CN1501411A - R-Fe-B烧结磁体 - Google Patents
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Abstract
一种R-Fe-B基烧结磁体,其成分为12-17at%的R(其中R表示钇和稀土元素中的至少两种,并且主要包含Nd和Pr)、0.1-3at%的Si、5-5.9at%的B、0-10at%的Co、和其余的Fe,该磁体包含R2(Fe,(Co),Si)14B金属间化合物主相和至少体积百分比为1%的R-Fe(Co)-Si晶界相,并且没有富B相,尽管减少了重稀土的含量,但该烧结磁体仍表现出至少10kOe的矫顽力。
Description
技术领域
本发明涉及一种含有作为添加元素的硅的R-Fe-B基烧结磁体。
背景技术
例如在日本专利Nos.1,431,617和1,655,487中描述的现有技术的R-Fe-B基烧结磁体,由于具有优异的磁性能而被应用于各种用途。通常,Nd和Pr被用作稀土R,但是例如其温度特性是不令人满意的。于是,如日本专利No.1,802,487中所述的那样,部分由Dy或Tb替代的R被用于增加在室温下的矫顽力。
R-Fe-B基烧结磁体的结构为,R2Fe14B的硬质磁性相作为主相、和包围在主相晶粒周围的晶界部分。晶界部分由富R相(包含80-98at%R的相)和称为富B相的由组成Ri+εFe4B4(若R=Nd则ε=0.1)或R2Fe7B6表示的相构成。该结构进一步包括氧化物、碳化物和在制造过程中不可避免地引入的其它相。
还已知当添加各种元素时,形成化合物相、例如RM2、R3M和R5M3,其中M为添加元素。
一种通常添加到Nd磁体中的添加元素为硅。参见日本专利Nos.2,138,001、1,683,213、1,737,613和2,610,798,JP-A 60-159152和JP-A 60-106108。在这些专利中,添加硅主要用于提高温度特性或抗氧化性的目的。
当将Si添加到Nd磁体中时,已知当以痕量添加时改善的程度不会太大,而添加1%或更多时,会降低例如Br和iHc等磁性能。
如上所述,重稀土通常被用于提高矫顽力。由于例如Dy和Tb等重稀土在地壳中的储量比轻稀土少,所以与Nd相比,它们的成本非常高。通过增加Dy或Tb的添加量可以增加矫顽力,但同时增加了材料的成本。由于从现在开始磁体市场将要扩大,所以含有高含量的Dy和Tb的磁体将会出现供应短缺,这将造成麻烦。
因此,对作为增加矫顽力的其它方式的除添加Dy和Tb之外的添加剂进行研究。
这些其它添加剂中,V、Mo、Ga等已经被告知具有矫顽力增强效果。然而,它们属于稀有金属类,并且作为Dy的替代物几乎没有优势。
由于适用于高温使用的R-Fe-B基磁体在将来会有一个很大的市场,所以必须找到一种可以提高矫顽力并同时使Dy的添加量最小化的新方法或磁体组合物。
发明内容
因此,本发明的目的是提供一种具有高矫顽力的廉价的R-Fe-B基烧结磁体。
已经发现,当R-Fe-B基烧结磁体具有包含R2(Fe,(Co),Si)14B主相和R-Fe(Co)-Si晶界相且不含富B相的结构时,磁体的矫顽力被增至10kOe或更高。通过设定条件和最佳成分以获得上述结构,本发明人实现了本发明。如在此所采用的那样,(Co)表示钴是可选的。
根据本发明,提供一种R-Fe-B基烧结磁体,按原子百分率计,其成分主要由12至17%的R,0.1至3%的Si,5至5.9%的B,最高达10%的Co,其余的Fe组成,R代表钇和稀土元素中的至少两种,并且主要包含Nd和Pr,该磁体包含R2(Fe,(Co),Si)14B金属间化合物的主相,并且具有至少10kOe的矫顽力iHc,其特征在于,该磁体不含富B相,并且含有至少占整个磁体体积1%的主要由按原子百分率计25至35%的R、2至8%的Si、最高达8%的Co、其余为Fe所构成的相(以下,称为“R-Fe(Co)-Si晶界相”)。如在此所采用的那样,富B相表示一种化合物相,该相在其结构中具有比主相高的B浓度(原子比)并且包含R元素作为构成元素的一部分。R1+εFe4B4相或类似相对应于富B相。
优选地,烧结磁体包含富R相,并且R-Fe(Co)-Si晶界相的体积百分比高于富R相的体积百分比。同时还希望该烧结磁体作为磁体结构不包含主要由R和Si构成且基本不包含Fe和Co的化合物相,例如R5Si3、R5Si4和RSi(以下,称为“R-Si化合物相”)。在一个含有Dy和/或Tb作为R的一部分的优选实施例中,该磁体表现出至少(10+5×D)kOe的矫顽力iHc,其中D是在磁体中Dy和Tb的总浓度(原子百分率)。
所述烧结磁体通常是通过烧结和可选的热处理步骤来制备的。烧结和热处理分别涉及到冷却步骤。优选的冷却步骤是至少在从700℃至500℃的范围内以0.1至5℃/min的可控速率进行冷却的步骤,或者是一个多级冷却步骤,其在冷却过程中包括在一个恒定的温度下保持至少30分钟,从而在磁体结构中形成R-Fe(Co)-Si晶界相。
具体实施方式
首先描述本发明磁体的成分。该磁体的成分主要由以原子百分率计的12至17%的R、0.1至3%的Si、5至5.9%的B、最高达10%的Co、其余的Fe组成。R代表钇和稀土元素中的至少两种并且主要包含Nd和Pr。与同时含有Nd和Pr相比,单独含有Nd导致退磁曲线的较差的方形度和不充分的矫顽力。另一方面,单独含有Pr使得在制造过程中产生氧化和生成热量,产生处理的难度。更大量的Pr在高温下导致矫顽力的显著下降。R的主要部分为Nd并且Pr占一半或比R少,这对于实际目的是优选的。在R中含有部分重稀土、例如Dy和Tb对于更高的矫顽力而言也是优选的。
在R含量小于12at%时,磁体的矫顽力iHc变得极低。R含量高于17at%导致剩余磁通密度或剩磁Br下降。硅含量低于0.1at%时,由于R-Fe(Co)-Si晶界相的比例低所以导致iHc不充分。硅含量超过3at%时,由于留下了R-Si化合物相或者主相的Si含量增加,所以磁性能下降。由于这一原因,希望硅含量在0.2至2at%的范围内,更优选在0.2至1at%的范围内。
当硼的含量超过5.9at%时,不形成R-Fe(Co)-Si晶界相。当硼含量低于5at%时,主相的体积百分比下降,使磁性能受影响。特别地,B的上限为5.9at%是一个关键因素。如果含有更多的硼,则正如上面所提到的那样,不会形成R-Fe(Co)-Si晶界相。具体而言,这表明除了主相之外还存在一个含有高浓度硼的特定相,该主相为R2(Fe,(Co),Si)14B相(以原子百分率计,其成分由:11.76%的R、82.35%的(Fe,(Co),Si)和5.88%的B组成)。最一般地,形成以成分R1+εFe4B4(如果ε=0.1则R=Nd)或R2Fe7B6表示的富B相。本发明人已经证实,富B相存在于该结构中,将阻止R-Fe(Co)-Si晶界相的形成,不能产生在此所需要的磁体。由于这一原因,硼的含量被限制在5至5.9at%的范围内,优选在5.1至5.8at%的范围内,更优选在5.2至5.7at%的范围内。
组成成分的其余部分为铁,铁可以部分地由在制造过程中引入的偶然杂质、或者主动添加的用于改善磁性能添加元素(例如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)所代替。替代的量希望被限制在3at%或更少,以便避免对磁性能的任何负面影响。
为了提高居里温度和抗腐蚀性,可以用Co代替不超过10at%的Fe。Co的替代量超过10at%会导致iHc显著降低,因此是不希望的。
本发明的磁体希望具有尽可能低的含氧量。然而,由于制造工艺的原因,氧的引入是不可避免的。于是,含氧量最高达大约1wt%被认为是可以接受的。实际上,希望含氧量在500ppm以下。包含最高达1,000ppm的其它杂质、例如H、C、N、F、Mg、P、S、Cl和Ca是可以接受的。当然,这些元素的含量应当尽可能的低。
本发明磁体的结构,以R2(Fe,(Co),Si)14B相作为主相,并且包含至少占体积1%的R-Fe(Co)-Si晶界相。如果R-Fe(Co)-Si晶界相的含量小于1vol%,则磁体表现出未反映晶界相效果的磁性能,并且因此不能表现出充分高的iHc。晶界相含量优选为1至20vol%,更优选为1至10vol%。
R-Fe(Co)-Si晶界相被认为是具有晶体结构I4/mcm的金属间化合物相。利用电子探针微量分析(EPMA)这样的技术进行定量分析,发现以原子百分率计并将测量误差计算在内,晶界相主要由25至35%的R、2至8%的Si、0至8%的Co、其余的Fe组成。于是,希望主相的硅浓度低于R-Fe(Co)-Si晶界相的,并且落在0.01至1.5at%的范围内。
在一些实施例中磁体成分不包含钴,主相和R-Fe(Co)-Si晶界相当然均不包含钴。
在本发明的磁体中,不包含富B相,而其它相例如富R相、氧化物相和碳化物相、空穴、以及如果包含钴则还有R3Co相与R-Fe(Co)-Si晶界相一起存在。为了达到增强矫顽力的效果,优选R-Fe(Co)-Si晶界相的体积百分比富R相的体积百分比高。并且,在该结构中,氧化物相、碳化物相和空穴优选尽可能地少。
当添加IVa至VIa族元素、例如Ti、V、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W时,这些元素倾向于与硼一起形成化合物相。象TiB2、ZrB2、NbFeB、V2FeB2和Mo2FeB2相那样,如果其中不包含R元素作为构成元素,则这些相在结构中的形成是可以接受的。然而,这些相的比例优选为3vol%或更少,以便避免Br的显著损失。
本发明的具有上面所限定的结构构造磁体具有优异的磁性能,特别是具有至少10kOe的矫顽力iHc,并且优选具有至少10kG、更优选具有至少12kG的剩磁。当含有Dy和/或Tb作为R的一部分时,可以获得更高的iHc。含有Dy和/或Tb作为R的一部分的磁体表现出至少(10+5×D)kOe的矫顽力,其中D是Dy和Tb在磁体中的总浓度(原子百分比)。这表明iHc值显著提高,超过了现有技术中具有同样Dy和Tb添加量的R-Fe-B基磁体。
本发明的磁体是通过首先在真空或惰性气体、例如氩气中对原料成分进行高频熔融,以形成所需成分的初始合金来制造的。这可以由传统的熔铸或带坯连铸来实现。
通过机械研磨或氢化辅助研磨对由此获得的初始合金进行粗磨,然后利用喷射式磨机将其粉粹成平均颗粒直径大约为1至10μm的合金粉末。或者,将几种不同成分的合金粉末混合起来,以便获得一种具由所需范围内的平均成分的合金粉末。
在一个磁场中对所获得的合金粉末进行取向并压实,然后烧结。为了进一步增强磁性能,可以在一个非氧化性气氛中对粉末进行处理。烧结优选在真空中或惰性气氛、例如氩气中于1,000至1,200℃下进行大约1至5小时。在烧结之后进行冷却。通过以受控的速率进行冷却,获得更好的效果。具体而言,被烧结的坯体以0.1至5℃/min的速率至少在从700℃至500℃的温度范围内缓慢冷却,或者进行多级冷却,所述多级冷却在冷却过程中包含在一个恒定的温度下保持至少30分钟。在一个替代的工艺中,在真空或惰性气体、例如氩气中在至少700℃、优选800至1,000℃的温度下对烧结体再次加热,然而进行类似的冷却(即,缓冷或多级冷却)。如果让烧结坯体以超过5℃/min的速率冷却或快速冷却,则即使采用同样的成分,也不能在磁体结构中充分地形成R-Fe(Co)-Si晶界相,并且通常伴随存在有R-Si化合物相。在这样的情况下,不能获得令人满意的矫顽力。受控冷却材料可以在400至550℃的温度下经受进一步的加热处理,以便增强矫顽力。
例子
下面,以示例而非限定的方式给出本发明的例子。
例1-8和比较例1-6
对Nd、Pr、Dy、Tb、Fe、Co、Si、其它金属和硼铁合金进行称重,以便获得预定的成分。在氩气气氛中通过高频感应加热使它们熔融,并铸造出初始合金。在1050℃下对该合金进行10小时的固溶处理,然后将其机械研磨成粗粉。在一个喷射式磨机上对该合金粉末进行粉碎。粉碎的粉末具有在3至7μm范围内的平均颗粒尺寸。将粉末压制成一个压实体,同时在10kOe的磁场中进行取向。在1100℃下对坯体进行2小时的烧结。在烧结之后,以三种不同的方式对试样进行冷却。
在方式A中,在烧结之后直接以预定速率冷却至400℃。
在方式B中,在烧结之后炉冷至室温,随后将试样再次加热至950℃,在该温度下保持一小时,然后以预定速率冷却至400℃。
在方式C中,在烧结之后进行多级冷却,在多级冷却中包含阶段性的保温。
利用BH绘图仪测量试样的磁性能。对试样的一部分进行抛光,并利用EPMA进行结构观察和定量分析。对于各种相的成分比例,将所观察的表面上的面积百分比直接用作体积百分比。
表1表示试样的成分、烧结后冷却方式和磁性能。表2表示R-Fe(Co)-Si晶界相的定量分析结果,以及主相、富R相和R-Fe(Co)-Si晶界相的体积百分比(由于还含有氧化物和其它相,所以总和不到100%)。
通过用EPMA进行观察,在例1至8中未发现富B相和R-Si化合物相。在例6和7中,发现了包含添加元素和硼的化合物相,但是这些化合物相不包含任何R元素。
在比较例1至3中,在结构中未发现R-FeCo-Si晶界相,比较例4的试样具有小于10kG的Br,并且同时包含R-Si化合物相和R-FeCo-Si晶界相。其中R只为Nd的比较例5的试样具有小于10kOe的iHc。在比较例6中,粉碎的粉末由于在压实之前被点燃并燃烧,所以不能被进一步处理。
表1
成分(原子比) | 冷却方式 | 磁性能 | ||||
方式 | 控制 | Br(kG) | iHc(kOe) | |||
例子 | 1 | Nd8.4Pr5.6Febal.Si0.4B5.6 | A | 0.4℃/min | 13.6 | 12.6 |
2 | Nd9.0Pr6.0Febal.Co3.7Si0.5B5.4 | A | 1.7℃/min | 13.3 | 15.0 | |
3 | Nd11.3Pr3.3Dy0.8Febal.Co4.5Si1.8B5.3 | B | 1.1℃/min | 12.7 | 19.3 | |
4 | Nd7.0Pr4.4Dy2.0Tb1.0Febal.Co5.0Si1.2B5.2 | B | 1.7℃/min | 11.6 | 32.7 | |
5 | Nd11.4Pr3.4Dy0.9Febal.Co4.0Si1.2B5.3Al1.0 | A | 1.1℃/min | 12.4 | 19.8 | |
6 | Nd12.0Pr3.0Dy1.0Febal.Co2.0Si2.5B5.3Ti0.1 | A | 4℃/min | 12.0 | 18.3 | |
7 | Nd10.6Pr3.2Dy0.6Febal.Si0.9B5.8V0.4 | C | 750℃×1h+550℃×1h+400℃×1h | 13.1 | 15.2 | |
8 | Nd11.7Pr2.6Tb0.9Febal.Co3.8Si1.0B5.4Cu0.2 | A | 1.7℃/min | 12.7 | 18.5 | |
比较例 | 1 | Nd11.5Pr3.3Dy0.8Febal.Co4.4B5.3 | A | 0.4℃/min | 13.0 | 4.8 |
2 | Nd8.8Pr6.0Febal.Co3.0Si0.4B5.4 | - | 炉冷 | 13.4 | 9.2 | |
3 | Nd14.0Dy0.7Febal.Co3.0Al1.0B6.5 | A | 2℃/min | 13.2 | 13.0 | |
4 | Nd12.4Pr3.5Dy0.9Febal.Co1.0Si3.5B5.1 | B | 0.5℃/min | 9.8 | 14.0 | |
5 | Nd14.0Febal.Si1.5B5.2 | B | 2℃/min | 13.6 | 7.0 | |
6 | Pr17.0Febal.Si0.6B5.6 | 在粉碎之后粉末被点燃并燃烧 |
表2
例9
通过带坯连铸制备成分(原子百分比)为10%Nd、3.5%Pr、1%Co、1%Al、5.6%B、其余为铁的合金。通过在氩气气氛中进行高频熔融,制备成分(原子百分比)为15%Nd、10%Dy、30%Co、1%Al、8%Si、其余为铁的另一种合金。分别将这两种合金研磨并以90∶10的重量比将这两种合金混合在一起,然后在喷射式磨机上进行粉碎。粉碎的粉末具有5.5μm的平均粒径。将所述粉末压制成一个坯体,同时在10kOe的磁场中进行取向。在1100℃下对坯体烧结2小时,然后以3℃/min的速率冷却至350℃。
利用一个BH绘图仪对该试样进行测量,发现Br为12.9kG,iHc为17.0kOe。
试样的一部分被抛光并利用EPMA进行结构观察。没有发现富B相和R-Si化合物相。主相、富R相和R-FeCo-Si相分别以87.3%、2.2%和3.8%的比例存在。R-FeCo-Si相的成分(按原子百分比计)为20.9%Nd、6.4%Pr、0.3%Dy、2.9%Co、1.8%Al、5.1%Si、其余为铁。主相具有0.9at%的硅含量。
在此已经描述了具有包含R2(Fe,(Co),Si)14B主相和R-Fe(Co)-Si晶界相且没有富B相的结构的烧结磁体,该磁体表现出10kOe或更高的矫顽力。与现有技术的磁体相比,可以减少重稀土的含量。
Claims (5)
1、一种R-Fe-B基烧结磁体,按原子百分比计,其成分主要由12至17%的R,0.1至3%的Si,5至5.9%的B,最高达10%的Co,和其余的Fe组成,其中R代表钇和稀土元素中的至少两种,并且主要包含Nd和Pr,该磁体包含R2(Fe,(Co),Si)14B金属间化合物的主相,并且具有至少10kOe的矫顽力iHc,其特征在于,
该磁体不含富B相,并且含有至少占整个磁体体积1%的R-Fe(Co)-Si晶界相,所述R-Fe(Co)-Si晶界相主要由按原子百分比计25至35%的R、2至8%的Si、最高达8%的Co、和其余的Fe组成。
2、如权利要求1所述的烧结磁体,其包含富R相,R-Fe(Co)-Si晶界相的体积百分比高于富R相的体积百分比。
3、如权利要求1或2所述的烧结磁体,其中,在磁体结构中不存在R-Si化合物相。
4、如权利要求1至3任何一项所述的烧结磁体,其中,作为R的一部分包含有Dy和/或Tb,并且磁体的矫顽力iHc至少为(10+5×D)kOe,其中,D是Dy和Tb在磁体中的总浓度(原子百分比)。
5、如权利要求1至4任何一项所述的烧结磁体,其中,所述磁体是通过烧结和可选的热处理步骤制备的,并且烧结或热处理包括至少在从700℃至500℃的范围内以0.1至5℃/min的受控速率进行冷却的冷却步骤,或者一个多级冷却步骤,其在冷却过程中包括在一个恒定的温度下保持至少30分钟,从而在磁体结构中形成R-Fe(Co)-Si晶界相。
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