Ag的那些实施例中，尽管烧结后热处理后的冷却速率低于其它实施例，但是时效热处理后的矫顽力的值保持相同水平，例如大于19kOe，这是因为由于Cu和Ag的添加而降低了R-Fe(Co)-M1相的包晶温度。
在具有不同的Zr添加量的那些实施例中，ZrB2相在烧结期间优先形成并在晶界三相点析出。这抑制了烧结期间的异常晶粒生长，并使得能够在更高温度下烧结，以由此改进烧结磁体的矩形比。
R-M1相中的R的含量为50至92at％。
在电子探针显微分析仪(EPMA)下观察实施例1中获得的烧结磁体的横截面。如图1所示，观察到被覆主相(R2(Fe,Co)14B)的晶界相(R-Fe(Co)-M1相，R-M1相)。进一步，在透射电子显微镜(TEM)下观察到被覆主相的晶界相。如图2a所示，该晶界相具有约200nm的厚度(或相宽度)。在图2a中的点“a”处的图2b的EDX和衍射图像表明均为无定形或纳米晶的R3(CoGa)1相和R-Fe(Co)-M1相的存在。
图3是实施例11中制备的磁体中的晶间晶界相的明视场图像。可看见，界面从该图的上侧向下侧倾斜延伸。在界面的右侧，可观察到具有结晶质的R2(Fe,(Co))14B相的存在，且在界面的另一侧，可观察到在晶界中具有约5nm的尺寸的纳米晶R-Fe(Co)-M1相的存在。
图4是在EPMA下观察时比较例2中的烧结磁体的横截面的图像。由于烧结后热处理的冷却速率过慢，因此R-Fe(Co)-M1相在晶间晶界不连续，且在晶界三相点肥大地(corpulently)偏析。通过在TEM下的观察确认了：在晶界三相点偏析的R-Fe(Co)-M1相的尺寸大于10nm。
实施例13
具体通过以下来制备合金：使用稀土金属(钕或钕镨)、电解铁、Co、硼铁和其它金属及合金，根据与实施例1相同的组成称量它们，在高频感应炉中于Ar气氛中熔化，并在水冷铜辊上浇铸熔融合金。获得的合金的厚度为约0.2至0.3mm。通过氢破碎法(即，在常温下吸附氢并随后在真空中在600℃下加热以脱附氢)将该合金粉末化。将硬脂酸作为润滑剂以0.07wt％的量添加并与粗合金粉末混合。通过使用具有氮喷射流的气流粉碎机来将粗粉末粉碎为具有平均约3μm的颗粒尺寸的微粉末。在施加用于取向的15kOe的磁场的同时将微粉末成型。在真空中于1,080℃下将压坯烧结3小时，并以25℃/min的冷却速率冷却至低于200℃。然后，在450℃下将烧结体热处理以时效处理2小时。表4中示出时效处理温度和磁性性能。R-Fe(Co)-M1相的组成与实施例1基本上相同。
表4
Figure BDA0000954615390000191
A：无定形
NC：纳米晶(至多10nm)
将日本专利申请No.2015-072228和No.2016-025511通过引用并合入本文中。
尽管已经描述了一些优选的实施方案，但鉴于上述教导可对其进行许多修改和变形。由此，将理解的是，本发明可以以不同于具体描述的其它方式来实施，而不偏离所附权利要求书的范围。

Claims (7)

1.一种如下组成的R-Fe-B基烧结磁体，该组成由12至17at％的R、0.1至3at％的M1、0.05至0.5at％的M2、4.8+2×m至5.9+2×m at％的B、至多10at％的Co、至多0.5at％的碳、至多1.5at％的氧、至多0.5at％的氮及余量的Fe构成，其中，R是钇和稀土元素中的至少两种且必须含有Nd和Pr，M1是选自Si、Al、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素且必须含有Si，M2是选自Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一种元素，m表示M2的原子浓度；该磁体含有R2(Fe,(Co))14B金属间化合物作为主相，且在室温下具有至少10kOe的矫顽力，其中，
该磁体在晶界三相点含有M2硼化物相，但不含R1.1Fe4B4化合物相，该磁体具有由晶界相被覆主相的核/壳结构，该晶界相包含无定形和/或至多10nm的纳米晶的R-Fe(Co)-M1相，该R-Fe(Co)-M1相由25至35at％的R、2至8at％的M1、至多8at％的Co及余量的Fe构成，其中M1由0.5至50at％的Si以及余量的选自Al、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素构成；或者该晶界相包含该R-Fe(Co)-M1相和R-M1相，该R-M1相为结晶的或至多10nm的纳米晶的且无定形的，该R-M1相具有至少50at％的R，其中，主相上的R-Fe(Co)-M1相的表面积被覆率为至少50％，且晶间晶界相的宽度为至少10nm和平均至少50nm。
2.如权利要求1所述的烧结磁体，其中，在该R-Fe(Co)-M1相中，M1含有0.5至50at％的Al。
3.如权利要求1所述的烧结磁体，其中，Dy、Tb和Ho的总含量是0至5.0at％。
4.一种用于制备权利要求1所述的R-Fe-B基烧结磁体的方法，该方法包括步骤：
将合金粉末成型为压坯，通过微粉碎合金来获得该合金粉末，该合金由12至17at％的R、0.1至3at％的M1、0.05至0.5at％的M2、4.8+2×m至5.9+2×m at％的B、至多10at％的Co及余量的Fe构成，其中，R是钇和稀土元素中的至少两种且必须含有Nd和Pr，M1是选自Si、Al、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素且必须含有Si，M2是选自Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一种元素，m表示M2的原子浓度；
在1,000至1,150℃的温度下烧结该压坯，
将烧结体冷却至400℃或更低的温度；
烧结后热处理，包括在700至1,100℃范围的温度下加热烧结体，该温度超过R-Fe(Co)-M1相的包晶温度，并以5至100℃/min的速率冷却至400℃或更低的温度；和
时效处理，包括将烧结体暴露在400至600℃范围的温度下，该温度低于R-Fe(Co)-M1相的包晶温度，由此在晶界形成R-Fe(Co)-M1相，并冷却至200℃或更低的温度，其中M1由0.5至50at％的Si以及余量的选自Al、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素构成。
5.一种用于制备R-Fe-B基烧结磁体的方法，该方法包括步骤：
将合金粉末成型为压坯，通过微粉碎合金来获得该合金粉末，该合金由12至17at％的R、0.1至3at％的M1、0.05至0.5at％的M2、4.8+2×m至5.9+2×m at％的B、至多10at％的Co及余量的Fe构成，其中，R是钇和稀土元素中的至少两种且必须含有Nd和Pr，M1是选自Si、Al、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素，M2是选自Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一种元素，m表示M2的原子浓度；
在1,000至1,150℃的温度下烧结该压坯，
以5至100℃/min的速率将烧结体冷却至400℃或更低的温度，和
时效处理，包括将烧结体暴露在400至600℃范围的温度下，该温度低于R-Fe(Co)-M1相的包晶温度，由此在晶界形成R-Fe(Co)-M1相，并冷却至200℃或更低的温度。
6.如权利要求5所述的方法，其中，在该R-Fe(Co)-M1相中，M1由0.5至50at％的Si以及余量的选自Al、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Pt、Au、Hg、Pb和Bi中的至少一种元素构成。
7.如权利要求4或5所述的方法，其中该合金以0至5.0at％的总量含有Dy、Tb和Ho。
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