实施发明的最佳方式
在图1和图2中示出本发明的代表性的组织的SEM衍射电子显微镜照片。在图1和图2中呈现灰色的相是为基体的R2T14B相,呈现浅黑色的细线状的相是片状αFe相。并且在图2中多数的浅黑色点是形成树枝状的R2T17相,多数的深黑点是树枝状αFe相。处于树枝状R2T17相和树枝状αFe相附近的多数的白点是因为组成平衡被破坏而形成的富R相。
构成一般使用的公知组织的R-T-B烧结磁铁制造用原料合金的主相是作为基体的R2T14B相、片状富R相和富B相。除此之外也往往形成树枝状αFe相。在形成该相时,组成平衡被破坏,在该相的附近形成富R相。在图3中示出公知组织的SEM衍射电子显微镜照片。在图3中呈现灰色的相是作为基体的R2T14B相,呈现白色线状的相是片状富R相。另外,多数的深黑点是树枝状αFe相。处于树枝状αFe相附近的多数的白点是因为组成平衡被破坏而形成的富R相。
富R相的熔点是约660℃,在从铸造凝固后至660℃的冷却速度慢的情况下或在660℃以上进行热处理时,片状富R相在途中被切断,而趋于圆状。在本说明书中,形状像这样发生变化的富R相也看作片状。
从图1和图2与图3的比较中可以断定,本发明的主相系合金的组织和一般使用的公知组织的R-T-B烧结磁铁制造用原料合金的组织有明显的不同。
在本发明的主相系合金中,R成分是R2T14B相的R成分以下,像在公知的组织中看到那样的片状富R相由于R成分的不足,实质上不存在,对R成分相对剩余的Fe成分作为片状相形成。其形成量,在形成区域即R2T14B相基体的第1区域内弥散形成的片状αFe相和该第1区域的基体的合计是5体积%以上。
另一方面,关于对烧结磁铁的生产率和磁性有害的树枝状αFe相,其形成区域(即,在R2T14B相基体的第1区域内弥散形成的树枝状αFe相和基体的第1区域的合计)是10体积%以下,更好是5体积%以下,最好是0体积%。如果树枝状αFe相形成的区域超过10体积%,原料合金的粉碎性就显著地降低,在成为粉碎时的组成变动的原因的同时,引起磁性降低或波动的增加。
片状αFe相形成的区域或树枝状αFe相形成的区域的测定方法,体积%和面积%可以作为是等同的,因此例如有利用SEM衍射电子图像将合金的断面组织摄成照片,使用图像处理装置求出的方法。也就是,因为组织的状态取决于观察的部位可以不同,所以将断面的任意部位选择10个以上,利用SEM衍射电子图像摄成照片,求出观察的断面面积的合计和片状αFe相形成的区域或者树枝状αFe相形成的区域的合计面积,可以求出两者的比。
本发明的主相系合金的构成相中R2T17相在烧结磁铁的制造过程中不引起粉碎效率降低等问题。另外,该相磁性上是软相,如果存在于烧结磁铁中就降低矫顽力和矩形性。但是,如果将适宜组成的晶界相合金和该主相系合金的混合粒烧结,在烧结时就消失,因此是没有问题的。
接着,说明本发明的主相系合金的制造方法。在以通常的金属模铸造法制造成的合金中,在其大部分的区域形成有害的树枝状αFe相。为了抑制这样的树枝状αFe相的形成,必须以比以往的金属模铸造法快的冷却速度进行凝固,例如带材铸造法是合适的。这种方法能够铸造平均厚度约0.1~0.5mm的薄板,因此凝固以比以往的金属模铸造法快的冷却速度进行。在带材铸造法中有单辊法和双辊法,可以选择任一种方法,但装置简单、运转条件的控制也容易的单辊法是合适的。进而,为了使辊上的凝固速度快,可以使辊的周围处于导热率大的He气氛中。本发明的主相系合金的制造方法并不限于带材铸造法,可以适当选择形成本发明的组织的制造方法。
用于形成本发明的主相系合金的组织的组成,R实质上由Nd、Pr、Dy组成,其含量的合计是10~11.8原子%,其中含有1~6原子%的Dy,B的含量是5.88~8.00原子%,其余由T组成。
在R多于11.8原子%时,形成容易氧化的片状富R相。而在R少于10原子%时,即使利用像带材铸造法那样铸造后的冷却速度快的方法进行铸造,也多量地形成树枝状αFe相,不能将其形成区域抑制在10体积%以下。因此R的含量限定在10~11.8原子%。
Dy难以形成树枝状αFe相,因此在本发明中含有Dy是重要的。如果使Dy含量达到1原子%以上,就能够使形成树枝状αFe相的区域达到10体积%以下。而如果Dy含量多,就越发难以形成树枝状αFe相,但Dy是高价的,并且因为降低烧结磁铁的磁化,从现实的观点看,规定在6原子%以下。由于以上的理由,将Dy的含量规定在1~6原子%。Dy具有各向异性大的磁场,在含有Dy的烧结磁铁中矫顽力变高。因此,按照本发明的烧结磁铁适用于升至高温、并且由于暴露在去磁场中需要高矫顽力的马达。
关于B,如果少于5.88原子%,就大量地形成树枝状αFe相,使其形成区域不能在10体积%以下。另外,作为晶界相合金在使用不含B的R-T系合金时,不论使晶界相合金和主相系合金的配合比怎样,在配合组成中B都是不足的,在烧结后存在磁性上软的R2Fe17相,矫顽力和矩形性降低。另一方面,B的含量越多,越难以形成树枝状αFe相。但是,如果B的含量超过8.00原子%,以烧结后是非磁性的富B相几乎是0的配合比,形成R量相当多的烧结磁铁,剩余磁通密度降低。另外,为了提高同磁畴磁通密度,以烧结后的R含量成为稍少一些的配合比,在烧结后残留多量的富B相,剩余磁通密度仍然降低。因此主相系合金的B限定在5.88~8.00原子%。
关于本发明的晶界相合金的组成,R必须含有15原子%以上。如果晶界相合金的R少于15原子%,容易形成αFe相。另外,在和B含量多的主相系合金混合时,在烧结磁铁的组成中可以避免B不足,混合后的R成分变少。为此为了确保良好的磁性的容许氧浓度变得过低,因此在现实上不能制造良好磁性的烧结磁铁。因而在晶界相合金中R必须含有15原子%以上。
作为晶界相合金,可以混合R-T系合金和R-T-B系合金中的1种或者2种而使用。
本发明的晶界相合金可以利用通常的金属模铸造法、离心铸造法(例如,特开平8-296005)、带材铸造法制造。关于利用哪种方法进行制造,可以根据包括氢脆粉碎等粉碎中的效率性或有关制造的经济性进行适宜地选择。
像以上那样制得的主相系合金和晶界相合金混合后,进行烧结形成磁铁。此时的配合比,主相系合金是60重量%以上,晶界相合金是40重量%以下。在各自的配合主相系合金不到60重量%、晶界相合金超过40重量%时,烧结磁铁含有的R变多,因而剩余磁通密度降低。因此,必须使主相系合金以60重量%以上、晶界相合金以40重量%以下进行配合。
Co有改善耐蚀性的效果,因此在R成分多而容易氧化的晶界相合金中最好含有1原子%以上的Co。通过含有1原子%以上的Co,形成化学稳定的R3(Fe-Co),因此能够抑制烧结磁铁制造时的氧化。并且在和主相系合金混合而制成的烧结磁铁中,也通过含有Co,来改善矫顽力温度特性和耐蚀性。但是,在Co含量不到1原子%时,这些效果小。
主相系合金和晶界相合金,经过氢脆粉碎、在N2气或Ar气等惰性气体中利用布朗式(Brown)磨碎机粉碎至约0.5mm以下的中粉碎、在N2气或Ar气等惰性气体中利用喷射式磨碎机及在有机溶剂中利用球磨机或立式球磨机等的微粉碎,在利用费歇尔(Fisher)型微筛分器(FSSS)测定中微粉碎至2~5μm。当进行氢脆粉碎时,可以带材的原样的形状实施,但希望粗粉碎至10mm以下,使金属表面露出后实施。
在这种粉碎过程中,不实施氢脆粉碎,进行粗粉碎后,可以直接进行中粉碎。另外,如果选定适宜的氢脆粉碎条件,就可以不实施中粉碎,直接进行微粉碎。
关于主相系合金和晶界相合金的混合,可以在粗粉碎、氢脆粉碎、中粉碎、微粉碎等哪种粉碎过程中实施都可以。即,在本发明中,在至磁场成形过程中重要的是均匀地混合这些合金,对粉碎方法的选定或混合方法的选定不加以限制。均匀混合希望在惰性气体中使用V型调匀机进行实施。另外,为了提高磁场成形中的取向度,希望在混合粉中添加0.01~1重量%的硬脂酸锌等润滑剂。
再者,在主相系合金的氢脆粉碎过程中,吸氢处理最好在氢气氛中在100℃以上的温度实施。从经济性或安全性的观点出发,此时的氢气氛中的氢气压最好是200托~10Kgf/cm2。脱氢处理过程,使在吸氢过程中发热的合金充分冷却后,在常温于真空中进行1次脱氢处理,最好再在Ar气中或者真空中在400℃~750℃保持30分钟以上进行2次脱氢处理。通过进行这种脱氢处理过程,提高接着的过程以后的耐氧化性。从作业效率的观点出发,也可以省略1次脱氢处理。
均匀混合的微粉,在大气或者惰性气体中使用磁场成形机成形后,在真空中或者Ar气等惰性气体氛围中、在1000~1100℃进行烧结。在实施氢脆粉碎的情况下,为了充分地烧结,在烧结前必须安全地除去成形体中的氢,为此必须在真空中、在700~900℃保持1小时以上。另外在烧结后如果进行时效处理,就提高矫顽力。优选的时效处理条件是在真空中或者Ar气等惰性气氛中、在500~700℃保持1小时以上,然后进行急冷。
在本发明中得到的烧结磁铁,即使将氧浓度控制到低水平,也不发生异常晶粒长大。虽然其原因还不清楚,但可认为至1040℃附近在主相系合金中多量存在的富B相抑制晶粒的长大。在主相系合金中存在多量的富B相也是发明的特征。
关于本发明中的组成加以补充说明。
本发明的主相系合金的T成分必须是Fe,为了改善烧结磁铁的耐蚀性或温度特性,一部分可以用Co、Ni的1种或2种取代。但是,取代量的合计,在混合烧结后的组成中必须不超过T成分的50重量%。如果超过50重量%,就得不到高矫顽力,同时矩形性也降低。
本发明的主相系合金的B成分,一部分也可以用C、N的1种或2种取代。但是,取代量的合计,在混合烧结后的组成中必须不超过B+C+N成分的30重量%。如果超过30重量%,就得不到高矫顽力,同时矩形性也降低。
进而,为了改善矫顽力的时效温度依存性,在主相系合金和晶界相合金中可以添加Cu。并且为了提高矫顽力,在主相系合金和晶界相合金中可以添加Al、Ti、V、Cr、Mn、Nb、Ta、Mo、W、Ca、Sn、Zr、Hf中的1种或者添加其数种组合。但是,为了不降低烧结磁铁的剩余磁通密度,包括Cu的这些成分的合计添加量在混合烧结后的组成中必须不超过5重量%。
在本发明的主相系合金和晶界相合金中,可以允许存在Y、La、Ce、Sm、C、O、N、Si、Ca等工业生产上不可避免的杂质。
如以上所说明,按照本发明,能够提供作为用于制造允许氧浓度例如是3000ppm以下的高性能烧结磁铁的原料合金最合适的合金,而且能够制造在烧结时晶粒难以异常长大的高性能烧结磁铁。
实施例和比较例
以下,根据实施例更详细地说明本发明。实施例1
将表1记载的组成的主相系合金熔化后,利用带材铸造法进行铸造(铸造温度1450℃)。在带材铸造法中使用的铜制辊的直径是40cm,铜制辊的圆周速度设定在0.98m/s。所得到的合金是薄片状,其平均厚度是0.35mm。
按照该合金断面的SEM(扫描电子显微镜)衍射电子照片如图1。从利用EDX(能量分散型X型分析装置)的各相的定量分析和XRD(粉末X射线衍射法)可知,在照片中呈现灰色的基体相是R2Fe14B相,呈现黑线的片状相是αFe相。没有看到片状富R相和树枝状αFe相。在XRD中看到富B相,但在反射电子图像中没有看到。因为在反射电子图像中富B相的颜色和R2Fe14B相的颜色十分接近,所以不能将两者区分。
利用图像处理装置解析该合金薄片的任意10个断面的衍射电子照片图像,求出形成片状αFe相的区域,是95体积%。剩余的5体积%中仅观察到R2Fe14B相。实施例2
以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造表1记载的组成的主相系合金,得到平均厚度是0.30mm的薄片状合金。按照该合金断面的SEM衍射电子照片如图2。从利用EDX的各相定量分析和XRD可知,在照片中呈现灰色的基体相是R2Fe14B相,呈现黑线的相是片状αFe相,多数的黑色点状相是树枝状R2Fe17相,呈现深黑色的相是树枝状αFe相。并且,在树枝状R2Fe17相的周围部分和树枝状αFe相的周围部分出现的白点状的相是富R相。使用和实施例1相同的方法进行该合金的片状αFe相的形成区域%和树枝状αFe相的形成区域的定量。结果示于表1中。实施例3
以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造表1记载的组成的主相系合金,得到平均厚度是0.32mm的薄片状合金。
利用SEM的衍射电子图像、EDX和XRD进行确定而看到的主相是作为基体相的R2Fe14B相,片状αFe相、树枝状R2Fe17相、树枝状αFe相。并且,在树枝状R2Fe17相和树枝状αFe相的周围,富R相形成许多的点状。只有用XRD可以确认形成富B相,而用其他的方法不能确认形成富B相。
该合金的片状αFe相的形成区域和树枝状αFe相的形成区域以和实施例1相同的方法进行定量。结果示于表1中。实施例4
以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造表1记载的组成的主相系合金。该合金的组成是实施例1的合金的Fe成分的一部分用Co取代的组成。得到的合金是薄片状,其平均厚度是0.33mm。
利用SEM衍射电子图像、EDX和XRD对该合金的断面鉴定形成的相。其结果,形成的相是作为基体相的R2(Fe·Co)14B相和片状αFe相。关于富B相,只有利用XRD可确认富B相形成,而用其他的方法不能确认形成富B相。
该合金的片状αFe相的形成区域和树枝状αFe相的形成区域以和实施例1相同的方法进行定量。结果示于表1中。比较例1
以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造如表1记载所示那样比形成R2Fe14B相的R量多的主相系合金,得到平均厚度是0.30mm的薄片状合金。以和实施例1~3相同的方法调查该合金的形成相,形成多量的片状富R相,少量的树枝状αFe相和富B相。在该树枝状αFe相的周围富R相形成许多的点状。没有看到片状αFe相。关于富B相,只有利用XRD可确认富B相形成,而用其他的方法不能确认形成富B相。
该合金的片状αFe相的形成区域和树枝状αFe相的形成区域以和实施例1相同的方法进行定量。结果示于表1中。比较例2
以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造如表1所示的没有Dy的组成的主相系合金,所得到的薄片状合金的平均厚度是0.29mm。
以和实施例1~3相同的方法调查该合金的形成相,是作为基体相的R2Fe14B相,片状αFe相,树枝状αFe相和富B相。并且,在树枝状αFe相的周围富R相形成许多的点状。关于富B相,利用XRD确认富B相形成,而用其他的方法未确认形成富B相。
该合金的片状αFe相的形成区域和树枝状αFe相的形成区域以和实施例1相同的方法进行定量。结果示于表1中。比较例3
以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造如表1所示的没有Dy的主相系合金,得到平均厚度是0.33mm的薄片状合金。
以和实施例1~3相同的方法调查该合金的形成相,是作为基体相的R2Fe14B相,片状αFe相,树枝状αFe相。并且,在树枝状αFe相的周围富R相形成许多的点状。
该合金的片状αFe相的形成区域和树枝状αFe相的形成区域以和实施例1相同的方法进行定量。结果示于表1中。比较例4
以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造如表1所示的含有多量的Dy的主相系合金,得到平均厚度是0.31mm的薄片状合金。
以和实施例1~3相同的方法调查该合金的形成相,是作为基体相的R2Fe14B相,片状αFe相,树枝状R2Fe17相,树枝状αFe相。并且,在树枝状R2Fe17相和树枝状αFe相的周围富R相形成许多的点状。关于富B相,利用XRD确认富B相形成,而用其他的方法未确认形成富B相。
该合金的片状αFe相的形成区域和树枝状αFe相的形成区域以和实施例1相同的方法进行定量。结果示于表1中。比较例5
以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造如表1所示的B量多的主相系合金,得到平均厚度是0.32mm的薄片状合金。
以和实施例1~3相同的方法调查该合金的形成相,是作为基体相的R2Fe14B相,片状αFe相,树枝状R2Fe17相,树枝状αFe相。并且,在树枝状R2Fe17相和树枝状αFe相的周围富R相形成许多的点状。关于富B相,利用XRD确认比实施例1~3形成大量的富B相。
该合金的片状αFe相的形成区域和树枝状αFe相的形成区域以和实施例1相同的方法进行定量。结果示于表1中。
表1 主相系合金的组成、厚度和组织
| Nd+Pr+Dy原子% | Nd原子% | Pr原子% | Dy原子% | B原子% | Co原子% | Fe原子% |
合金的厚度mm |
片状αFe的形成区域体积% |
树枝状αFe的形成区域体积% |
形成的相(○符号:已确认的相 | |
R2T14B相 |
片状αFe |
树枝状αFe |
树枝状R2T14B相 |
点状富R相 |
富B相 |
片状富B相 |
实施例1 |
11.67 |
8.63 |
0.01 |
3.03 |
7.05 |
0 |
81.28 |
0.35 |
95 |
0 |
○ |
○ | | | |
○ | |
实施例2 |
11.76 |
9.04 |
0.01 |
2.71 |
5.93 |
0 |
82.31 |
0.30 |
72 |
2 |
○ |
○ |
○ |
○ |
○ | | |
实施例3 |
10.42 |
8.24 |
0.01 |
2.17 |
7.90 |
0 |
81.68 |
0.32 |
14 |
9 |
○ |
○ |
○ |
○ |
○ |
○ | |
实施例4 |
11.67 |
8.64 |
0.01 |
3.02 |
7.05 |
0.54 |
80.74 |
0.33 |
94 |
0 |
○ |
○ | | | |
○ | |
比较例1 |
12.44 |
12.43 |
0.01 |
0 |
7.07 |
0 |
80.49 |
0.30 |
0 |
1 |
○ | |
○ | |
○ |
○ |
○ |
比较例2 |
11.69 |
11.67 |
0.02 |
0 |
7.00 |
0 |
81.31 |
0.29 |
71 |
22 |
○ |
○ |
○ | |
○ |
○ | |
比较例3 |
9.92 |
9.90 |
0.01 |
0 |
5.03 |
0 |
85.05 |
0.33 |
8 |
88 |
○ |
○ |
○ | |
○ | | |
比较例4 |
11.77 |
5.32 |
0.01 |
6.44 |
7.13 |
0 |
81.10 |
0.31 |
3 |
0 |
○ |
○ |
○ |
○ |
○ |
○ | |
比较例5 |
11.58 |
8.59 |
0.01 |
2.98 |
9.00 |
0 |
79.42 |
0.32 |
98 |
0 |
○ |
○ |
○ |
○ |
○ |
○ | |
实施例5
使用铜制铸型铸造表2记载的晶界相合金“R合金1”,其厚度是5mm,利用颚式粉碎机粉碎至5mm以下。利用SEM衍射电子图像和EDX观察合金的断面,没有看到αFe相。
然后,以重量比为83∶17的配合粉碎至5mm以下的实施例1的主相系合金和R合金1,以使在烧结磁铁化后的组成中几乎没有富B相。于N2气中在V型调匀器内将该配合物均匀混合后,进行氢脆粉碎。脱氢处理条件是在真空中在500℃保持1小时。
在N2气中使用布朗式磨碎机将得到的混合粉粉碎至0.5mm以下。在该混合粉中均匀地配合0.05重量%的硬脂酸锌后,在N2气中使用喷射式磨碎机进行粉碎。得到的混合微粉的平均粒度是3.4μm(FSSS)。
该混合微粉在磁场中进行成形。
将该压粉成形体放入真空炉中,在800℃保持1小时,完全除去压粉成形体中的氢后,在1060℃保持3小时进行烧结。此后,在真空中560℃保持1小时进行时效,接着急冷。在表4中记载所得到的烧结体的磁性。
另外,用偏光显微镜观察烧结体的断面,晶粒的大小是10~15μm,没有看到异常长大的晶粒。实施例6
以和实施例5相同的方法制造表2记载的晶界相合金“R合金2”,利用颚式磨碎机粉碎至5mm以下。利用SEM衍射电子图像和EDX观察合金的断面,没有看到αFe相。
以和实施例5相同的方法调制成实施例1的主相系合金和R合金2的混合微粉。混合比按重量比是83∶17,以使在烧结磁铁化后的组成中Nd、Pt、Dy的合计组成和实施例5几乎相同,并且几乎没有富B相。得到的混合微粉的平均粒度是33μm(FSSS)。此后,以和实施例5相同的方法在磁场中成形,进行烧结和时效,制成烧结磁铁。但烧结温度是1060和1100℃。
所得到的烧结体的磁性记载于表4中。另外,用偏振光显微镜观察烧结体的断面,在1060℃烧结的烧结磁铁的晶粒大小是10~15μm,在1100℃烧结的烧结磁铁的晶粒大小是15~20μm。哪种烧结磁铁都没有看到异常长大的晶粒。实施例7
使用实施例4的主相系合金和R合金2,以和实施例5相同的方法调制成混合微粉。。混合比按重量比是83∶17,以使在烧结磁铁化后的组成中Nd、Pr、Dy的合计组成和实施例6几乎相同,并且几乎没有富B相。得到的混合微粉的平均粒度是3.4μm(FSSS)。使用该混合微粉,以和实施例5相同的方法在磁场中成形,进行烧结和时效,制成烧结磁铁。但烧结温度是1060和1100℃,各自的保持时间是3小时。
所得到的烧结体的磁性记载于表4中。
另外,用偏振光显微镜观察烧结体的断面,在1060℃烧结的烧结磁铁的晶粒大小是10~15μm,在1100℃烧结的烧结磁铁的晶粒大小是15~20μm。都没有看到异常长大的晶粒。实施例8
以和实施例5相同的方法制造表2记载的晶界相合金“R合金3”,使用颚式磨碎机粉碎至5mm以下。利用SEM衍射电子图像和EDX观察该合金的断面,没有看到αFe相。
使用实施例1的主相系合金、R合金2和R合金3,以和实施例5相同的方法调制成混合微粉。混合比按重量比是80∶15∶5,以使在烧结磁铁化后的组成中几乎没有富B相。所得到的混合微粉的平均粒度是3.4μm(FSSS)。
使用该混合微粉,以和实施例5相同的方法在磁场中成形,进行烧结和时效,制成烧结磁铁。但烧结温度是1060和1100℃,各自的保持时间是3小时。
另外,用偏振光显微镜观察烧结体的断面,在1060℃烧结的烧结磁铁的晶粒大小是10~15μm,在1100℃烧结的烧结磁铁的晶粒大小是15~20μm。都没有看到异常长大的晶粒。比较例6
如表3所记载,使成为和实施例6的混合粉相同的组成的配合原料,以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法(一合金法)得到平均厚度0.35mm的薄片状合金。
利用SEM衍射电子图像观察该合金的断面。其结果,除了形成是基体相的R2Fe14B相之外,形成许多的片状富R相。没有看到树枝状αFe相。
使用和实施例5相同的方法将该合金制成微粉。但在氢脆粉碎中的吸氢过程只在常温实施。所得到的混合微粉的平均粒度是3.4μm(FSSS)。使用该微粉,以和实施例5相同的方法在磁场中成形,进行烧结和时效,制成烧结磁铁。但烧结温度是1060和1100℃,各自的保持时间是3小时。
所得到的烧结体的磁性记载于表4中。1100℃烧结磁铁的磁性比1060℃烧结磁铁的磁性降低。并且,在1100℃烧结磁铁的去磁曲线中有瓶颈,矩形性也差。
另外,用偏振光显微镜观察烧结体的断面,在1060℃烧结的烧结磁铁的晶粒大小是15~20μm,没有看到异常长大的晶粒。而在1100℃烧结的烧结磁铁,即使对烧结磁铁断面进行目视观察也观察到许多约O.1~0.5mm的粗大晶粒。比较例7
使用比较例4的主相系合金和R合金2,以和实施例5相同的方法调制成混合微粉。混合比按重量比是83∶17,以使在烧结磁铁化后的组成中几乎没有B相。所得到的混合微粉的平均粒度是3.3μm(FSSS)。
使用该混合微粉,以和实施例5相同的方法在磁场中成形,进行烧结和时效,制成烧结磁铁。
所得到的烧结体的磁性记载于表4中。除了Dy成分,如果和磁铁化后的组成十分近似的实施例8的烧结磁铁进行比较,在该烧结磁铁中Dy过多,因此固有矫顽力(iHc)极大,而剩余磁化(Br)降低至1.1kG,最大能积(BH)max降低至9.8MGOe。
另外,用偏振光显微镜观察烧结体的断面,晶粒大小是10~15μm,没有看到异常长大的晶粒。比较例8
使用比较例5的主相系合金和R合金2,以和实施例5相同的方法调制混合微粉。混合比按重量比是83∶17,以使在烧结磁铁化后的组成中Nd、Pr、Dy的合计组成和实施例6几乎相同。所得到的混合微粉的平均粒度是3.4μm(FSSS)。
使用该混合微粉,以和实施例5相同的方法在磁场中成形,进行烧结和时效,制成烧结磁铁。
所得到的烧结体的磁性记载于表4中。除了B成分,如果和磁铁化后的组成十分近似的实施例6的烧结磁铁进行比较,在该烧结磁铁中B过多,因此剩余磁化(Br)降低至0.6kG,最大能积(BH)max降低至4.3MGOe。
用偏振光显微镜观察烧结体的断面,晶粒的大小是10~15μm,没有看到异常长大的晶粒。比较例9
使用比较例2的主相系合金和R合金2,以和实施例5相同的方法调制成混合微粉。混合比按重量比是83∶17,以使在烧结磁铁化后的组成中几乎没有富B相。所得到的混合微粉的平均粒度是3.4μm(FSSS)。
使用该混合微粉,以和实施例5相同的方法在磁场中成形,进行烧结和时效,制成烧结磁铁。
所得到的烧结磁铁的磁性记载于表4中。去磁曲线的矩形性相当差。分析该烧结磁铁的Fe成分,比使用布朗式磨碎机粉碎后的混合粉的Fe成分减少0.4重量%。另一方面,分析在喷射式磨碎装置内残留粉末的Fe成分,比使用布朗式磨碎机粉碎后的混合粉的Fe成分增加1.5重量%。从这些可证实,如果在主相系合金中大量地形成树枝状αFe相,用喷射式磨碎就难以将该αFe相微粉碎,因此残留在喷射式磨碎机内,成为粉末的组成比原来的粉末组成移向富R侧和粉末的组成偏差以及在粉末中包含αFe的原因,磁铁的磁性也降低。
表2晶界相合金的组成
|
Nd+Pr+Dy原子% |
ND原子% |
Pr原子% |
Dy原子% |
B原子% |
Co原子% |
Cu原子% |
Fe原子% |
R合金1 |
28.57 |
25.59 |
0.02 |
2.96 |
0 |
0 |
0 |
71.43 |
R合金2 |
28.6 |
25.68 |
0.02 |
2.96 |
0 |
4.28 |
0.35 |
66.71 |
R合金3 |
27.26 |
24.41 |
0.02 |
2.83 |
5.76 |
0 |
0 |
66.98 |
R合金4 |
14.52 |
11.64 |
0.02 |
2.86 |
0 |
4.3 |
0.35 |
80.83 |
表3 -合金法用原料合金的组成和厚度
|
组成
|
合金的厚度mm
|
|
Nd+Pr+Dy原子%
|
ND原子%
|
Pr原子%
|
Dy原子%
|
B原子%
|
Co原子%
|
Cu原子%
|
Fe原子%
|
比较例6
|
14.18
|
11.14
|
0.01
|
3.03
|
6.18
|
0.58
|
0.05
|
79.01
|
0.35
|
表4 烧结磁铁的磁性和近似的晶粒大小比较例10
|
磁 性 | 晶粒(μm) |
烧结温度℃ |
烧结密度g/cm3 |
BrKG |
iHCkOe |
(BH)maxMGOe |
实施例5 |
1060 |
7.52 |
12.0 |
27.8 |
35.5 |
10~15 |
实施例6 |
1060 |
7.51 |
11.8 |
27.6 |
34.4 |
15~20 |
实施例6 |
1100 |
7.57 |
12.1 |
26.5 |
35.0 |
10~15 |
实施例7 |
1060 |
7.52 |
12.0 |
27.2 |
34.2 |
15~20 |
实施例7 |
1100 |
7.57 |
12.2 |
26.3 |
35.1 |
10~15 |
实施例8 |
1060 |
7.52 |
11.8 |
26.7 |
33.6 |
1 5~20 |
实施例8 |
1100 |
7.58 |
12.0 |
25.8 |
34.5 |
15~20 |
比较例6 |
1060 |
7.51 |
12.0 |
27.2 |
35.1 |
许多φ0.1~φ0.5mm的粗大晶粒 |
比较例6 |
1100 |
7.58 |
11.7 |
23.7 |
29.8 |
15~20 |
比较例7 |
1060 |
7.52 |
10.1 |
30 |
24.4 |
15~20 |
比较例8 |
1060 |
7.52 |
11.2 |
27.0 |
30.1 |
15~20 |
比较例9 |
1060 |
7.52 |
12.3 |
8.9 |
16.4 |
10~15 |
以和实施例2相同的条件铸造表2记载的晶界相合金“R合金4”。
利用SEM衍射电子图像观察该合金的断面并进行EDX分析,查明形成多量的αFe相。在该合金的断面选择任意10个位置,摄制反射电子照片,使用图像处理装置定量所形成的αFe相的生成区域,是38体积%。实施例9
在大气中放置在实施例6中制成的磁场中成形后的压粉成形体,测定氧浓度的变化。结果示于表5中。比较例11
使用比较例1的主相系合金和R合金2,以和实施例5相同的方法制作混合微粉。混合比按重量比是83∶17,以使在烧结磁铁化后的组成中几乎没有富B相。所得到的微粉的平均粒度是3.4μm(FSSS)。
使用该混合微粉,以和实施例5相同的方法进行磁场压粉成形。测定该压粉成形体的氧浓度的变化。结果示于表5中。和实施例9进行比较可知,压粉成形体容易氧化。比较例12
在大气中放置在实施例6中制成的磁场中成形后的压粉成形体,测定氧浓度的变化。结果示于表5中。和实施例9进行比较可知,成形体容易氧化。
表5磁场成形后的成形体在大气中的放置时间和氧浓度
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大气中的放置时间 |
0小时 |
6小时 |
实施例9 |
3000ppm |
3800ppm |
比较例11 |
3000ppm |
6900ppm |
比较例12 |
3000ppm |
6100ppm |