CN112074621A - R-t-b系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片 - Google Patents

R-t-b系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片 Download PDF

Info

Publication number
CN112074621A
CN112074621A CN201980029676.4A CN201980029676A CN112074621A CN 112074621 A CN112074621 A CN 112074621A CN 201980029676 A CN201980029676 A CN 201980029676A CN 112074621 A CN112074621 A CN 112074621A
Authority
CN
China
Prior art keywords
rare earth
cast alloy
mass
earth sintered
content
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.)
Pending
Application number
CN201980029676.4A
Other languages
English (en)
Inventor
村冈亮史
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 CN112074621A publication Critical patent/CN112074621A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C37/00—Cast-iron alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/36—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest
    • B23K35/362—Selection of compositions of fluxes
    • 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
    • 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
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
    • H01F1/0575—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together
    • H01F1/0577—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together sintered
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
    • Y02T10/00—Road transport of goods or passengers
    • Y02T10/60—Other road transportation technologies with climate change mitigation effect
    • Y02T10/64—Electric machine technologies in electromobility

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)

Abstract

本发明目的在于提供一种R‑T‑B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片，其可以用作制造既保持了优异的剩余磁化强度和矫顽力，同时矩形比也提高了的R‑T‑B系稀土类烧结磁铁的材料。本发明的R‑T‑B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片包含稀土元素R、Fe或Fe和过渡金属(但不包括Fe和Cu)的混合物T、一种以上的选自Al、Ga、Cu的金属M、以及B，其中R含量在28～33质量％的范围内，B含量在0.8～1.1质量％的范围内，M含量在0.1～2.7质量％的范围内，余量由T和不可避免的杂质构成，铸造合金薄片的辊面上的R富集相的面积率在0.03％～5％的范围内，或所述R富集相中短轴的长度为20μm以上的粗大R富集相的含有率为20个数％以下。

Description

R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片
技术领域
本发明涉及一种R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片。
本申请基于2018年5月17日向日本提交的特愿2018-095547号主张优先权，并将其内容援用于此。
背景技术
R-T-B系稀土类烧结磁铁通常是由包含稀土类金属R、以Fe为主要成分的过渡金属T、以及B的合金构成的磁铁。这种R-T-B系稀土类烧结磁铁被用于硬盘驱动器的音圈电机、混合动力汽车或电动汽车发动机的电动机等的电动机。
R-T-B系稀土类烧结磁铁是通过一边对R-T-B系稀土类烧结磁铁用的合金微粉末施加磁场一边压缩成型，并将得到的成型体烧结而制造的。R-T-B系稀土类烧结磁铁用的合金微粉末是通过SC法(薄带连铸法)制造R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片，然后将铸造合金薄片粉碎而制造的。SC法是将成为R-T-B系稀土类烧结磁铁的原料的原料金属的熔融金属注入到冷却辊上，使熔融金属快速冷却的方法。通过这种SC法制作的R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片具有主相和R富集相。主相由铁磁性相R2T14B构成。R富集相是R浓度比主相高的非磁性相。
以往，为了提高R-T-B系稀土类烧结磁铁的性能，研究了在R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金中添加各种元素，对R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片的组成进行均质化。
例如，本申请的申请人的专利文件1公开了R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，其中添加了选自Al、Ga、Cu中的一种以上的金属元素M。该专利文献1中记载的金属元素M具有使合金中的R2T17相变为过渡金属富集相的作用。用包含这种金属元素M的合金制造的R-T-B系稀土类烧结磁铁通过包含R富集相和过渡金属富集相来提高矫顽力。
此外，本申请的申请人的专利文献2公开了一种通过SC法制造的组成均匀的R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片的方法，其中使用了铸造用旋转辊，在辊的铸造面上形成多个大致线状的凹凸，以十点平均粗糙度(Rz)计，由该大致线状的凹凸产生的表面粗糙度为3μm以上且60μm以下，大致线状的凹凸中的30％以上的凹凸的延展方向为与辊的回转方向的夹角为30°以上的方向。通过使用该专利文献2中记载的铸造用旋转辊，可以抑制微细R富集相区域的生成，能够制造具有均质性优异的组织的R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片。这种使用了R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片的R-T-B系稀土类烧结磁铁，R富集相的分布的均质性高，磁铁特性优异。
现有技术文件
专利文件
专利文献1：特开2013-216965号公报
专利文献2：特开2004-181531号公报
发明内容
本发明要解决的技术问题
上述专利文献1、2中公开的R-T-B系稀土类烧结磁铁的剩余磁化强度(residualmagnetization)和矫顽力优异。但是，在某些情况下，矩形性(squareness)不足。
另外，在本发明中，矩形性由退磁曲线中对应于剩余磁通密度的90％的磁场(Hk)与矫顽力(iHc)之比(Hk/iHc)表示。
本发明是鉴于上述情况做出的，旨在提供一种R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片，其可以用作制造既保持了优异的剩余磁化强度和矫顽力，同时矩形性也提高了的R-T-B系稀土类烧结磁铁的材料。
解决技术问题的手段
为了解决上述问题，本发明人进行了反复的研究，结果确定了通过SC法制造的R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片中，在其制造时与冷却辊接触的面(以下有时称为“辊面”)上容易生成R富集相，与未和冷却辊接触的面相比较，辊面上的R富集相的面积率容易变高，另外容易生成短轴长为20μm以上的粗大R富集相。然后，确认了通过使用辊面上的R富集相的面积率在特定范围内，或R富集相中的粗大R富集相的含有率在特定值以下的R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片，从而可以得到矩形性提高了的R-T-B系稀土类烧结磁铁，从而完成了本发明。
即，本发明如下。
[1]一种R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片，其特征在于，包含稀土元素R、Fe或Fe和过渡金属(但不包括Fe和Cu)的混合物T、一种以上的选自Cu、Al、Ga中的金属M、以及B，其中，R含量在28质量％以上且33质量％以下的范围内，B含量在0.8质量％以上且1.1质量％以下的范围内，M含量在0.1质量％以上且2.7质量％以下的范围内，余量由T和不可避免的杂质构成，上述铸造合金薄片的一个表面为辊面，所述辊面上的R富集相的面积率在0.03％以上且5％以下的范围内。
[2]一种R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片，其特征在于，包含稀土元素R、Fe或Fe和过渡金属(但不包括Fe和Cu)的混合物T、以及一种以上的选自Al、Ga、Cu中的金属M、以及B，其中，R含量在28质量％以上且33质量％以下的范围内，B含量在0.8质量％以上且1.1质量％以下的范围内，M含量在0.1质量％以上且2.7质量％以下的范围内，余量由T和不可避免的杂质构成，所述铸造合金薄片的一个表面为辊面，所述辊面上R富集相中，短轴的长为20μm以上的R富集相被设为粗大R富集相时，所述R富集相中的所述粗大R富集相的含有率为20个数％以下。
发明的效果
根据本发明，可以提供一种R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片，其可以用作制造既保持了优异的剩余磁化强度和矫顽力，同时矩形性也提高了的R-T-B系稀土类烧结磁铁的材料。
附图说明
图1是可用于制造本实施方式的R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片的铸造装置的示意图。
图2是实施例1中制造的R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片的辊面的SEM照片(背散射电子像)。
图3是比较例1中制造的R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片的辊面的SEM照片(背散射电子像)。
符号说明
1……耐火坩埚
2……中间包(tundish)
3……冷却辊
4……收集容器
5……合金
6……铸造合金薄片
6a……辊面
具体实施方式
以下，将详细说明本发明的一个实施方式的R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片(以下，有时简写为“铸造合金薄片”)。另外，本发明不限于以下说明的一个实施方式，可以在不脱离本发明的要旨的范围内做适当的改变来进行实施。
本实施方式的铸造合金薄片包含，稀土元素R、Fe或Fe和过渡金属(但不包括Fe和Cu)的混合物T、一种以上的选自Cu、Al、Ga中的金属M，以及B。本实施方式中的铸造合金薄片中R含量在28质量％以上且33质量％以下的范围内，B含量在0.8质量％以上且1.1质量％以下的范围内，M含量在0.1质量％以上且2.7质量％以下的范围内，余量由T和不可避免的杂质构成。此外，本实施方式的铸造合金薄片的一个表面为辊面，辊面上R富集相的面积率在0.03％以上且5％以下的范围内，或者，在辊面上R富集相中短轴的长度为20μm以上的R富集相被设为粗大R富集相时，R富集相中的粗大R富集相的含有率为20个数％以下。另外，优选铸造合金薄片的辊面的R富集相的面积率在0.03％以上且5％以下的范围内，且R富集相中的粗大R富集相的含有率在20个数％以下。
作为R(稀土元素)，可以使用Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Dy、Tb、Ho、Er、Tm、Yb、Lu。稀土元素可以单独使用一种，也可以将两种以上组合使用。在这些稀土元素中，特别优选使用Nd、Pr、Dy、Tb。R中，优选Nd作为主要成分。特别优选R含有Nd和Nd以外的稀土元素。Nd以外的稀土元素优选为选自Pr、Dy、Tb中的至少一种稀土元素。Pr具有提高R-T-B系稀土类烧结磁铁在室温附近的矫顽力的作用。此外，Dy和Tb还具有提高R-T-B系稀土类烧结磁铁的矫顽力的作用。
铸造合金薄片中的R的合计含量(TRE)在28质量％以上且33质量％以下的范围内。当R的合计含量为28质量％以上时，容易生成铁磁性相的R2T14B相，可以得到矫顽力提高了的R-T-B系稀土类烧结磁铁。
此外，R的合计含量为33质量％以下时，可以在不降低R-T-B系稀土类烧结磁铁的剩余磁化强度的情况下提高矫顽力。R的合计含量优选在29质量％以上且32质量％以下的范围内。
R中的Nd的含量优选在50质量％以上且80质量％以下的范围内。R中的Pr的含量优选在0质量％以上且50质量％以下的范围内。
R中的Dy和Tb的含量优选为合计在0质量％以上且50质量％以下的范围内。
铸造合金薄片中的B(硼)含量在0.8质量％以上且1.1质量％以下的范围内。当B的含量为0.8质量％以上时，容易生成铁磁性相的R2T14B相，可以得到矫顽力提高了的R-T-B系稀土类烧结磁铁。此外，当B的含量为1.1质量％以下时，可以在不降低R-T-B系稀土类烧结磁铁的剩余磁化强度的情况下提高矫顽力。B的含量优选在0.85质量％以上且1.05质量％以下的范围内。
M是选自Cu、Al、Ga中的金属。这些金属可以单独使用一种，也可以组合两种以上使用。M具有提高矫顽力的效果。此外，M具有在铸造合金薄片中要生成R2T17相的组成范围的情况下，将R2T17相变化为过渡金属富集相的作用。R2T17相可能会成为导致R-T-B系稀土类烧结磁铁的矫顽力或矩形性降低的原因。因此，通过将R2T17相变化为过渡金属富集相，从而可以得到具有良好的矫顽力和矩形性的R-T-B系稀土类烧结磁铁。
铸造合金薄片中的M的含量在0.1质量％以上且2.7质量％以下的范围内。当M的含量小于0.1质量％时，可能无法得到矫顽力提高效果。此外，当M的含量超过2.7质量％时，剩余磁化强度可能会降低。
铸造合金薄片中的Cu的含量优选在0质量％以上且1.0质量％以下的范围内。Al的含量优选在0质量％以上且0.7质量％以下的范围内。Ga的含量优选在0质量％以上且1.0质量％以下的范围内。
T是以Fe为主要成分的过渡金属，是Fe或Fe和过渡金属(但Fe和Cu除外)的混合物。作为除Fe和Cu以外的过渡金属，可以使用
Figure BDA0002755460740000061
Figure BDA0002755460740000062
族的各种元素。过渡金属的具体例子例如可以列举Co、Zr、Nb等。
Co具有改善R-T-B系稀土类烧结磁铁的Tc(居里温度)和耐腐蚀性的作用。铸造合金薄片中的Co的含量优选在0质量％以上且5.0质量％以下的范围内。如果Co的含量过多，在原料成本的方面有可能不利。
Zr和Nb在用于制造R-T-B系稀土类烧结磁铁的烧结时抑制主相(R2T14B相)的晶粒生长，从而具有提高R-T-B系稀土类烧结磁铁的矫顽力和矩形性的作用。Zr和Nb的含量优选合计在0质量％以上且2.0质量％以下的范围内。当Zr和Nb的含量过多时，反而会降低R-T-B系稀土类烧结磁铁的磁铁特性。
铸造合金薄片所含的不可避免杂质，是作为铸造合金薄片原料的金属所含的杂质或在制造工序中不可避免地混入的杂质。不可避免的杂质的例子可以为C(碳)、O(氧)、N(氮)。铸造合金薄片中的C的含量优选为0.05质量％以下。O的含量优选为0.10质量％以下。N的含量优选为0.01质量％以下。
在本实施方式的铸造合金薄片中，辊面是在制造铸造合金薄片时与冷却辊接触的表面。由于辊面上，通常冷却辊的表面的损伤会转印，因此可以通过目视或SEM(扫描电子显微镜)的背散射电子像来确认。
本实施方式的铸造合金薄片是通过SC法制造的铸造物，辊面上的R富集相的面积率在0.03％以上且5％以下的范围内。R富集相具有以下作用。
(1)在R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造中，R富集相的熔点比主相低，在烧结时变为液相，有助于磁铁的高密度化并因此提高了磁化。
(2)在R-T-B系稀土类烧结磁铁中，R富集相能减少晶界的凹凸，减少逆磁畴(reverse domains)的成核位点，提高矫顽力。
(3)此外，在R-T-B系稀土类烧结磁铁中，R富集相磁分离主相，并增加矫顽力。
使用辊面的R富集相的面积率较大的铸造合金薄片制造的R-T-B系稀土类烧结磁铁，R富集相的分散状态容易不均匀，容易发生局部的烧结不良和磁性的降低，矩形性趋于降低。另一方面，当使用辊面上的R富集相的面积率较小的铸造合金薄片来制造R-T-B系稀土类烧结磁铁时，烧结时难以生成液相，有难以得到高密度的R-T-B系稀土类烧结磁铁的倾向。
根据这些原因，在本实施方式的铸造合金薄片中，将辊面的R富集相的面积率设定在0.03％以上且5％以下的范围内。辊面的R富集相的面积率优选在0.2％以上且4％以下的范围内，特别优选在0.5％以上且4％以下的范围内。另外，辊面上的R富集相的面积率是R富集相的合计面积相对于SEM(扫描电子显微镜)的视野面积所占的比率。R富集相的合计面积是短轴长为1μm以上的R富集相的合计面积。R富集相的短轴长是通过使用图像分析软件将R富集相用外接矩形包围，并测定该矩形的短边的长度而得到的值。
此外，在本实施方式的铸造合金薄片中，辊面上的R富集相中，当将短轴长为20μm以上的R富集相设为粗大R富集相时，优选R富集相中的粗大R富集相的含有率为20个数％以下，即，优选短轴长小于20μm的R富集相的含有率为80个数％以上。通过将R富集相中的粗大R富集相的含有率减少到20个数％以下，容易在R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造中形成均匀且适量的液相。另外，粗大R富集相的含有率是短轴长为1μm以上的R富集相中所含的粗大富集相的个数比例。短轴长为1μm以上的R富集相和粗大R富集相的个数可以使用SEM和图像分析软件来进行测定。
铸造合金薄片的截面(垂直于辊面的平面)中的R富集相的间距优选在2μm以上且5μm以下的范围内。
铸造合金薄片的尺寸没有特别限制。铸造合金薄片的厚度优选在0.1mm以上且0.5mm以下的范围内。
接着，针对根据本实施方式的铸造合金薄片的制造方法进行说明。铸造合金薄片可以通过SC法(薄带连铸法)来制造。
图1是可用于制造本实施方式的铸造合金薄片的铸造装置的示意图。
铸造装置具有耐火坩埚1、中间包2、冷却辊3和收集容器4。中间包2具有除渣机构。从导热性优异且容易得到的观点出发，冷却辊3的材质优选使用铜或铜合金。
R-T-B系合金由于其活性特性，可在真空或惰性气体环境中，用耐火坩埚1进行熔解。被熔解的熔融合金在1350℃以上且1500℃以下的温度下保持规定的时间后，根据需要通过整流机构、中间包2，被供给到内部被水冷却的冷却辊3。对冷却辊3供给的合金5(熔融金属)被冷却，在中间包2的相对侧脱离冷却辊3，并作为铸造合金薄片6被回收在收集容器4中。
在铸造合金薄片6的辊面6a(与冷却辊3接触的表面)上生成的R富集相的面积率或尺寸，可以通过冷却辊3的转数和向冷却辊3供给熔融金属的速度来调节。当在铸造合金薄片6的辊面6a上生成的R富集相的尺寸较大，面积率较大的情况下，优选提高冷却辊3的转数并且设定供给到冷却辊3的合金的速度以使得供给到冷却辊3的表面的合金5的层厚度成为0.1mm以上且0.5mm以下的范围内。由于冷却辊3的转动频率(rotational frequency)、向冷却辊3供给合金5的速度的最佳值会根据R-T-B合金的组成、冷却辊3的尺寸和温度等条件而变化，因此不能一概而定，然而，对于冷却轴3的转动频率，作为圆周速度(peripheralvelocity)优选在1.2m/秒以上且3.0m/秒以下的范围内。向冷却轴3供给合金5的速度，作为熔融金属和冷却轴3的每单位接触宽度(单位：cm)的量，优选为1.7kg/min/cm以上且3.0kg/min/cm以下的范围内。
本实施方式的铸造合金薄片可用作制造R-T-B系稀土类烧结磁铁的材料。接着，对使用了本实施方式的铸造合金薄片的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法进行说明。
R-T-B系稀土类烧结磁铁可以通过包含以下工序的方法制造，例如，将铸造合金薄片粉碎以制备合金微粉末的微粉末制备工序、对所得到合金微粉末一边施加磁场一边压缩成型的成型工序，烧结所得到的成型体的烧结工序。
在微粉末制备工序中，作为制备合金微粉末的方法，可以使用通过氢破碎法将铸造合金薄片破碎，然后通过粉碎机将得到的破碎物粉碎的方法。
作为通过氢破碎法破碎铸造合金薄片的方法，例如，可以举出以下所示的方法。首先，在室温下使氢吸附于铸造合金薄片后，用热处理炉在300℃左右的温度下在氢中进行热处理。接着，将热处理炉内部减压，除去进入铸造合金薄片的主相的晶格之间的氢。之后，在500℃左右的温度下进行热处理，除去与铸造合金薄片的晶界相中的稀土元素结合的氢。由于吸附了氢的铸造合金薄片的体积膨胀，因此通过从铸造合金薄片中除去氢，从而在铸造合金薄片内部容易产生许多裂纹(crack)，进而破碎。
作为粉碎被氢破碎的铸造合金薄片的破碎物的装置，使用喷射磨粉碎机等。具体而言，将铸造合金薄片的破碎物放入喷射磨粉碎机中，例如使用0.6MPa的高压氮进行粉碎从而得到微粉末。合金微粉末的平均粒径优选在1μm以上且4.5μm以下的范围内。合金微粉末的平均粒径越减小，R-T-B系稀土类烧结磁铁的矫顽力越提高。但是，如果合金微粉末的平均粒度过小，合金微粉末的表面容易被氧化，R-T-B系稀土类烧结磁铁的矫顽力反而有可能降低。
在成型工序中，作为将合金微粉末一边施加磁场一边压缩成型的装置，可以使用横向磁场中成型机。为了提高合金微粉末的成型性，可以预先向合金微粉末中添加润滑剂。作为润滑剂，可以使用硬脂酸锌等的脂肪酸金属盐。润滑剂的添加量优选在0.02质量％以上且0.03质量％以下的范围内。
在烧结工序中，优选在真空中进行成型体的烧成。烧结成型体的烧结温度优选在800℃以上且1200℃以下的范围内，更优选在900℃以上且1100℃以下的范围内。
烧结工序中得到的烧结体(R-T-B系稀土类烧结磁铁)优选在400℃以上且950℃以下的温度下进行热处理。通过进行热处理，晶界附近的组织被优化，由此可以得到矫顽力进一步提高的R-T-B系稀土类烧结磁铁。
R-T-B系稀土类烧结磁铁的热处理的次数可以是一次也可以是两次以上。
例如，在对R-T-B系稀土类烧结磁铁进行一次热处理的情况下，优选在450℃以上且550℃以下的温度下进行热处理。
此外，当对R-T-B系稀土类烧结磁铁进行2次热处理时，优选为在600℃以上且950℃以下的温度(第1热处理)、和450℃以上且550℃以下的温度(第2热处理)的2阶段的温度下进行热处理。当在2阶段的温度下进行热处理时，有进一步提高R-T-B系稀土类烧结磁铁的矫顽力的倾向。推测这是因为通过第1热处理，R富集相变成液相并围绕在主相的周围，通过第2热处理使晶界附近的组织被优化，容易生成过渡金属富集相。
具有上述构成的本实施方式的R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片的辊面上的R富集相的面积率在0.03％以上且5％以下的范围内，因此，在通过使用该铸造合金薄片制造的R-T-B系稀土类烧结磁铁中，R富集相均匀分散、致密，且不易发生局部的烧结不良或磁性降低。因此，使用本实施方式的R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片制造的R-T-B系稀土类烧结磁铁不仅维持优异的剩余磁化强度和矫顽力，矩形性也提高。
此外，在本实施方式的R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片中，在R富集相中的粗大R富集相的含有率为20个数％以下的情况下，在R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造时，容易形成均匀且适量的液相。因此，在使用该R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片制造的R-T-B系稀土类烧结磁铁中，有R富集相的分散状态易于变得更均匀，且矩形性进一步提高的倾向。另外，在本实施方式中，R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片的辊面中，R富集相的面积率在0.03％以上且5％以下的范围内，且R富集相中的粗大R富集相的含有率优选为20个数％以下，但不必满足两个条件，只要满足至少任意一个条件即可。
使用本实施方式的R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片制造的R-T-B系稀土类烧结磁铁的矩形性，通常在0.90以上且0.95以下的范围内。
此外，R-T-B系稀土类烧结磁铁的磁铁特性稳定，且产品之间的偏差变小。
实施例
实施例1～5及比较例1～2
以成为下文的表1所示的合金组成的方式称量Nd金属(纯度99质量％以上)、Pr金属(纯度99质量％以上)、Dy-Fe金属(Dy含量80质量％、Fe含量20质量％)、Tb金属(纯度99质量％以上)、硼铁合金(Fe含量80质量％、B含量20质量％)、铁(纯度99质量％以上)、Co金属(纯度99质量％以上)、Zr金属(纯度99质量％以上)、Cu金属(纯度99质量％)、Al金属(纯度99质量％以上)、Ga(纯度99质量％以上)，混合从而得到原料混合物。表1中的“TRE”是稀土元素的合计含量(质量％)，“bal.”是余量。
将得到的原料混合物装入氧化铝坩埚中，将该氧化铝坩埚放置在高频真空感应炉中，用Ar置换炉内。之后，将高频真空感应炉的内部加热至1450℃，使原料混合物熔融从而得到熔融合金。使用图1所示的铸造装置，通过SC法对所得到的熔融合金进行铸造，从而制作出铸造合金薄片。使用水冷铜辊作为铸造装置的冷却辊。铸造在Ar气氛中进行。将冷却辊的辊圆周速度以及对冷却辊的熔融金属的供给速度(熔融金属与冷却辊之间的每单位接触宽度的供给速度)调节为下述的表2所示的值。
接着，通过以下所示的氢破碎法将铸造合金薄片进行破碎。首先，将铸造合金薄片插入室温下的氢中以吸附氢。接着，使用热处理炉在300℃的氢中对吸附有氢的铸造合金薄片进行热处理。接着，将热处理炉内进行减压以除去铸造合金薄片的主相的晶格之间的氢。进而，在500℃的温度下进行热处理，从而除去铸造合金薄片的晶界相中的氢，然后通过冷却至室温进行破碎。
接着，通过喷射磨粉碎机(Hosokawa Micron Corporation制造，100AFG)，使用0.6MPa的高压氮，将氢破碎的铸造合金薄片的破碎物进行微粉碎至平均粒径(d50)为4.0μm，并得到R-T-B系合金微粉末。
接着，将0.02质量％～0.03质量％的硬脂酸锌作为润滑剂添加至所得到的R-T-B系合金微粉末中，使用横向磁场中成型机，以0.8t/cm2压制成型得到成型体。
之后，将成型体放在碳制托盘上，配置在热处理炉中，将压力降低至0.01Pa。然后，以除去有机物为目的在500℃下进行热处理，以分解氢化物为目的在800℃下进行热处理。之后，以烧结为目的在
Figure BDA0002755460740000121
Figure BDA0002755460740000122
下进行热处理得到烧结体，在900℃下进行1小时的第1热处理并在500℃下进行1小时的第2热处理，从而得到R-T-B系稀土类烧结磁铁。
[评价]
对实施例
Figure BDA0002755460740000123
以及比较例1～2中得到的铸造合金薄片以及R-T-B系稀土类烧结磁铁进行以下的评价。
(1)铸造合金薄片的组成
通过X射线荧光分析装置(XRF)测定了铸造合金薄片中金属元素(Nd、Pr、Dy、Tb、Co、Zr、Cu、Al、Ga)的含量。此外，通过高频感应耦合质量分析装置(ICP-MS)测定了B的含量。进而，通过气体分析装置测定了C、O、N的含量。其结果示于下文的表1。
(2)铸造合金薄片的平均厚度
使用激光式厚度测定装置测定了1000个铸造合金薄片的厚度。接着，将该平均值作为铸造合金薄片的平均厚度。将其结果示于下文的表2。
(3)铸造合金薄片截面中的R富集相的间隔
将铸造合金薄片埋入导电性树脂中，将铸造合金薄片的截面(垂直于辊面的面)削开并进行镜面研磨。接着，使用SEM(扫描电子显微镜)以350倍的倍率观察经过镜面研磨的铸造合金薄片的截面，得到背散射电子像。将得到的截面的背散射电子像中看起来呈白色的部分设为R富集相。另外，通过EPMA(电子探针显微分析仪)的组成测绘分析，确认了看起来呈白色的部分为R富集相。
接着，在背散射电子像上以与铸造合金薄片的辊面平行的10μm的间隔绘制直线，测定横跨该直线的R富集相的间隔，计算其平均值。将其结果示于下文的表2。
(4)铸造合金薄片辊面的R富集相的面积率·个数
用SEM(扫描电子显微镜)以50倍的倍率观察铸造合金薄片的辊面，得到背散射电子像(视野：2.3mm×1.7mm)。将得到的辊面的背散射电子像中看起来呈白色的部分设为R富集相，用图像分析软件将R富集相的短轴长作为外接于R富集相的矩形的短边的长度进行测定，提取短轴长为1μm以上的R富集相。另外，通过EPMA(电子探针显微分析仪)的组成测绘分析，确认了看起来呈白色的部分为R富集相。
接着，测定提取的R富集相的面积，得到每1个视野的R富集相的面积。此外，测定提取的R富集相的个数以得到每1个视野的R富集相的个数。然后，根据下式算出R富集相的面积率。另外，测定了5个铸造合金薄片的R富集相的面积率，将其平均值示于表2。
R富集相的面积率(％)＝(每1个视野的R富集相的面积/视野面积)×100
(5)R富集相中的粗大R富集相的含有率
从上述(4)中得到的辊面的背散射电子像中，用图像分析软件提取短轴长为20μm以上的R富集相。测定提取的粗大R富集相的个数以得到每1个视野的粗大R富集相的个数。然后，用在上述(4)中得到的每1个视野的R富集相的个数，根据下文的公式算出粗大R富集相的含有率。另外，测定了5个铸造合金薄片的粗大R富集相的含有率，将其平均值示于表2。
粗大R富集相的含有率(％)＝(每1个视野的粗大R富集相的个数/每1个视野的R富集相的个数)×100
(6)R-T-B系稀土类烧结磁铁的Br、iHc、矩形性
用脉冲BH曲线示踪仪(东英工业TPM2-10)测定了R-T-B系稀土类烧结磁铁的Br(剩余磁化强度)、iHc(矫顽力)、矩形性。
[表1]
Figure BDA0002755460740000141
[表2]
Figure BDA0002755460740000151
将实施例1与比较例1以及实施例2与比较例2进行比较，如表1所示，合金组成是相同的，但是如表2所示，关于辊面上的R富集相的面积率以及粗大R富集相含有率，在实施例1、2中制造的铸造合金薄片中的低于在比较例1、2中制造的铸造合金薄片。此外，图2示出了在实施例1中制造的铸造合金薄片的辊面的背散射电子像，图3示出了在比较例1中制造的铸造合金薄片的辊面的背散射电子像。
将图2与图3进行比较，经确认，在实施例1中制造的铸造合金薄片的辊面上生成的R富集相(看起来呈白色的部位)与在比较例1中制造的铸造合金薄片的辊面上生成的R富集相相比，既细又短。由此，可以认为在实施例1中制造的铸造合金薄片的R富集相的面积率之所以变低，是因为辊面上生成的R富集相变小。
此外，用实施例1～5的铸造合金薄片制造的R-T-B系稀土类烧结磁铁与用比较例1、2的铸造合金薄片制造的R-T-B系稀土类烧结磁铁相比，矩形性变高。这被认为是在实施例1、2中，R富集相分散均匀、致密、且没有发生局部的矫顽力降低所致。

Claims (2)

1.一种R-T-B系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片，其特征在于，
包含：
稀土元素R；
Fe、或Fe与不包括Fe和Cu的过渡金属的混合物T；
一种以上的选自Al、Ga、Cu的金属M；和
B，
其中，R含量在28质量％以上且33质量％以下的范围内，
B含量在0.8质量％以上且1.1质量％以下的范围内，
M含量在0.1质量％以上且2.7质量％以下的范围内，
余量由T和不可避免的杂质构成，所述铸造合金薄片的一个表面为辊面，所述辊面上的R富集相的面积率在0.03％以上且5％以下的范围内。
2.一种R-T-B系稀土烧结磁铁用铸造合金薄片，其特征在于，
包含：
稀土元素R；
Fe、或Fe和不包括Fe和Cu的过渡金属的混合物T；
一种以上的选自Al、Ga、Cu的金属M；和
B，
其中，R含量在28质量％以上且33质量％以下的范围内，
B含量在0.8质量％以上且1.1质量％以下的范围内，
M含量在0.1质量％以上且2.7质量％以下的范围内，
余量由T和不可避免的杂质构成，
所述铸造合金薄片的一个表面为辊面，在所述辊面上的R富集相中，短轴的长度为20μm以上的R富集相被设为粗大R富集相时，所述R富集相中的所述粗大R富集相的含有率为20个数％以下。
CN201980029676.4A 2018-05-17 2019-05-07 R-t-b系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片 Pending CN112074621A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018095547A JP7167484B2 (ja) 2018-05-17 2018-05-17 Ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石用鋳造合金薄片
JP2018-095547 2018-05-17
PCT/JP2019/018238 WO2019220950A1 (ja) 2018-05-17 2019-05-07 Ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石用鋳造合金薄片

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN112074621A true CN112074621A (zh) 2020-12-11

Family

ID=68539763

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201980029676.4A Pending CN112074621A (zh) 2018-05-17 2019-05-07 R-t-b系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片

Country Status (4)

Country Link
US (1) US20210241949A1 (zh)
JP (1) JP7167484B2 (zh)
CN (1) CN112074621A (zh)
WO (1) WO2019220950A1 (zh)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113593799B (zh) * 2020-04-30 2023-06-13 烟台正海磁性材料股份有限公司 一种细晶、高矫顽力烧结钕铁硼磁体及其制备方法
US20210366635A1 (en) * 2020-05-19 2021-11-25 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth sintered magnet and making method

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009122709A1 (ja) * 2008-03-31 2009-10-08 日立金属株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石およびその製造方法
WO2011004894A1 (ja) * 2009-07-10 2011-01-13 インターメタリックス株式会社 NdFeB焼結磁石及びその製造方法
CN103890867A (zh) * 2011-10-13 2014-06-25 Tdk株式会社 R-t-b系烧结磁体及其制造方法、以及旋转电机
JP2015008230A (ja) * 2013-06-25 2015-01-15 住友電気工業株式会社 希土類磁石用材料、積層磁石、ボンド磁石、圧縮磁石、焼結磁石、希土類磁石用材料の製造方法、ボンド磁石の製造方法、及び圧縮磁石の製造方法
CN105121682A (zh) * 2013-03-29 2015-12-02 中央电气工业株式会社 R-t-b系磁体用原料合金及其制造方法
CN110021466A (zh) * 2017-12-28 2019-07-16 厦门钨业股份有限公司 一种R-Fe-B-Cu-Al系烧结磁铁及其制备方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3296507B2 (ja) * 1993-02-02 2002-07-02 日立金属株式会社 希土類永久磁石
JP4689652B2 (ja) 2002-11-22 2011-05-25 昭和電工株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系磁石合金の金属組織評価方法
JP5691989B2 (ja) 2011-10-11 2015-04-01 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石前駆体の焼結体を形成する磁性粉体の製造方法
JP2016069701A (ja) 2014-09-30 2016-05-09 国立研究開発法人産業技術総合研究所 希土類磁石用原料合金の製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009122709A1 (ja) * 2008-03-31 2009-10-08 日立金属株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石およびその製造方法
WO2011004894A1 (ja) * 2009-07-10 2011-01-13 インターメタリックス株式会社 NdFeB焼結磁石及びその製造方法
CN103890867A (zh) * 2011-10-13 2014-06-25 Tdk株式会社 R-t-b系烧结磁体及其制造方法、以及旋转电机
CN105121682A (zh) * 2013-03-29 2015-12-02 中央电气工业株式会社 R-t-b系磁体用原料合金及其制造方法
JP2015008230A (ja) * 2013-06-25 2015-01-15 住友電気工業株式会社 希土類磁石用材料、積層磁石、ボンド磁石、圧縮磁石、焼結磁石、希土類磁石用材料の製造方法、ボンド磁石の製造方法、及び圧縮磁石の製造方法
CN110021466A (zh) * 2017-12-28 2019-07-16 厦门钨业股份有限公司 一种R-Fe-B-Cu-Al系烧结磁铁及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20210241949A1 (en) 2021-08-05
JP2019199644A (ja) 2019-11-21
WO2019220950A1 (ja) 2019-11-21
JP7167484B2 (ja) 2022-11-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US11024448B2 (en) Alloy for R-T-B-based rare earth sintered magnet, process of producing alloy for R-T-B-based rare earth sintered magnet, alloy material for R-T-B-based rare earth sintered magnet, R-T-B-based rare earth sintered magnet, process of producing R-T-B-based rare earth sintered magnet, and motor
EP2388350B1 (en) Method for producing r-t-b sintered magnet
CN108417334B (zh) R-t-b系烧结磁铁
EP2226137A1 (en) R-t-b alloy, process for production of r-t-b alloy, fine powder for r-t-b rare earth permanent magnets, and r-t-b rare earth permanent magnets
US20130068992A1 (en) Method for producing rare earth permanent magnets, and rare earth permanent magnets
EP2128290A1 (en) R-t-b base alloy, process for production thereof, fine powder for r-t-b base rare earth permanent magnet, and r-t-b base rare earth permanent magnet
US9520216B2 (en) R-T-B based sintered magnet
JP2000223306A (ja) 角形比を向上したｒ―ｔ―ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
WO2010113371A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石用合金材料、ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石の製造方法およびモーター
CN113593882B (zh) 2-17型钐钴永磁材料及其制备方法和应用
JP5757394B2 (ja) 希土類永久磁石の製造方法
US7846273B2 (en) R-T-B type alloy, production method of R-T-B type alloy flake, fine powder for R-T-B type rare earth permanent magnet, and R-T-B type rare earth permanent magnet
JP2016017203A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法及びｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石の製造方法
JP4951703B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石用合金材料、ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石の製造方法およびモーター
CN106847454B (zh) R-t-b系稀土烧结磁铁用合金及其制造方法和r-t-b系稀土烧结磁铁的制造方法
WO2014148146A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石
CN112074621A (zh) R-t-b系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片
JP5743458B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石用合金材料、ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石の製造方法およびモーター
JP2003188006A (ja) 希土類磁石用合金薄片、その製造方法、希土類焼結磁石用合金粉末、希土類焼結磁石、ボンド磁石用合金粉末およびボンド磁石
JP2012142400A (ja) 耐食性Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の製造方法
CN113517104A (zh) 主辅相合金钐钴磁体材料、烧结体用材料、其制备方法和应用
JP2020155633A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
WO2009125671A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系合金及びｒ－ｔ－ｂ系合金の製造方法、ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石用微粉、ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石、ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石の製造方法
JP2014225645A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP6773150B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金、ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石

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