CN110024056A - 稀土类烧结磁铁 - Google Patents

稀土类烧结磁铁 Download PDF

Info

Publication number
CN110024056A
CN110024056A CN201780074112.3A CN201780074112A CN110024056A CN 110024056 A CN110024056 A CN 110024056A CN 201780074112 A CN201780074112 A CN 201780074112A CN 110024056 A CN110024056 A CN 110024056A
Authority
CN
China
Prior art keywords
rare
sintered magnet
earth sintered
main phase
experimental example
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201780074112.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110024056B (zh
Inventor
岩佐拓郎
桥本龙司
伊藤将志
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
TDK Corp
Original Assignee
TDK Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by TDK Corp filed Critical TDK Corp
Publication of CN110024056A publication Critical patent/CN110024056A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110024056B publication Critical patent/CN110024056B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/0536—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals sintered
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/0555—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together
    • H01F1/0557—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together sintered
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

本发明的目的在于提供一种具有良好的磁特性的稀土类烧结磁铁。本发明的稀土类烧结磁铁其特征在于，包含具有Nd5Fe17型晶体结构的主相晶粒，且由R及T构成(R为由以Sm为必须的1种以上构成的稀土元素，T为以Fe或者以Fe及Co为必须的1种以上的过渡金属元素)，稀土类烧结磁铁的R的组成比率为20at％以上40at％以下，剩余部分实质上为T，稀土类烧结磁铁中的R以外的剩余部分实质上仅为T或仅为T及C，且将稀土类烧结磁铁的一个切断面中的主相晶粒的平均粒径设为Dv，将各个主相晶粒的粒径设为Di时，Dv为1.0μm以上，满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的主相晶粒相对于稀土类烧结磁铁的切断面的面积的面积率为80％以上。

Description

稀土类烧结磁铁
技术领域
本发明涉及一种以Nd5Fe17型晶体结构的化合物为主相的稀土类烧结磁铁。
背景技术
以Nd-Fe-B磁铁或Sm-Co磁铁为代表的稀土永磁铁由于其高磁特性而用于各种马达用、各种致动器用、MRI装置用等各种用途，且每年产量不断增加。
由于开发了上述那样的以金属间化合物为主相的稀土永磁铁，因此，永磁铁的研究主要以发现新的稀土金属的金属间化合物为中心进行。其中，专利文献1所记载的以Sm5Fe17金属间化合物为主相的永磁铁材料在室温下得到36.8kOe的非常高的矫顽力。因此，认为专利文献1所记载的以Sm5Fe17金属间化合物为主相的永磁铁材料是有前途的永磁铁材料。但是，未实现以Sm5Fe17金属间化合物为主相，且高特性的稀土类烧结磁铁。
非专利文献1中，报告了由熔体旋转制作的Sm5Fe17骤冷薄带的矫顽力值相对于热处理温度的变化。该报告中，根据原料组成存在差异，但在设为800K以上1100K以下的热处理温度的情况下，可以得到30kOe以上的矫顽力。但是，报告了在将热处理温度设为超过1100K的温度的情况下，由于Sm5Fe17相分解，HcJ显著地降低。为了提高剩余磁化强度，优选在磁场中成型后进行烧结工序。但是，根据非专利文献1的报告，在对于以Sm5Fe17金属间化合物为主相的永磁铁材料为了烧结而在高温下进行热处理的情况下，存在以Sm5Fe17金属间化合物为主相的永磁铁材料的主相即Sm5Fe17相分解，且磁特性大幅降低的课题。
非专利文献2中，报告有将由熔体旋转制作的Sm5Fe17骤冷薄带使用放电等离子烧结法(SPS法：Spark Plasma Sintering)进行烧结得到的烧结磁铁。但是，制作的磁铁未取向而是各向同性的，因此，剩余磁化强度成为低至约45emu/g的值。另外，相对密度也仅得到约91％左右。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2008-133496号公报
非专利文献
非专利文献1：Journal of Applied Physics 105 07A716(2009)
非专利文献2：Materials Science and Engineering 1(2009)012032
发明内容
发明所要解决的课题
本发明是鉴于上述情况而研发的，其目的在于提供一种具有良好的磁特性的稀土类烧结磁铁。
用于解决课题的技术方案
为了达成上述目的，本发明者们对具有Nd5Fe17型晶体结构的化合物进行了专门研究，其结果发现，通过将主相晶粒的平均粒径及粒度分布控制在特定的范围，主相晶粒的取向度提高且可以得到较高的剩余磁通密度。还发现通过将主相晶粒的平均粒径及粒度分布控制在特定的范围，能够防止作为主相的具有Nd5Fe17型晶体结构的相的分解，并得到较高的矫顽力。此外，Nd5Fe17型晶体结构是与Nd5Fe17金属间化合物所具有的晶体结构相同种类的晶体结构。另外，不限于R为Nd且T为Fe的情况。
本发明的稀土类烧结磁铁其特征在于，所述稀土类烧结磁铁包含具有Nd5Fe17型晶体结构的主相晶粒，且由R及T构成(R为以Sm为必须的1种以上的稀土元素，T为以Fe或者以Fe及Co为必须的1种以上的过渡金属元素)，所述稀土类烧结磁铁的R的组成比率为20at％以上40at％以下，所述稀土类烧结磁铁中的所述R以外的剩余部分实质上仅为所述T或者仅为所述T及C，且将所述稀土类烧结磁铁的一个切断面中的所述主相晶粒的平均粒径设为Dv，将各个主相晶粒的粒径设为Di时，所述Dv为1.0μm以上，满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的所述主相晶粒相对于所述稀土类烧结磁铁的切断面的面积的面积率为80％以上。
在控制稀土类烧结磁铁的主相晶粒的平均粒径和粒度分布的情况下，原料粉末的平均粒径和粒度分布的控制是非常重要的。在不控制原料粉末的粒度分布的情况下，成为所述原料粉末中混合存在有微细颗粒和粗大颗粒的状态。在成为微细颗粒和粗大颗粒混合存在的状态的情况下，在磁场中成型时用于使取向轴一致的颗粒的旋转被阻碍，取向发生混乱。而且，由于取向发生混乱，从而取向度降低，且最终得到的稀土类烧结磁铁的剩余磁通密度降低。因此，成为原料粉末中混合存在有微细颗粒和粗大颗粒的状态是最终得到的稀土类烧结磁铁的剩余磁通密度降低的主要原因。进一步，通过混合存在以较低的温度烧结的微细颗粒和以比微细颗粒高的温度烧结的粗大颗粒，在烧结温度较低的情况下，容易形成局部烧结不均，有时烧结体密度降低。另外，在烧结温度较高的情况下，容易发生作为亚稳相的R5T17相的分解，由于R5T17相的分解而造成主相减少且异相增加，因此，成为磁特性降低的原因。通过控制原料粉末的平均粒径和粒度分布，并控制与其相应的成型·烧结条件，将稀土类烧结磁铁的主相晶粒的平均粒径和粒度分布设为本发明的范围，由此，能够得到具有良好的磁特性的稀土类烧结磁铁。此外，通过利用微细的原料粉末，也能够进一步减小主相晶粒的平均粒径。但是，在利用微细的原料粉末的情况下，烧结工序中的主相晶粒的晶粒生长容易不均匀，实质上难以将主相晶粒的平均粒径和粒度分布均设为适当的范围。
本发明的稀土类烧结磁铁也可以还含有C，且C的含量大于0at％且为15.0at％以下。
本发明的稀土类烧结磁铁中，也可以Sm在R整体中所占的比例为50at％以上99at％以下，Pr与Nd的合计在R整体中所占的比例为1at％以上50at％以下。
发明的效果
根据本发明，通过控制主相晶粒的平均粒径和粒度分布，能够提供良好的磁特性的稀土类烧结磁铁。
具体实施方式
以下，详细地说明用于实施本发明的方式(实施方式)。此外，并不是利用下述的实施方式所记载的内容限定本发明。另外，下述的实施方式的构成要素包含本领域技术人员能够容易地想到的要素、实质上相同的要素、所谓的等同的范围的要素。另外，下述的实施方式中公开的构成要素可以适当地组合。
对本实施方式的稀土类烧结磁铁进行说明。本实施方式的稀土类烧结磁铁是包含具有Nd5Fe17型晶体结构的主相晶粒，且由R及T构成的稀土类烧结磁铁(R为以Sm为必须的1种以上的稀土元素，T为以Fe或者以Fe及Co为必须的1种以上的过渡金属元素)，其特征在于，上述稀土类烧结磁铁的R的组成比率为20at％以上40at％以下，上述稀土类烧结磁铁中的上述R以外的剩余部分实质上仅为上述T或者仅为上述T及C，且将上述稀土类烧结磁铁的一个切断面中的上述主相晶粒的平均粒径设为Dv，将各个主相晶粒的粒径设为Di时，上述Dv为1.0μm以上，满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的上述主相晶粒相对于上述稀土类烧结磁铁的切断面的面积的面积率为80％以上。
上述主相晶粒由具有Nd5Fe17型晶体结构(空间群P63/mcm)的化合物构成。上述主相晶粒如果含有R-T作为主成分，则也可以含有其它的固溶元素等。以下，将具有Nd5Fe17型晶体结构的相记载为R5T17相。
本实施方式的稀土类烧结磁铁中包含的上述主相晶粒优选为R5T17相的单相，但其它的RT2相、RT3相、R2T7相、RT5相、RT7相、R2T17相、RT12相等也可以包含于上述主相晶粒中。
作为主相的R5T17相在永磁铁整体中的体积比率为50％以上，优选体积比率为75％以上。上述R5T17相的体积比率越大，则稀土类烧结磁铁的剩余磁通密度越大。
R是以Sm为必须的1种以上的稀土元素。在此，上述稀土元素为Sm、Y、La、Pr、Ce、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu。Sm在稀土类烧结磁铁整体中的全部稀土元素中所占的比例优选为50at％以上。
本实施方式的稀土类烧结磁铁中的R的含量设为20at％以上40at％以下。在R的含量低于20at％的情况下，稀土类烧结磁铁的主相晶粒中包含的R5T17相的生成不充分，剩余磁通密度和矫顽力降低。另一方面，在R的含量超过40at％时，稀土类烧结磁铁中包含的R5T17相的比例减少，因此，剩余磁通密度和矫顽力降低。
更优选的是，Sm在R整体中所占的比例为50at％以上99at％以下，Pr与Nd的合计在R整体中所占的比例为1at％以上50at％以下。在以合计含有1at％以上的Pr及/或Nd的情况下，与Pr及/或Nd的含量合计低于1at％的情况相比，剩余磁化强度提高。这是由于Nd3+和Pr3 +的磁矩比Sm3+的磁矩大。但是，在Pr与Nd的合计的比例大于50at％的情况下，与Pr与Nd的合计的比例为1at％以上50at％以下的情况相比，磁晶各向异性减少，且矫顽力降低。这是由于Nd3+和Pr3+的史蒂文斯因素比Sm3+小。在Pr与Nd的合计的比例大于50at％的情况下，具有面内各向异性的R2T17相的比例还增加。R2T17相的比例增加成为退磁曲线在0磁场附近扭结产生的原因。
T是以Fe或者以Fe及Co为必须的1种以上的过渡金属元素。T可以单独是Fe，也可以Fe的一部分以Co取代。在将Fe的一部分取代为Co并包含Co的情况下，稀土类烧结磁铁整体中的Co的含量相对于稀土类烧结磁铁整体的全部过渡金属元素优选为20at％以下。通过选择适当的Co量，能够提高饱和磁通密度及耐腐蚀性。
本实施方式的稀土类烧结磁铁中，将上述稀土类烧结磁铁的一个切断面的上述主相晶粒的平均粒径设为Dv，且将各个主相晶粒的粒径设为Di时，上述Dv为1.0μm以上，且满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的主相晶粒相对于上述稀土类烧结磁铁的切断面的面积的面积率为80％以上。通过上述稀土类烧结磁铁的平均粒径及粒度分布为上述的范围内，如上所述能够提高主相晶粒的取向度并且提高烧结密度，得到较高的剩余磁通密度。另外，通过防止作为主相的R5T17相的分解，能够得到较高的矫顽力。在主相晶粒的平均粒径Dv低于1.0μm的情况下，主相晶粒的粒度分布恶化，磁特性降低。主相晶粒的平均粒径及粒度分布能够通过微粉碎时的分级条件及粉碎方式或烧结条件等进行控制。
本实施方式中，通过使用图像处理等的方法分析稀土类烧结磁铁的切断面，从而求得主相晶粒的粒径。具体而言，通过图像分析求得稀土类烧结磁铁的切断面中的各主相晶粒的切断面的面积之后，将具有该切断面的面积的圆的直径(圆当量直径)定义为该切断面中的该主相晶粒的粒径。进一步，对该切断面中存在于作为分析对象的视野中的全部主相晶粒求得粒径。在此，将各个主相晶粒的粒径定义为Di，并且将(主相晶粒的粒径的合计值)/(主相晶粒的个数)所表示的算术平均值定义为该稀土类烧结磁铁中的主相晶粒的平均粒径Dv。满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒相对于上述稀土类烧结磁铁的切断面的面积的面积率通过利用图像处理软件算出以上述方法特定的满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的全部主相晶粒的面积的总和，将该面积除以上述稀土类烧结磁铁的切断面的面积而算出。此外，在各向异性磁铁的情况下，将与稀土类烧结磁铁的易磁化轴平行的切断面用于分析。另外，作为分析对象的视野的形状设为(40μm～100μm)×(40μm～100μm)的正方形或长方形。
本实施方式的具有各向异性的稀土类烧结磁铁中的C的含量优选大于0at％且为15.0at％以下。通过C的含量为适量，能够扩大T-T间的原子间距离，能够增强T-T间的交换耦合相互作用。在C的含量大于15at％时，处于得到的R5T17相的比率减少，且磁特性降低的倾向。
另外，本实施方式的具有各向异性的稀土类烧结磁铁也可以含有C以外的元素。C以外的元素能够使用由N、H、Be、P的1种以上构成的元素。另外，本实施方式的稀土类烧结磁铁中，允许含有其它的元素。例如，能够适当含有Bi、Sn、Ga、Si、Ge、Zn等的元素。另外，上述稀土类烧结磁铁也可以含有源自原料的杂质。这些元素的含量为可以说是上述稀土类烧结磁铁中的上述R以外的剩余部分实质上仅为上述T，或者仅为上述T及C的程度的含量，具体而言，合计为5at％以下。
＜稀土类烧结磁铁的制造方法＞
说明本实施方式的稀土类烧结磁铁的制造方法的一个例子。本实施方式的稀土类烧结磁铁具有：制备原料合金的制备工序、粉碎原料合金而得到微粉的粉碎工序、将微粉成型制作成型体的成型工序、及将成型体烧结得到烧结体的烧结工序。
制备工序是制备具有本实施方式的稀土类烧结磁铁中包含的各元素的原料合金的工序。此外，本实施方式中，对使用薄带连铸法制备原料合金的情况进行说明，但也可以使用其它方法制备原料合金，具体而言，也可以使用超急冷凝固法、蒸镀法等制备原料合金。
首先，准备具有预定的元素的原料金属，使用它们进行薄带连铸法。由此，能够制备原料合金。准备含有Sm及Fe的原料金属，制备并铸造如可以得到具有所期望的组成的稀土类烧结磁铁那样的原料合金。
粉碎工序是将制备工序中得到的原料合金粉碎而得到微粉的工序。该工序优选以粗粉碎工序及微粉碎工序的两个阶段进行，但也可以是一个阶段。粗粉碎工序能够使用例如捣碎机、颚式破碎机、布朗研磨机等在惰性气体气氛中进行。粗粉碎工序中，将原料合金粉碎至粒径成为数百μm～数mm的程度，得到粗粉末。
另外，为了得到较高的磁特性，从粉碎工序到烧结工序的各工序中的气氛优选设为低氧浓度。氧浓度通过各制造工序中的气氛的控制等进行调整。各制造工序的氧浓度较高时，合金粉末中的稀土元素R氧化，生成R氧化物。由于R氧化物的生成，稀土类烧结磁铁中包含的主相的体积比率降低。由于主相的体积比率降低，从而得到的稀土类烧结磁铁的剩余磁通密度降低。因此，例如，优选将各工序的氧浓度设为100ppm以下。
微粉碎工序中，将粗粉碎工序中得到的粗粉末进行微粉碎，制备平均粒径为数μm左右的微粉。微粉的平均粒径只要考虑烧结时的晶粒的生长程度进行设定即可。微粉碎能够使用例如喷射磨机、珠磨机等进行。
在要通过使用喷射磨机进行微粉碎来得到微粉的情况下，微粉的粒径较小，粉碎后的微粉表面的活性非常高，因此，容易发生粉碎后的微粉彼此的再凝集及向容器壁的附着，存在收率变低的倾向。因此，在将合金的粗粉末微粉碎时，通过添加硬脂酸锌、油酸酰胺等的粉碎助剂并防止粉末彼此的再凝集及向容器壁的附着，能够以较高的收率得到微粉。粉碎助剂的添加量也根据微粉的粒径及添加的粉碎助剂的种类进行改变，但优选为0.1质量％以上1质量％以下的程度。
作为使用喷射磨机等进行的干式粉碎法以外的微粉碎方法，有湿式粉碎法。湿式粉碎法中优选使用直径小的珠子进行高速搅拌的珠磨机。另外，也可以进行在利用喷射磨机进行干式粉碎后，进一步利用珠磨机进行湿式粉碎的多级粉碎。
在使用喷射磨机的情况下，优选为带分级机的设备，通过使用带分级机的微粉碎机，可以进行粗大颗粒及超细颗粒的去除及再粉碎，并能够控制稀土类烧结磁铁的主相晶粒的粒度分布。
成型工序是将微粉在磁场中进行成型并制作成型体的工序。具体而言，将微粉充填于配置于电磁铁中的模具内后，一边利用电磁铁施加磁场使微粉的结晶轴取向，一边对微粉进行加压，由此，进行成型。该磁场中的成型只要在例如1000kA/m以上1600kA/m以下的磁场中以30MPa以上300MPa以下的程度的压力进行即可。
烧结工序是将成型体烧结得到烧结体的工序。为了控制稀土类烧结磁铁的主相晶粒的平均粒径和粒度分布，在保持粉碎工序中得到的微粉的粒度分布的状态下制作烧结体是非常重要的。在通过SPS法进行烧结的情况下，优选以烧结保持温度超过500℃且低于700℃，处理时间为3分钟以上且10分钟以下进行。通过以这样的范围设定烧结保持温度，且将烧结保持时间设为这样短的时间，能够抑制主相晶粒的晶粒生长，控制粒度分布，并能够得到具有较高的磁特性的稀土类烧结磁铁。在烧结保持温度为500℃以下的情况下，未充分得到磁铁的密度，有剩余磁通密度降低的倾向。在将烧结保持温度设为700℃以上时，促进了微粉的过度的晶粒生长，烧结体的主相晶粒的粒度分布恶化，另外，R5T17相部分分解，由此，存在剩余磁通密度及矫顽力降低的倾向。烧结保持温度及烧结保持时间需要根据原料合金组成、粉碎方法、平均粒径与粒度分布的差异、烧结方法等各条件进行调整。
通过以上的方法，可以得到本实施方式的稀土类烧结磁铁，但稀土类烧结磁铁的制造方法不限定于上述，也可以进行适当变更。
实施例
接着，基于具体的实施例更详细地说明本发明，但本发明不限定于以下的实施例。
(实验例1～9)
首先，准备稀土类烧结磁铁的原料合金，以得到具有表1所示的组成的稀土类烧结磁铁的方式，通过薄带连铸法准备原料合金，进行制备并铸造。
[表1]
接着，对于得到的原料合金进行在400℃下使其吸附氢之后，在Ar气氛下进行500℃、1小时的脱氢的氢粉碎处理。然后，在Ar气氛下冷却至室温，得到粗粉末。
向得到的粗粉末中添加作为粉碎助剂的油酸酰胺0.5质量％，混合之后，使用喷射磨机进行微粉碎，得到微粉。另外，在进行微粉碎时，通过改变喷射磨机的分级条件，调节得到的微粉的粉碎粒径。实验例1～3中，以稀土类烧结磁铁的主相晶粒的平均粒径Dv成为0.8μm以上0.9μm以下的范围的方式制作微粉。同样地，在实验例4～6中，以稀土类烧结磁铁的主相晶粒的平均粒径Dv成为1.0μm以上1.1μm以下的方式制作微粉，在实验例7～9中，以成为2.9μm以上3.0μm以下的范围的方式制作微粉。
将得到的微粉在磁场中成型，然后，使用SPS法以烧结保持温度620℃、烧结保持时间5分钟进行烧结，制作实验例1～9的各稀土类烧结磁铁。
(实验例10～15)
以得到表1所示的组成的稀土类烧结磁铁的方式配合原料，与实验例1同样地进行原料合金的准备、铸造及氢粉碎处理。
对于通过氢粉碎处理得到的粗粉末添加0.2质量％的油酸酰胺，并进行混合。然后，使用喷射磨机进行粉粉碎，直到以D50计粒径成为4.0μm。对于利用喷射磨机进行了微粉碎的粉末，进一步进行使用珠磨机进行微粉碎的多级粉碎。利用珠磨机进行微粉碎时，改变珠磨机的粉碎时间，由此，调节微粉的粉碎粒径。实验例10～12中，以稀土类烧结磁铁的主相晶粒的平均粒径Dv成为1.0μm以上1.1μm以下的范围的方式进行微粉碎，实验例13～15中，以成为2.9μm以上3.0μm以下的范围的方式制作微粉。利用珠磨机进行微粉碎后，在惰性气体中进行10小时以上24时间以下的干燥。
对于得到的微粉，与实验例1同样地进行磁场中成型及烧结，得到实验例10～15的各稀土类烧结磁铁。
评价实验例1～15的各稀土类烧结磁铁的组织及磁特性。作为组织，具体而言，求得稀土类烧结磁铁的一个切断面中的主相晶粒的平均粒径Dv、及满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒相对于上述稀土类烧结磁铁的切断面的面积的面积率。作为磁特性，测定稀土类烧结磁铁的剩余磁通密度Br及矫顽力HcJ。
对于实验例1～15的各稀土类烧结磁铁，评价主相晶粒的平均粒径Dv。主相晶粒的平均粒径Dv是通过研磨试样的截面并利用SEM进行观察，使用图像分析软件而算出的。另外，将满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒相对于上述稀土类烧结磁铁的切断面的面积的面积率与主相晶粒的平均粒径Dv同样地使用图像分析软件算出。将主相晶粒的平均粒径Dv、及满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒相对于上述稀土类烧结磁铁的切断面的面积的面积率示于表2中。此外，进行了SEM观察的视野的形状设为50μm×50μm的正方形。
对于实验例1～15的各稀土类烧结磁铁，通过电感耦合等离子体质谱法(ICP-MS法)进行组成分析。其结果，可以确认任意稀土类烧结磁铁均与目标的组成(表1所示的组成)大致一致。另外，使用X射线衍射法(XRD)进行生成相的分析。其结果，任意稀土类烧结磁铁均R5T17相为主相。
使用B-H磁滞回线仪测定实验例1～15的各稀土类烧结磁铁的磁特性。将各稀土类烧结磁铁的剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ的测定结果示于2中。此外，在表2中，“干式”是指仅进行干式粉碎而不进行湿式粉碎的情况，“湿式”是指进行在干式湿式后进行湿式粉碎的多级粉碎的情况。
主相晶粒的平均粒径Dv低于1.0μm的实验例1～3中，Br、HcJ均降低。另外，满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒的面积率也低于80％。主相晶粒的平均粒径Dv为1.0μm以上，且满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒的面积率为80％以上的实验例4～9、及实验例13～15中，确认了可以得到Br和HcJ均良好的特性。
在比较干式粉碎和湿式粉碎时，进行湿式粉碎制作的实验例10～15中，满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒的面积率比仅进行干式粉碎制作的实验例4～9少。对于其原因，推测为是由于在湿式粉碎中，在粉碎中以颗粒从边缘开始缺少的方式粉碎，由此，粉碎后的微粉中除了目标的粒径那样的颗粒之外，还存在超细的颗粒和比较粗大的颗粒，上述超细的颗粒和上述比较粗大的颗粒会对烧结后的主相晶粒的粒度分布造成影响。主相晶粒的平均粒径Dv为1.0μm以上，但满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒的面积率低于80％的实验例10～12中，与实验例1～3同样地，Br、HcJ均降低。
(实验例16～21)
准备稀土类烧结磁铁的原料合金，以得到表3所示的各组成的稀土类烧结磁铁的方式配合原料，与实验例1同样地进行原料合金的铸造、粉碎、成型、烧结，得到表4所示的实验例16～18的各稀土类烧结磁铁。另外，按照表3所示的各组成与实验例4同样地进行原料合金的铸造、粉碎、成型、烧结，得到实验例19～21的各稀土类烧结磁铁。
[表3]
对于实验例16～21的各稀土类烧结磁铁，通过电感耦合等离子体质谱法(ICP-MS法)和氧气流中燃烧-红外线吸收法进行组成分析。其结果，可以确认任意稀土类烧结磁铁均与目标的组成(表3所示的组成)大致一致。另外，使用X射线衍射法(XRD)进行生成相的分析。其结果，任意稀土类烧结磁铁均R5T17相为主相。
与实验例1～15同样地，将评价实验例16～21中得到的稀土类烧结磁铁的组织及磁特性得到的结果示于表4中。
主相晶粒的平均粒径Dv低于1.0μm的实验例16～18中，Br、HcJ均降低。另外，满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒的面积率也低于80％。主相晶粒的平均粒径Dv为1.0μm以上且满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒的面积率为80％以上的实验例19～21中，确认了可以得到Br和HcJ均良好的特性。
实验例19中得到了比具有大致相同的Sm和Fe的比的实验例4更良好的矫顽力。认为是由于通过使适当的C量固溶，T-T间的交换相互作用变得坚固。实验例20中得到了比具有大致相同的Sm和Fe的比的实验例6更良好的矫顽力。另一方面，与实验例19～20相比，实验例21的矫顽力和剩余磁化强度减小。认为是由于C量较多，R5T17相的比率减少。即，在C量大于0at％且为15.0at％以下的情况下，可以得到更良好的磁特性。
(实验例22～25)
以得到表5所示的各组成的稀土类烧结磁铁的方式配合原料，与实验例4同样地进行原料合金的铸造、粉碎、成型、烧结，得到表6所示的实验例22～25的各稀土类烧结磁铁。
[表5]
对于实验例22～25的各稀土类烧结磁铁，通过电感耦合等离子体质谱法(ICP-MS法)进行组成分析。其结果，能够确认任意稀土类烧结磁铁均与目标的组成(表5所示的组成)大致一致。另外，使用X射线衍射法(XRD)进行生成相的分析。其结果，任意稀土类烧结磁铁均R5T17相为主相。
与实验例4同样地，将评价实验例22～25中得到的各稀土类烧结磁铁的组织及磁特性得到的结果示于表6中。
R的含量低于20at％的实验例22、及R的含量超过40at％的实验例25中，尽管主相晶粒的平均粒径Dv为1.0μm以上，且满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒的面积率为80％以上，但剩余磁通密度和矫顽力降低。R的含量为20at％以上40at％以下的实验例23～24中，得到了良好的Br和HcJ。
(实验例α～实验例σ)
准备稀土类烧结磁铁的原料合金，以得到表7所示的各组成的稀土类烧结磁铁的方式配合原料，与实验例1同样地进行原料合金的铸造、粉碎、成型、烧结，得到了表8所示的实验例α～实验例ι的各稀土类烧结磁铁。另外，与实验例4同样地进行表7所示的各组成的原料合金的铸造、粉碎、成型、烧结，得到表8所示的实验例κ～实验例σ的各稀土类烧结磁铁。
[表7]
[表8]
对于实验例α～实验例σ的各稀土类烧结磁铁，通过电感耦合等离子体质谱法(ICP-MS法)进行组成分析。其结果，能够确认任意稀土类烧结磁铁均与目标的组成(表7所示的组成)大致一致。另外，使用X射线衍射法(XRD)进行生成相的分析。其结果，任意稀土类烧结磁铁均R5T17相为主相。
主相晶粒的平均粒径Dv低于1.0μm的实验例α～实验例ι中，Br、HcJ均降低。另外，满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒的面积率也低于80％。主相晶粒的平均粒径Dv为1.0μm以上，且满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒的面积率为80％以上的实验例κ～实验例σ中，得到了良好的Br和HcJ。
实验例κ、实验例λ、实验例μ中，得到了比具有大致相同的R和Fe的比的实验例5更良好的Br的值。认为是由于通过相对于Sm以适当的量取代Pr及Nd，得到了磁矩增加的效果。但是，矫顽力相比实验例5减小。认为这是由于通过相对于Sm取代Pr或Nd，磁晶各向异性减小。另外，实验例ξ中，相对于Sm取代了Pr及Ce。与实验例λ相比，可以得到大致相等的剩余磁化强度、矫顽力。利用其它稀土元素的取代中也得到了良好的磁特性。实验例ο、实验例π、实验例ρ也确认了Br的值相比实验例5增加。与之相对，实验例μ、实验例π中，Br的值也比实验例5小。认为这是由于，Pr及Nd相对于Sm的取代量合计超过50at％，因此，容易产生具有面内各向异性的R2T17相，在退磁曲线中，在0磁场附近发生了扭结。
(实验例τ～实验例χ)
准备稀土类烧结磁铁的原料合金，以得到表9所示的各组成的稀土类烧结磁铁的方式配合原料，与实验例1同样地进行原料合金的铸造、粉碎、成型、烧结，得到表10所示的实验例τ～实验例υ。另外，与实验例4同样地进行表9所示的各组成的原料合金的铸造、粉碎、成型、烧结，得到表10所示的实验例～实验例χ。
[表9]
[表10]
对于实验例τ～实验例χ的各稀土类烧结磁铁，通过ICP-MS法和氧气流中燃烧-红外吸收法进行组成分析。其结果，能够确认任意稀土类烧结磁铁均与目标的组成(表9所示的组成)大致一致。另外，使用X射线衍射法(XRD)进行生成相的分析。其结果，任意稀土类烧结磁铁均R5T17相为主相。
主相晶粒的平均粒径Dv低于1.0μm的实验例τ～实验例υ中，Br、HcJ均降低。另外，满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒的面积率也低于80％。主相晶粒的平均粒径Dv为1.0μm以上，且满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的范围的主相晶粒的面积率为80％以上的实验例～实验例χ中，得到了良好的Br和HcJ。
实验例实验例χ中，得到了比具有大致相同的R量与Fe量的比、Sm量与Pr量的比的实验例λ更良好的矫顽力。认为是由于通过以适当的量固溶C，从而T-T间的交换相互作用更坚固。
以上，以实施方式为基础说明了本发明。实施方式为示例，本领域技术人员可以理解为在本发明的权利要求的范围内可以进行各种各样的变形及变更，且这样的变形例及变更也在本发明的权利要求的范围内。因此，本说明书中的叙述及附图应理解为例证性的而非限定性的。
产业上的可利用性
根据本发明，通过将主相晶粒的平均粒径及粒度分布控制在特定的范围，能够提供具有良好的磁特性的稀土类烧结磁铁。

Claims (3)

1.一种稀土类烧结磁铁，其特征在于，
所述稀土类烧结磁铁包含具有Nd5Fe17型晶体结构的主相晶粒，且由R及T构成，其中，R为以Sm为必须的1种以上的稀土元素，T为以Fe或者以Fe及Co为必须的1种以上的过渡金属元素，
所述稀土类烧结磁铁的R的组成比率为20at％以上40at％以下，所述稀土类烧结磁铁中的所述R以外的剩余部分实质上仅为所述T或者仅为所述T及C，且将所述稀土类烧结磁铁的一个切断面中的所述主相晶粒的平均粒径设为Dv，将各个主相晶粒的粒径设为Di时，所述Dv为1.0μm以上，满足0.7Dv≤Di≤2.0Dv的主相晶粒相对于所述稀土类烧结磁铁的切断面的面积的面积率为80％以上。
2.根据权利要求1所述的稀土类烧结磁铁，其中，
还含有C，
C的含量大于0at％且为15.0at％以下。
3.根据权利要求1或2所述的稀土类烧结磁铁，其中，
Sm在R整体中所占的比例为50at％以上99at％以下，Pr与Nd的合计在R整体中所占的比例为1at％以上50at％以下。
CN201780074112.3A 2016-11-30 2017-11-30 稀土类烧结磁铁 Active CN110024056B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016-232112 2016-11-30
JP2016232112 2016-11-30
JP2017054942 2017-03-21
JP2017-054942 2017-03-21
PCT/JP2017/043075 WO2018101409A1 (ja) 2016-11-30 2017-11-30 希土類焼結磁石

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110024056A true CN110024056A (zh) 2019-07-16
CN110024056B CN110024056B (zh) 2020-12-15

Family

ID=62241701

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201780074112.3A Active CN110024056B (zh) 2016-11-30 2017-11-30 稀土类烧结磁铁

Country Status (4)

Country Link
US (1) US11081265B2 (zh)
JP (1) JP6919788B2 (zh)
CN (1) CN110024056B (zh)
WO (1) WO2018101409A1 (zh)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110036452B (zh) * 2016-11-30 2020-12-15 Tdk株式会社 永久磁铁及永久磁铁粉末
US11302465B2 (en) * 2016-11-30 2022-04-12 Tdk Corporation Rare-earth permanent magnet

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1347123A (zh) * 2000-10-04 2002-05-01 住友特殊金属株式会社 稀土烧结磁铁及其制造方法
US20020129872A1 (en) * 2001-03-14 2002-09-19 Ken Ohashi Bulk anisotropic rare earth permanent magnet and preparation method
JP2007270303A (ja) * 2006-03-31 2007-10-18 Toda Kogyo Corp ボンド磁石用Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁性粒子粉末及びその製造法、ボンド磁石用樹脂組成物並びにボンド磁石
JP2008133496A (ja) * 2006-11-27 2008-06-12 Chiba Inst Of Technology サマリウム−鉄系永久磁石材料及びその製造方法
CN101265529A (zh) * 2008-05-09 2008-09-17 北京工业大学 块状纳米晶SmCo系永磁材料的制备方法
CN102400191A (zh) * 2011-11-22 2012-04-04 沈阳理工大学 强磁场下制备Sm-Fe合金磁性薄膜的方法
EP2942790A1 (en) * 2012-11-20 2015-11-11 Kabushiki Kaisha Toshiba Permanent magnet, and motor and power generator using the same
CN105679479A (zh) * 2014-11-20 2016-06-15 有研稀土新材料股份有限公司 永磁材料及永磁材料的制备方法
JP2016134498A (ja) * 2015-01-19 2016-07-25 住友電気工業株式会社 磁性材料の製造方法
CN105989983A (zh) * 2015-03-20 2016-10-05 Tdk株式会社 永久磁铁

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE112014003674T5 (de) * 2013-08-09 2016-05-12 Tdk Corporation R-T-B basierter gesinterter Magnet und Motor
CN110036452B (zh) * 2016-11-30 2020-12-15 Tdk株式会社 永久磁铁及永久磁铁粉末
US11302465B2 (en) * 2016-11-30 2022-04-12 Tdk Corporation Rare-earth permanent magnet
JP7124356B2 (ja) * 2018-03-09 2022-08-24 Tdk株式会社 希土類永久磁石

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1347123A (zh) * 2000-10-04 2002-05-01 住友特殊金属株式会社 稀土烧结磁铁及其制造方法
US20020129872A1 (en) * 2001-03-14 2002-09-19 Ken Ohashi Bulk anisotropic rare earth permanent magnet and preparation method
JP2007270303A (ja) * 2006-03-31 2007-10-18 Toda Kogyo Corp ボンド磁石用Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁性粒子粉末及びその製造法、ボンド磁石用樹脂組成物並びにボンド磁石
JP2008133496A (ja) * 2006-11-27 2008-06-12 Chiba Inst Of Technology サマリウム−鉄系永久磁石材料及びその製造方法
CN101265529A (zh) * 2008-05-09 2008-09-17 北京工业大学 块状纳米晶SmCo系永磁材料的制备方法
CN102400191A (zh) * 2011-11-22 2012-04-04 沈阳理工大学 强磁场下制备Sm-Fe合金磁性薄膜的方法
EP2942790A1 (en) * 2012-11-20 2015-11-11 Kabushiki Kaisha Toshiba Permanent magnet, and motor and power generator using the same
CN105679479A (zh) * 2014-11-20 2016-06-15 有研稀土新材料股份有限公司 永磁材料及永磁材料的制备方法
JP2016134498A (ja) * 2015-01-19 2016-07-25 住友電気工業株式会社 磁性材料の製造方法
CN105989983A (zh) * 2015-03-20 2016-10-05 Tdk株式会社 永久磁铁

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
TETSUJI SAITO AND TOMOKAZU FURUTANI: "Magnetic properties of Sm5Fe17-based magnets produced by spark plasma sintering method", 《 MATERIALS SCIENCE AND ENGINEERING》 *
卢 硕等: "Fe 含量对快淬 SmFe 合金结构的影响", 《稀有金属》 *

Also Published As

Publication number Publication date
US20200005973A1 (en) 2020-01-02
WO2018101409A1 (ja) 2018-06-07
JP6919788B2 (ja) 2021-08-18
CN110024056B (zh) 2020-12-15
JPWO2018101409A1 (ja) 2019-11-07
US11081265B2 (en) 2021-08-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN106898450B (zh) 稀土磁体
EP1260995B1 (en) Preparation of permanent magnet
JP6504044B2 (ja) 希土類系永久磁石
CN107622853B (zh) R-t-b系稀土类永久磁铁
CN102918611A (zh) 稀土类永磁体的制造方法和稀土类永磁体
CN105190802A (zh) RFeB系烧结磁体的制造方法和利用其制造的RFeB系烧结磁体
CN104272404B (zh) R-t-b系永久磁铁
CN108695033B (zh) R-t-b系烧结磁铁
JP2018505540A (ja) 非磁性合金を含む熱間加圧変形磁石及びその製造方法
CN108695034A (zh) R-t-b系烧结磁铁
WO2013027592A1 (ja) 磁石用圧粉成形体の製造方法、磁石用圧粉成形体、及び焼結体
Moon et al. Synthesis and magnetic properties of MnBi (LTP) magnets with high-energy product
Tomše et al. Properties of SPS-processed permanent magnets prepared from gas-atomized Nd-Fe-B powders
CN110024056A (zh) 稀土类烧结磁铁
JP6598700B2 (ja) 希土類磁石の製造方法、及び希土類磁石
CN108695032B (zh) R-t-b系烧结磁铁
Saravanan et al. SmCo5/Fe nanocomposite magnetic powders processed by magnetic field-assisted ball milling with and without surfactant
CN110036452A (zh) 永久磁铁及永久磁铁粉末
JP2020155740A (ja) 希土類磁石の製造方法
Gabay et al. Hot-pressed and die-upset Pr-Co magnets produced from mechanically activated alloys
CN108695036A (zh) R-t-b系永久磁铁
JP2015026795A (ja) 磁石用粉末、希土類磁石、磁石用粉末の製造方法及び希土類磁石の製造方法
JP3645312B2 (ja) 磁性材料と製造法
JP2021150621A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石およびｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石の製造方法
JP4282002B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石用合金粉末、その製造方法及びｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant