CN1505821A - 磁铁用固体材料 - Google Patents

磁铁用固体材料 Download PDF

Info

Publication number
CN1505821A
CN1505821A CNA028088182A CN02808818A CN1505821A CN 1505821 A CN1505821 A CN 1505821A CN A028088182 A CNA028088182 A CN A028088182A CN 02808818 A CN02808818 A CN 02808818A CN 1505821 A CN1505821 A CN 1505821A
Authority
CN
China
Prior art keywords
magnet
solid material
magnetic
magnetic material
rare earth
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
CNA028088182A
Other languages
English (en)
Other versions
CN100501881C (zh
Inventor
柿本悦二
孝
道家清孝
郎
柴崎一郎
嘉
今冈伸嘉
千叶昂
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.)
Asahi Kasei Corp
Original Assignee
Asahi Kasei Kogyo KK
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
Priority claimed from JP2001125344A external-priority patent/JP4790927B2/ja
Priority claimed from JP2001131580A external-priority patent/JP4873516B2/ja
Priority claimed from JP2001197889A external-priority patent/JP4790933B2/ja
Application filed by Asahi Kasei Kogyo KK filed Critical Asahi Kasei Kogyo KK
Publication of CN1505821A publication Critical patent/CN1505821A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN100501881C publication Critical patent/CN100501881C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • H01F41/0253—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 for manufacturing permanent magnets
    • H01F41/0273—Imparting anisotropy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B01—PHYSICAL OR CHEMICAL PROCESSES OR APPARATUS IN GENERAL
    • B01J—CHEMICAL OR PHYSICAL PROCESSES, e.g. CATALYSIS OR COLLOID CHEMISTRY; THEIR RELEVANT APPARATUS
    • B01J3/00—Processes of utilising sub-atmospheric or super-atmospheric pressure to effect chemical or physical change of matter; Apparatus therefor
    • B01J3/06—Processes using ultra-high pressure, e.g. for the formation of diamonds; Apparatus therefor, e.g. moulds or dies
    • B01J3/08—Application of shock waves for chemical reactions or for modifying the crystal structure of substances
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/02—Compacting only
    • B22F3/08—Compacting only by explosive forces
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • 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
    • H01F1/059—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2
    • H01F1/0596—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2 of rhombic or rhombohedral Th2Zn17 structure or hexagonal Th2Ni17 structure
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy

Landscapes

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

Abstract

通过使在具有菱形结晶或六方结晶结构的R－Fe－N－H系磁性材料粉末中含有氢，在磁场中或无磁场条件下形成粉末压块后，使用水中冲击波进行冲击压缩固化，产生具有冲击压缩的超高压剪切性、激活作用、短时间现象等特征，并将冲击压缩后的残余温度控制到R－Fe－N－H系磁性材料的分解温度(常压下约600℃)以下以防止分解，从而得到了以R－Fe－N－H系磁性材料为主成分的磁铁用固体材料。

Description

磁铁用固体材料
技术领域
本发明涉及一种磁铁用稀土/铁/氮/氢系固体材料，该材料具有较高的密度、优良的磁性以及优良的热稳定性和耐氧化性。本发明也涉及一种磁铁用稀土/铁/氮/氢系固体材料，该材料不但重量较轻，具有优良的磁性，并且具有优良的热稳定性。
本发明涉及一种装置和一种部件，其中使用了包括所述固体材料的磁铁。
本发明也涉及一种制造磁铁用固体材料的方法，该方法包括将磁性材料粉末冲击压缩，并防止其分解和脱氮，从而得到具有高密度、高性能的永磁铁。
此处所用的术语“固体材料”表示块状材料。而且，此处所用的术语“磁铁用固体材料”表示块状磁性材料，其中构成该固体材料的磁性材料粉末彼此直接地或者通过金属相或无机相结合，从而整体形成块状。磁铁也属于此处所说的“磁铁用固体材料”的范畴；一种处于通过受磁被磁化的状态下、并具有剩余磁通密度的材料称为“磁铁”。
此处所用的术语“稀土元素”指元素周期表IIIa族中的Y；和原子序数从57到71的镧系元素，即La，Ce，Pr，Nd，Pm，Sm，Eu，Gd，Tb，Dy，Ho，Er，Tm，Yb和Lu。
此处所用的术语“分解”指一种现象，即，随着稀土/铁/氮/氢系磁性材料粉末的结晶结构变化，形成了α-Fe的分解相。上述分解是一种要避免的现象，因为这种α-Fe分解相的存在会对磁性产生不良影响。
背景技术
作为一种高性能稀土磁铁，例如，已知有Sm-Co系磁铁，以及Nd-Fe-B系磁铁。前者由于其高热稳定性、抗腐蚀性等而被广泛地应用，而后者由于其优良的磁性、低廉的成本和稳定的原料供应等而被广泛地应用。今天，需要兼具高的热稳定性和优良的磁性、并且原料成本低的稀土磁铁作为电力设备或各种FA用的致动器、或者作为旋转机械的磁铁。
另一方面，据报告，当具有菱形或六方晶体结构的稀土/铁化合物在NH3和H2的混合气体等中在400℃-600℃范围内的较低温度下反应时，氮和氢原子进入上述晶体，例如Th2Zn17型化合物的间隙位置，这显著地增加了居里温度和/或磁各向异性(见日本专利No.2703281，和美国专利No.5186766)。
最近，希望这种稀土/铁/氮系磁性材料作为一种能够满足上述需求的新磁铁材料进行实际应用。
含有位于金属间化合物晶格内的氮和氢原子，并且具有所述的菱形或六方晶体结构的稀土/铁/氮/氢系磁性材料(在下文中称为“R-Fe-N-H系磁性材料”)一般是以粉末形式得到的。然而，由于其在常压、约600℃以上的温度下易于分解为α-Fe分解相和稀土氮化物相，因而通过自烧结将其固化从而为一般工业过程提供磁铁是非常困难的。
因此，作为一种使用R-Fe-N-H系磁性材料的磁铁，制造并使用了以树脂作为粘结剂粘合的磁铁。尽管许多用所述材料制造的磁铁具有400℃以上的居里温度，并包括即使在200℃以上的温度下都不会本质地失去磁性的磁性粉末，但不可逆退磁率仍然增加。这主要是因为粘结剂，例如12-尼龙树脂的耐热温度低，并且矫顽磁力的温度系数为约一0.5％/℃，而矫顽磁力较低，例如0.6MA/m(参见日本电气学会技术报告(Institute of Electrical Engineers of Japan Techical Report)729号，日本电气学会编，第41页)。因此，上述磁铁通常仅仅用于低于100℃的温度下。换句话说，对应最近的高负荷要求在制造作为在150℃以上的高温环境下使用的动力源的无电刷电动机等时，存在无法使用这种粘结磁铁的问题。
此外，在制造使用树脂作为粘合剂的压塑的粘结磁铁时业已存在一个问题，即，为增强填充率以提供技术优势，1GPa以上的压塑压力是必要的，但是工业上却难于实施这样的压塑压力；考虑到模具的有用寿命，在大多数情况下磁性材料的混合比被强制设定为体积分数小于80％；因而，压塑粘结磁铁不能令人满意地表现出R-Fe-N-H系磁性材料优良的基本磁性。
在使用R-Fe-N-H系磁性材料作为原料的粘结磁铁中，已报道了作为具有显著优良的磁性的一种磁铁，例如，具有(BH)max为186kJ/m3的压塑粘结磁铁(参照Appl.Phys.Lett.，第75卷，第11期，1601页)。然而，同常规的Sm-Co系或Nd-Fe-B系烧结磁铁等相比，这种粘结磁铁并未令人满意地表现出R-Fe-N-H系磁性材料高的基本磁性。
为解决上述问题，日本专利公报No.3108232(美国专利No.5425818)提出了不使用树脂粘合剂的稀土/铁/氮系永磁铁的制造方法。然而，这种方法的缺点在于冲击压缩的压力要被限制在一定范围内，以将冲击压缩后的残余温度限制在Th2Zn17型稀土/铁/氮系磁性材料的分解温度，或低于该分解温度的温度。这是因为当采用常规冲击波时，不论这种冲击波的持续时间多短，磁性材料的温度都较高，并会保持相当长的时间，因而，该磁性材料可能被分解。
而且，根据这种方法，所得材料的密度被限制在7.28g/cm3。另外，由于不能令人满意地抑制稀土/铁/氮系磁性材料的分解，矫顽磁力最高也被限制在0.21MA/m这个较低的值。
此外，JP-A-2001-6959公开了一种使用柱面会聚冲击波压紧和固化Th2Zn17型稀土/铁/氮系磁性材料的方法。然而，即使在通过这种方法提供的磁铁中，密度的最大值也只是7.43g/cm3而矫顽磁力的最大值为0.62MA/m，这不能令人满意。
另外，在J.Appl.Phys.，第80卷，第1期，356页报道了通过冲击波压缩形成的Th2Zn17型稀土/铁/氮系磁性材料的一个实例。然而，当冲击波为10GPa时，填充率降低，而在20GPa时，发生向α-Fe分解相和SmN相的分解，同时，在各冲击压缩条件下的压实体密度不必超过7.45g/cm3，而磁性的最高值是矫顽磁力为0.57MA/m，(BH)max为134kJ/m3，因而，不能认为，为Th2Zn17型R-Fe-N-H系粘结磁铁提供了令人满意的优良磁性。
如上所述，迫切地需要不分解的、具有优良的磁性和改进的热稳定性的、磁铁用高密度固体材料。
除这些高性能磁性材料应用于高性能磁铁以外，在家电、办公自动化设备以及电动车辆的应用中，也有对重量减轻和高性能方向的需要。由于Sm-Co系磁铁的密度为约8.4g/cm3而Nd-Fe-B系磁铁的密度为约7.5g/cm3，因此，当装置、转子等加载了这些磁铁中的任何一种时，其重量倾向于增加，从而在某些情况下能量效率可能降低。而且，由于一些应用具有供磁性用的足够空间，因此即使可以通过减小磁铁的尺寸实现重量减轻，考虑到加工产量，其在成本上也不见得是有利的。例如，由于磁铁的切屑量与切削面积成比例，因而磁铁的体积越小，该产品的单位体积的产量就越小。
如上所述的各种粘结磁铁的热稳定性都较差。因此，尚未研制出具有高磁性的、并且尽管重量较轻，也具有优良的热稳定性的高性价比磁铁。
发明的公开
本发明的第一个目的是提供一种磁铁用R-Fe-N-H系固体材料，该材料具有高密度和优良的磁性，热稳定性和耐氧化性优良；以及提供一种制造该磁铁的方法。特别是提供一种磁铁用R-Fe-N-H系固体材料，该磁铁具有高于7.45g/cm3的密度，并提供一种用于制造该磁铁的方法。根据本发明，提供了一种磁铁用固体材料，该磁铁也包括通过受磁等被磁化的磁铁等。
本发明的第二个目的是提供一种磁铁用固体材料，其特征在于所述固体材料含有80-97体积％具有菱形或六方晶体结构的R-Fe-N-H系磁性材料；该材料具有6.15g/cm3-7.45g/cm3的低密度，并且尽管重量轻，磁性和稳定性也优良；并且提供一种制造该磁铁的方法。根据本发明，提供了一种磁铁用固体材料，该磁铁也包括通过受磁等被磁化的磁铁等。
本发明的第三个目的是提供一种部件或一种装置，其中使用了上述的磁铁用固体材料。
本发明人考虑上述问题进行了努力研究，结果发现，一种主要包括R-Fe-N-H系磁性材料的磁铁用高密度固体材料，可由下述步骤制得：在具有菱形或六方晶体结构的稀土/铁/氮系磁性材料粉末中混入氢，从而在磁场中或非磁场中形成粉末压块；此后使用水下冲击波将其冲击压实；良好地利用冲击压缩所具有的超高压剪切性、活化作用、短时间现象等特性的同时将冲击压缩后的残余温度控制到R-Fe-N-H系磁性材料的分解温度(在常压下约600℃)，或者控制到低于该分解温度的一个温度，以防止分解，从而完成了本发明。
此外，为重现性良好地获得具有菱形或六方晶体结构的磁铁用高密度R-Fe-N-H系固体材料，本发明人致力于研究粉末的组成，和制造该固体材料的方法。结果他们发现，通过下面的步骤，可以容易地得到含有R-Fe-N-H系磁性材料，具有大于7.45g/cm3的密度和200kJ/m3以上的(BH)max，并通过金属键固化的磁铁用固体材料：在磁场中将含有氢和氮的磁性材料粉末粉末压块；此后使用具有特定的冲击波压力的水下冲击波将所述的粉末压块冲击压缩并防止其分解和脱氮。从而完成了本发明。
而且，本发明人也发现，当使用上述水下冲击波时，R-Fe-N-H系磁性粉末和硬磁性粉末和/或软磁性粉末或固体材料、或者非磁性材料粉末或固体材料能够容易地一体化，从而完成了本发明。
此外，为进一步获得含有具有菱形或六方晶体结构的R-Fe-N-H系磁性材料，重量轻，磁性和稳定性高的磁铁用固体材料，本发明人致力于研究原料的组成、其百分比、及其制造方法。结果发现，密度为6.15g/cm3-7.45g/cm3，可以在100℃以上使用，通过金属键固化的R-Fe-N-H系磁铁用固体材料，可容易地由下述步骤得到：提供含有氢和氮的磁性材料粉末，将其体积分数调整到80-97体积％，在磁场中形成粉末压块，然后，使用具有特定冲击波压力的水下冲击波冲击压缩所述粉末压块。从而完成了本发明。
换句话说，本发明的各方面如下：
(1)一种磁铁用固体材料，其含有稀土/铁/氮/氢系磁性材料；和
(2)一种磁铁用固体材料，其含有稀土/铁/氮/氢系磁性粉末，并具有大于7.45g/cm3的密度；和
(3)一种磁铁用固体材料，其含有80-97体积％的稀土/铁/氮/氢系磁性材料，并且重量轻；和
(4)一种磁铁用固体材料，其含有稀土/铁/氮/氢系磁性材料，其密度为6.15g/cm3-7.45g/cm3，并且重量轻；和
(5)一种磁铁用固体材料，其含有具有菱形或六方晶体结构的稀土/铁/氮/氢系磁性材料；和
(6)一种磁铁用固体材料，其含有稀土/铁/氮/氢系磁性材料，该材料由下列通式表示：
          RαFe100-α-β-γNβHγ
其中R为选自稀土元素的至少一种元素；α、β、γ为原子百分比，分别为3 20、5 30、0.01 10；和
(7)一种磁铁用固体材料，其含有稀土/铁/氮/氢系磁性材料，其中所述稀土/铁/氮/氢系磁性材料以下列通式表示：
          RαFe100-α-β-γ-δNβHγMδ
其中R为选自稀土元素的至少一种元素；M为选自Li、Na、K、Mg、Ca、Sr、Ba、Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Pd、Cu、Ag、Zn、B、Al、Ga、In、C、Si、Ge、Sn、Pb和Bi的至少一种元素和/或选自R的氧化物、氟化物、碳化物、氮化物、氢化物、碳酸盐、硫酸盐、硅酸盐、氯化物和硝酸盐的至少一种；α、β、γ和δ为原子百分比，分别为3 20、5 30、0.01 10，01 40；和
(8)一种如(1)-(7)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述稀土量的50原子％以上为Sm，和
(9)一种如(1)-(7)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述铁量的0.01-50原子％被Co置换；和
(A)一种如(6)所述的磁铁用稀土/铁/氮/氢系固体材料，其中由下列通式：
            RαFe100-α-β-γNβHγ
表示的所述磁性材料具有菱形或六方晶体结构；和
(B)一种如(6)或(A)所述的磁铁用固体材料，其中所述R和/或Fe量的10原子％以下由选自Ni、Ti、V、Cr、Mn、Zn、Cu、Zr、Nb、Mo、Ta、W、Ru、Rh、Pd、Hf、Re、Os和Ir的至少一种元素所置换；和
(C)一种如(6)、(A)或(B)所述的磁铁用固体材料，其中所述N和/或H量的10原子％以下由选自C、P、Si、S和Al的至少一种元素所置换；和
(D)一种如(7)所述的磁铁用固体材料，其中由下列通式：
            RαFe100-α-β-γ-δNβHγMδ
表示的所述磁性材料具有菱形或六方晶体结构；和
(E)一种如(A)-(D)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述稀土量的50原子％以上为Sm；和
(F)一种如(A)-(E)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述铁量的0.01-50原子％为Co所置换；和
(G)一种如(5)-(7)和(A)-(F)的任一项所述的磁铁用稀土/铁/氮/氢系固体材料，其具有大于7.45g/cm3的密度；和
(H)一种如(3)或(4)所述的磁铁用固体材料，其中所述磁性材料具有菱形或六方晶体结构；和
(I)一种如(3)、(4)和(H)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述稀土/铁/氮/氢系磁性材料由下列通式表示：
           RαFe100-α-β-γNβHγ
其中R为从包括Y在内的稀土元素中选择的至少一种元素；α、β和γ为原子百分比，并且分别为3 20、5 30、001 10；和
(J)一种如(3)、(4)、(H)、(I)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述R和/或Fe量的10原子％以下由选自Ni、Ti、V、Cr、Mn、Zn、Cu、Zr、Nb、Mo、Ta、W、Ru、Rh、Pd、Hf、Re、Os和Ir的的至少一种元素所置换；和
(K)一种如(3)、(4)和(H)-(J)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述N和/或H量的10原子％以下由选自C、P、Si、S和Al的至少一种元素所置换；和
(L)一种如(3)、(4)和(H)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述稀土/铁/氮/氢系磁性材料由下列通式表示：
      RαFe100-α-β-γ-δNβHγMδ
其中R为从包括Y的稀土元素中选择的至少一种元素；M为选自Li、Na、K、Mg、Ca、Sr、Ba、Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Pd、Cu、Ag、Zn、B、Al、Ga、In、C、Si、Ge、Sn、Pb和Bi的至少一种元素、和/或选自R的氧化物、氟化物、碳化物、氮化物、氢化物、碳酸盐、硫酸盐、硅酸盐、氯化物和硝酸盐的至少一种；α、β、γ和δ为原子百分比，并且分别为3 20、5 30、001 10，0.1 40；和
(M)一种如(H)-(L)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述稀土量的50原子％以上为Sm；和
(N)一种如(H)-(M)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述铁量的0.01-50原子％由Co所置换；和
(10)一种如(1)和(3)-(7)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述稀土/铁/氮/氢系磁性材料以外的成分是密度为6.5g/cm3以下的元素或化合物，或者其混合物；和
(O)一种如(H)-(N)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述稀土/铁/氮/氢系磁性材料以外的成分是密度为6.5g/cm3以下的元素或化合物，或者其混合物；和
(P)一种如(10)、(H)-(O)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述稀土/铁/氮/氢系磁性材料以外的一部分含有从惰性气体和还原气体中选择的至少一种；和
(Q)一种如(10)、(H)-(P)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述稀土/铁/氮/氢系磁性材料以外的一部分含有从氧化物、氟化物、碳化物、氮化物、氢化物、碳酸盐、硫酸盐、硅酸盐、氯化物和硝酸盐中选择的至少一种；和
(R)一种如(10)、(H)-(Q)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述稀土/铁/氮/氢系磁性材料以外的一部分含有有机物；和
(11)一种如(1)-(7)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中其中所述固体材料具有关系式：
Br 0HcJ(Pc+1)(11000-50Tmax)/(10000-6Tmax)
其中Br为常温下的剩余磁通密度，HcJ为常温下的矫顽磁力，Pc为当所述固体材料用作磁铁时的磁导系数，Tmax为最高工作温度，μ0为真空的绝对磁导率；和
(S)一种如(8)-(10)和(A)-(R)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述固体材料具有关系式：
Br 0HcJ(Pc+1)(11000-50Tmax)/(10000-6Tmax)
其中Br为常温下的剩余磁通密度，HcJ为常温下的矫顽磁力，Pc为当所述固体材料用作磁铁时的磁导系数，Tmax为最高工作温度，μ0为真空的绝对磁导率；和
(T)一种如(1)-(11)和(A)-(S)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述矫顽磁力(HcJ)为0.76MA/m以上，矩形比(Br/Js)为95％以上；和
(12)一种如(1)-(7)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中均匀分散有一种含有选自Fe、Co和Ni至少一种元素的软磁材料，并与其一体化；和
(U)一种如(8)-(11)和(A)-(T)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中均匀分散有含有选自Fe、Co和Ni的至少一种元素的软磁材料，并与其一体化；和
(13)一种如(1)-(7)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中选自稀土/铁/硼系磁性材料、稀土/钴系磁性材料以及铁磁性材料的至少一种磁性材料被添加到其中，并均匀地混合和一体化；和
(V)一种如(8)-(12)和(A)-(U)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中选自稀土/铁/硼系磁性材料、稀土/钴系磁性材料以及铁磁性材料的至少一种磁性材料被添加到其中，并均匀地混合和一体化；和
(14)一种如(1)-(7)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中在所述磁性材料的晶粒间界存在非磁相；和
(W)一种如(8)-(13)和(A)-(V)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中在所述磁性材料的晶粒间界存在非磁相；和
(15)一种磁铁用固体材料，其中一种如(1)-(7)的任一项所述的磁铁用固体材料与一种具有软磁性的固体金属材料接合，从而彼此一体化；和
(X)一种磁铁用固体材料，其中一种如(8)-(14)和(A)-(W)的任一项所述的磁铁用固体材料与一种具有软磁性的固体金属材料接合，从而彼此一体化；和
(Y)一种具有软磁层的磁铁用固体材料，其中所述软磁层和一种如(1)-(15)和(A)-(X)的任一所述的磁铁用固体材料交替地层叠，从而彼此一体化；和
(Z)一种磁铁用固体材料，其中如(1)-(15)和(A)-(Y)的任一项所述的磁铁用所述固体材料的至少一部分被非磁性固体材料覆盖；和
(a)一种如(1)-(15)和(A)-(Z)的任一项所述的磁铁用固体材料，其被赋予了磁各向异性；和
(b)一种如(1)-(15)、(A)-(Z)和(a)的任一项所述的磁铁用固体材料，其中使用水下冲击波对其进行了冲击压缩；和
(c)一种如(1)-(15)、(A)-(Z)、(a)和(b)的任一项所述的磁铁用固体材料，其被制成矩形、圆柱形、环形、圆盘形或平板形；和
(16)一种制造含有稀土/铁/氮/氢系磁性材料的磁铁用固体材料的方法，其中在使冲击压缩所述固体材料时使用水下冲击波；和
(17)一种如(16)所述的方法，其中冲击波的压力为3-40GPa；和
(d)一种制造如(1)-(15)、(A)-(Z)、和(a)-(c)所述的磁铁用固体材料的方法，其中冲击波的压力为3-40GPa；和
(e)一种制造如(2)或(G)所述的磁铁用固体材料的方法，其中冲击波的压力为8-40GPa；和
(f)一种制造如(3)、(4)、(10)和(H)-(R)所述的磁铁用固体材料的方法，其中冲击波的压力为3-22GPa；和
(18)一种如(16)所述的方法，其中原料粉末的粉末压实在磁场中进行；和
(g)一种制造磁铁用稀土/铁/氮/氢系固体材料的方法，包括下列步骤：对原料粉末进行粉末压实，而后用水下冲击波对其进行冲击压缩；和
(h)一种制造磁铁用稀土/铁/氮/氢系固体材料的方法，包括下列步骤：在磁场中对原料粉末进行粉末压实，而后用水下冲击波对其进行冲击压缩；和
(i)一种制造如(c)所述的磁铁用固体材料的方法，其中所述固体材料通过切削加工和/或变形处理而形成；和
(19)一种如(16)所述的方法，其包括对所述固体材料进行至少一次热处理的步骤，该热处理的温度为高于100℃但低于分解温度；和
(j)一种制造如(1)-(15)、(A)-(Z)、以及(a)-(c)所述的磁铁用固体材料的方法，其包括对所述固体材料进行至少一次热处理的步骤，该热处理的温度为高于100℃但低于分解温度；和
(20)一种在利用磁铁静磁场的装置中使用的部件，所述的磁铁静磁场是使用如(1)-(7)所述的磁铁用固体材料而产生的；和
(k)一种在利用磁铁静磁场的装置中使用的部件，所述的磁铁静磁场是使用如(8)-(19)、(A)-(Z)、以及(a)-(c)所述的磁铁用固体材料而产生的；和
(l)一种利用由磁铁产生的静磁场的装置，其中最高工作温度(Tmax)为100℃以上，并使用了如(20)或(k)所述的部件。
附图简单说明
图1为一个示意图，示出了磁铁用固体材料的截面的一个例子，该材料是通过将稀土/铁/氮/氢系磁性材料和软磁固体金属粘结从而使各种材料彼此一体化而得到的；
图2为一个示意图，示出了磁铁用固体材料的截面，其中稀土/铁/氮/氢系磁性材料层和软磁层交替层叠并一体化；
图3为一个示意图，示出了磁铁用固体材料的截面，其中主要含有稀土/铁/氮/氢系磁性材料的层的周边的全部或一部分被非磁性固体材料覆盖；
图4为一个示意图，示出了磁铁用固体材料的截面；
图5为表示通过将Sm2Fe17N3H0.1磁性材料进行球磨粉碎得到具有各种粒径的磁性粉末，然后将该粉末在磁场中进行压塑而制造的磁铁用固体材料(以记号●示出)、及实施例6的磁铁用固体材料(以记号○示出)的矫顽磁力和矩形比之间的关系的图；
图6和图7的每一个示出了在本发明的磁铁用固体材料用于永磁铁同步电动机的情况下，具有表面磁铁结构的转子的旋转轴的截面结构的例子；
图8到13的每一个示出了在本发明的磁铁用固体材料用于永磁铁同步电动机的情况下，具有嵌入式磁铁结构的转子的旋转轴的截面结构的例子；
图14为一个示意图，示出了使用水下部击波进行冲击压缩方法的装置的一例；和
图15为一个示意图，示出了直接使用在比较例2中使用的炸药的爆轰波进行冲击压缩方法的装置的一例。
实施发明的最佳方式
本发明的磁铁用固体材料中使用的的R-Fe-N-H系磁性材料可以根据公知方法(参见，例如，美国专利No.5186766和No.5164104；以及日本专利No.2703281，No.2705985，No.2708568，No.2739860和No.2857476等)制备。
例如，R-Fe-N-H系磁性材料可以通过下列步骤制造：通过高频感应、快速淬火、R/D方法，HDDR方法、机械合金化法和/或机械研磨法等制备稀土/铁合金；将该合金粗粉碎成粒径大致为几个到几百个微米的粉末；然后在氮/氢混合气体、氨/氢混合气体等的环境中对该粉末进行氮化和氢化处理；并将该粉末细粉碎。磁性材料组成，合金的处理方法、或者氮化/氢化法可能不需要粗粉碎和/或细粉碎的步骤。
在本发明中，重要的是使原料与例如氢气、氨气、含氢化合物等的氢源相接触以产生氢和氮。换句话说，在R-Fe-N-H系磁性材料中氢量优选为0.01原子％以上。当氢量低于0.01原子％时，由于形成了α-Fe分解相和稀土氮化物分解相，矫顽磁力降低，并且耐蚀性也可能降低，所以不优选。当氢量为0.1原子％以上时，形成了更优选的磁铁用固体材料的原料。
作为R-Fe-N-H系磁性材料的晶体结构，可以列举出具有Th2Zn17型晶体结构等或与其类似的晶体结构的菱形晶体；具有Th2Ni17型、TbCu7型或CaZn5型晶体结构、或与其类似的晶体结构的六方晶体；以及此外的具有R2Fe14BNx型、R2Fe14CNx型或R(Fe1-yMy)12Nx型晶体结构、或与其类似的晶体结构的四方晶体。该磁性材料必须包括至少一种上述晶体结构。其中优选在整个R-Fe-N-H系磁性材料中含有50体积％以上具有Th2Zn17型晶体结构、或与其类似的晶体结构的菱形晶体；或者具有Th2Ni17型、TbCu7型或CaZn5型晶体结构、或与其类似的晶体结构的六方晶体，最优选在整个R-Fe-N-H系磁性材料中含有50体积％以上具有Th2Zn17型晶体结构、或与其类似的晶体结构的菱形晶体。
R-Fe-N-H系磁性材料在整个本发明的磁铁用固体材料中的体积分数优选被设定为50％到100％。然而，当磁铁用固体材料仅由R-Fe-N-H系磁性材料组成，或者当该固体材料为一种具有气体或有机物的复合材料时，R-Fe-N-H系磁性材料在整个磁铁用固体材料中的体积分数可以被设置为80％到100％。当体积分数小于80％时，在磁性颗粒之间的连续粘结是不令人满意的，从而不能形成磁铁用固体材料。然而，在R-Fe-N-H系磁性材料以外，也包括一种例如稀土/铁/硼系磁性材料的硬磁材料，一种例如铬的软磁材料，和/或一种例如金属或无机物的非磁相等，如果固体材料的体积分数在80％到100％的范围内，那么其就是令人满意的，其中该体积分数的值包括上述其它材料的体积分数和R-Fe-N-H系磁性材料的体积分数。
上述R-Fe-N-H系磁性材料以具有0.1μm到100μm的平均粒径的粉末得到的，从而提供磁铁用固体材料的原料。当该平均粒径小于0.1μm时，磁性取向变差，而剩余磁通密度减小。相反地，当平均粒径大于100μm时，矫顽磁力降低，从而使其实用性变差。为提供优良的磁性取向，平均粒径更优选在1μm到100μm的范围内。
而且，R-Fe-N-H系磁性材料的特征在于，该磁性材料具有大的磁各向异性，以及高的饱和磁化和高的居里点。因此，当磁性材料可以被制成单晶粉末时，可以在外部磁场中容易地磁定位，从而，其可以被制成具有优良磁性的各向异性磁铁用固体材料。
另外，即使磁性材料为如下除氢外还含有氧的R-Fe-N-H系磁性材料，其同样也可以用作本发明的磁铁用固体材料。
(1)一种磁性材料，其特征在于其由下述通式表示：
         RαFe100-α-β-γ-δNβHγOδ
其中，R为从包括Y的稀土元素中选择的至少一种元素；α、β、γ和δ为原子百分比，并且分别为5 20、10 25、001 5，1 10；和
(2)一种如(1)所述的磁性材料，其特征在于所述磁性材料具有菱形或六方晶体结构；和
(3)一种如(1)或(2)所述的磁性材料，其中R和/或Fe量的20原子％以下由选自Ni、Ti、V、Cr、Mn、Zn、Zr、Nb、Mo、Ta、W、Ru、Rh、Pd、Hf、Re、Os、Ir和B的至少一种元素所置换；和
(4)一种如(1)-(3)中任一项所述的磁性材料，其中N和/或H量的10原子％以下由选自C、P、Si、S和Al的至少一种元素所置换；和
(5)一种如(1)-(4)中任一项所述的磁性材料，其中所述磁性材料的成分中R的50原子％以上由Sm所置换；和
(6)一种如(1)-(5)中任一项所述的磁性材料，其中所述磁性材料的成分中Fe量的0.01-50原子％由Co所置换；和
(7)一种如(1)-(6)中任一项所述的磁性材料，其中所述磁性材料的晶粒间界或表面已与Zn发生反应。当R-Fe-N-H系磁性材料含有氧时，磁化受到一定程度地削弱，但是氧有助于改善矫顽磁力和磁性稳定性。
R-Fe-N-H系磁性材料的一大特征在于耐氧化性较高，难以生锈。
Nd/Fe/B系烧结磁铁具有非常高的磁性，并在例如VCM和各种电动机等致动器中具有重要的用途。然而，由于烧结磁铁的表面即使在常温下也易于氧化，因此为防锈，该烧结磁铁必须通过镀镍、涂布环氧树脂等进行表面处理。
另一方面，在含有R-Fe-N-H系磁性材料的磁铁的情况下，上述表面处理可能是不必要或者可以简化。换句话说，所述磁铁不仅具有成本上的优点，而且其优点也在于，当该磁铁用于致动器或电动机时能够增加旋转和往复运动的扭矩，因为可以通过具有低磁性的表面层的厚度而使定子和转子之间的间隙变窄。因此，所述磁铁能够最大程度地利用磁力。因此，例如，即使当所述磁铁的(BH)max的值在常温下低于Nd-Fe-B系磁铁，其也能够显示出类似的性能。在含有R-Fe-N-H系磁性材料的磁铁的情况下，当表面处理不是必要的时候，即使常温下的(BH)max的值为200kJ/m3以上，也可以制成一种具有优良性价比的优选磁铁，而如果该值为240kJ/m3以上，则可以制成一种更加优选的磁铁。然而，在具有销式磁通反转机构的磁铁用固体材料的情形下，由于原料磁铁粉末本身具有优良的热稳定性和抗腐蚀性，因此特别是对于高温扁平用途，即使(BH)max值在常温下小于200kJ/m3，磁铁用固体材料也可被有利地使用。然而，即使在此情形下，也优选常温下，(BH)max值为100kJ/m3以上。
根据本发明，磁铁用固体材料的第一方式为一种磁铁用R-Fe-N-H系固体材料，其特征在于，具有大于7.45g/cm3的密度。由于磁化强度和磁通密度各自都与填充率成比例，因而，该固体材料的密度越低，剩余磁通密度就越低，从而降低了最大能量积，一般地，磁铁用固体材料的填充率越大，该固体材料就越适于作为高性能磁铁。而且，由于磁铁用R-Fe-N-H系固体材料在许多情形下为粉末形式，因此如果作为连续孔的空隙等氧通路存在很多，粉末的表面将被氧化劣化，这导致矫顽磁力的降低。因而，根据固体材料的组成和/或应用，固体材料的密度必须令人满意的增加，以防止来自表面的氧进入，从而填充率必须为95％以上，并优选为98％以上，而特别靠近表面的填充率可能必须为接近100％。在该氧化剧烈的固体材料组成和应用的组合中，磁铁用固体材料密度优选大于7.45g/cm3，并更优选大于7.50g/cm3，更优选大于7.55g/cm3，最优选大于7.60g/cm3。另外，根据原料的组成，当固体材料的密度大于8.0g/cm3时，形成了优良磁性的R-Fe-N-H相以外的相，从而，固体材料的磁性经常变差。因此，这不是优选的。
根据制造磁铁用固体材料的方法和/或条件，固体材料的体积越大，内部的填充率就越小。然而，即使在这样一种情形下，如果表面层的填充率充分地增加，而该层充分地变厚，则固体材料可以作为一种实用的磁铁提供。
然而，当磁铁用固体材料仅由R-Fe-N-H系磁性材料组成，而剩余的为空气时，如果所述固体材料的密度为7.45g/cm3以下，即使形成了具有任何形式和体积的磁铁，该磁铁也包括很多空隙，这些空隙经常会导致裂缝和/或断裂，矫顽磁力可能经常减少，如上所述。因此，这不是优选的。
根据本发明的一种方法，当仅由R-Fe-N-H系磁性材料作为原料制造体积为5cm3以下的磁铁用固体材料时，具有大于7.60g/cm3的密度的磁铁用固体材料可被容易地获得。然而，当制造体积为0.1cm3的磁铁用固体材料时，根据该固体材料形态，密度为7.45g/cm3以下的一部分可以在固体材料内部形成。然而即使在这种情形下，当形成表面层部分的一部分的密度超过7.60g/cm3时，该固体材料具有耐氧化性和优良的磁性，可以说属于本发明的磁铁用固体材料。
另一方面，不含氢的Th2Zn17型R-Fe-N系磁性材料，当磁性被最适化时，每个R2Fe17对应的氮量小于3，从而形成了热力学不稳定的R2Fe17N3-Δ相。这种相在热和机械能的作用下容易分解为α-Fe分解相和稀土氮化物分解相。因此，磁铁用高性能固体材料不能通过现有的冲击波压缩方法形成。
相反，当氢量被控制在上述范围内时，通常主相形成热力学稳定的R2Fe17N3Hx相，或含有剩余量的氮的R2Fe17N3+ΔHx相，其中x通常在0.01-2的范围内，从而，与不含氢的Th2Zn17型R-Fe-N系磁性材料相比，在热和机械能的作用下分解为α-Fe分解相和稀土氮化物分解相被显著抑制。
这只是一个用来获得具有高密度和优良的磁性，具有优良的热稳定性和耐氧化性的磁铁用固体材料的重要信息。
用于本发明中的R-Fe-N-H系磁性材料可以形成各种磁性材料，例如成核型、销型、交换弹性型、或交换耦合型磁性材料，它们彼此的磁化反转机理不同，成为磁铁用固体材料。由于每种上述的磁性材料在高于600℃时都导致分解反应，因此所有的磁性材料都不能通过在高温下实现密实化的烧结方法形成磁铁用固体材料。所有的磁性材料是使用本发明的冲击压缩法成形非常有效的材料群。
如上所述，R-Fe-N-H系磁性材料在热和机械能的作用下的分解被明显抑制。然而，如果这种磁性材料被分解，从而形成具有大于100nm的大粒径的稀土氮化物相和α-Fe分解相，即使含有大量昂贵的稀土元素，α-Fe分解相也作为磁种(magnetic seed)，从而矫顽磁力明显地减少。因此，这不是优选的。
所以，当作为R-Fe-N-H系磁性材料的第二相，使磁铁中含有Fe；Co；Fe-Co；Fe-Ni如坡莫合金；Fe-Co-Ni；其氮化物；以及与一种或多种所述成分与一种或多种所述M(金属)成分的合金、化合物等的软磁相时，提供软磁相以使得能够获得约5到100nm的软磁相粒径或厚度，从而可以保持实用的矫顽磁力，并且能够节约昂贵的稀土元素，因而可以获得具有高性价比的磁铁。
这些软磁性第二相具有如下效果，其中特别是R-Fe-N-H系磁性材料的剩余磁通密度得到增强。然而，当软磁相的粒径或厚度小于5nm时，饱和磁化减小，而当软磁相的粒径或厚度大于100nm时，不能保持由软磁相和硬磁相之间的交换作用而产生的耦合以及软磁相之间的交换作用而产生的耦合而获得的各向异性，而第二相作为反磁畴的晶粒，从而矫顽磁力明显地降低。因而，这不是优选的。
为实现这种精细结构，作为一种制造R-Fe原料的方法，可以采用在R-Fe原料中加入M成分，通过快速淬火法得到R-Fe-M的公知方法；诸如机械合金化或机械粉碎法的公知方法；或通过基于上述方法的粉碎法制作R-Fe或R-Fe-M原料的方法等。
另外，在此情形下，软磁第二相的量优选5-50体积％。当小于5体积％时，矫顽磁力一定程度的增加，但剩余磁通密度与仅有R-Fe-N-H系材料的情形下相比并未增加很多。另一方面，当其大于50体积％时，磁通密度逆向增加，而矫顽磁力明显地减少。在任何情况下，都不可能获得较高的(BH)max。软磁相的量更优选10-40体积％。
而且，通过将诸如稀土/铁/硼系磁性材料(例如Nd-Fe-B系磁性材料)，稀土/钴系磁性材料(例如SmCo5系或Sm2Co17系磁性材料)，或者铁磁性材料等硬磁粉末中的一种或二种以上以50体积％以下的量与R-Fe-N-H系磁性材料混合，可以得到一种磁铁用固体材料，其中各种实用要求，例如磁性、热稳定性、以及成本都能够根据能够应用被优化。
通常，在磁铁用固体材料中包含了越多的稀土/铁/硼系磁性材料，整体的磁性也就越高，但是抗腐蚀性却降低了，而成本则升高，而如果其中包含了越多的稀土/钴系磁性材料，热稳定性就得到了越好的改善，但是磁性将劣化，而成本则升高，而如果其中包含了越多的铁磁性材料，其成本就越低，而其温度特性也得到改善，但是磁性会显著的劣化。当一种R-Fe-N-H系磁性材料与粒径同R-Fe-N-H系磁性材料十分不同的不同磁性材料相混合时，获得了增加填充率的条件更宽的优点。
在一种用于本发明的磁铁用固体磁性材料中，为形成一种特别具有高矫顽磁力和高矩形比的磁铁，可以在晶粒间界设置一种非磁相。
作为其方法，可以举出以日本专利No.2075985开始的公知方法，例如，将磁性粉末和非磁性成分混合，并进行热处理的方法；对磁性粉末的表面进行镀处理的方法；通过各种蒸镀法用非磁性成分覆盖磁性粉末表面的方法；用有机金属处理磁性粉末，并将所述有机金属光分解，从而使粉末表面为金属成分覆盖的方法。而且，将R-Fe-N-H系磁性材料和非磁性材料相混合，并进行压塑，然后用冲击波进行压缩的方法也可被采用。
作为非磁性成分，无机成分和有机成分都能够被使用，优选熔点为1000℃以下、优选为500℃以下的低熔点金属，例如Zn，In，Sn或Ga。当这些中的Zn被使用时，矫顽磁力呈指数增加，热稳定性也增加。为取得优良的磁性，非磁相的体积分数，包括前面在R-Fe-N-H系磁性材料中所含的非磁相量，优选为10体积％以下，并更优选为5体积％以下，最优选为3体积％以下。此外，当小于0.01体积％时，非磁相在矫顽磁力方面的作用难以察觉。
通过将本发明的磁铁用固体材料与软磁性固体金属材料组合并一体化，会实现更高的性价比。通过将Fe材料、Fe-Co材料、硅钢板等与磁铁用R-Fe-N-H系固体材料组合，可以增加磁通密度，并且，通过在固体材料表面上层叠上述材料、Ni或含镍材料，其加工性和抗腐蚀性也能够得到进一步改善。
图1和图2示出了R-Fe-N-H系磁铁用固体材料和软磁材料被粘结并彼此一体化的例子。
图1为一个示意图，其示出了磁铁用固体材料的截面的一个例子，该磁铁通过将R-Fe-N-H系磁性材料(硬磁层)和软磁固体金属(软磁层)接合并一体化而获得。
图2为一个示意图，示出了磁铁用固体材料的截面的一个例子，该磁铁中，R-Fe-N-H系磁性材料层(硬磁层)和软磁层交替地层叠并一体化。通过构成如图2所示的磁铁，能够降低磁铁的成本而不减少磁铁的表面磁通密度。
当R-Fe-N-H系磁性材料的粉末和软磁块状材料或粉末同时地加载而不混合这两种材料，并且受到冲击波压缩时，由于R-Fe-N-H系磁性材料的固化和其与软磁材料的一体化能够同时进行，而不需要为在后处理中实现材料的一体化而进行的切削、焊接或使用粘结剂粘结等，因而在成本上具有很大的优点，这是本发明的一个显著特征。
如图3所示，本发明的磁铁用固体材料全部表面的一部分可以被非磁性固体材料覆盖。
图3示出了磁铁用固体材料截面，该磁铁由非磁性材料覆盖。对于所有的表面都可以被非磁性材料覆盖的磁铁用固体材料，由于抗腐蚀性也增加，即使为在高温高湿的苛刻环境下使用磁铁用固体材料而牺牲了一些磁性，被非磁性固体材料覆盖也可以是有利的。作为非磁性固体材料，可以举出分解温度和/或熔点高的有机物、聚合物、无机物或非磁性金属。在特别需要热稳定性的应用中，用非磁性金属或无机物覆盖是优选的。也在此情形中，当R-Fe-N-H系磁性材料的粉末和非磁性固体材料或粉末被同时加载而不相互混合，并进行冲击波压缩时，R-Fe-N-H系磁性材料的固化和其与非磁性材料的一体化能够同时进行。
为了给磁铁用固体材料提供各向异性以制成磁铁，通常对其进行磁化。然后，磁铁用固体材料受到巨大的冲击，从而，即使是致密固化的R-Fe-N-H系磁铁用固体材料也可以被裂开和/或碎裂。因此，根据磁化场和/或磁化方法，优选用非磁性固体材料覆盖部分或全部的磁铁表面，以提供一种耐冲击性高的磁铁用固体材料。
图4示出了本发明的另一种磁铁用固体材料的截面的例子。换句话说，通过将R-Fe-N-H系磁性材料与软磁材料和非磁性材料组合，可以形成如图4所示的磁铁用固体材料。
本发明的磁铁用固体材料的特征在于磁化后优良的磁性。在R-Fe-N-H系磁性材料作为磁各向异性材料的情形下，优选在受到压塑时，磁性粉末在80kA/m以上、优选800kA/m以上的磁场中进行磁性取向。而且，优选的是，在使用冲击波压塑后，通过在1.6MA/m以上、更优选2.4MA/m以上的静磁场或脉冲磁场中磁化压塑的材料来增加剩余磁通密度和矫顽磁力。
在R-Fe-N-H系磁性材料作为磁各向同性材料时，在受到压塑时不需要磁性取向。然而，压塑的材料必须如上所述被磁化，以实现充分的磁各向异性。
此外，当此种磁铁用固体材料被磁化并用作磁铁时，根据应用，需要各种形状。此种磁铁用固体材料不含树脂粘合剂，并且密度较高，并能被容易地用普通加工机械通过切削加工和/或塑性加工成任意形状。特别的是，该固体材料的一个主要特征在于，其能够容易地被加工成具有工业使用价值的棱柱形、圆柱形、环形、圆盘状或平板状。一旦此固体材料被加工成上述形状，并且在此后对其进一步的切削加工等，以形成具有瓦形或任意底部形状的方孔等也是可能的。换句话说，这种磁铁用固体材料能够从任意形状，通过切削加工和/或塑性加工成由曲面和/或平面围绕的形态而形成的，其中“加工”一词指普通金属材料的成型，即通过锯、车床、铣床、钻床、砂轮等进行的加工，而“塑性加工”指通过冲压进行模切或成形、压延、爆炸成形等。另外，这种磁铁用固体材料能在磁性材料粉末的分解温度以下受到热处理，例如退火，以除去冷加工后固体材料中的应变。根据磁性材料的组成，塑性加工可以提供磁各向异性或可以增强磁各向异性。而且，通过将塑性加工与热处理组合，矫顽磁力能够得到控制。热处理也可以在冲击波压缩后实施，如下所述，以使得各磁性能够通过给固体材料退火以去除所导致的扭曲和/或通过控制精细结构而被增强。此外，例如，当一种具有低熔点的金属被加到R-Fe-N-H系磁性材料中时，热处理可以与粉末压块同时进行，或在其之前或之后进行，以增强磁性粉末之间的暂时粘结，从而便于接下来的操作，其中热处理的温度从100℃以上到小于分解温度。除上述例子以外，在制造本发明的磁铁用固体材料之前、之中和之后，可以进行热处理。
根据本发明，磁铁用固体材料的第二方式为一种含有80-97体积％R-Fe-N-H系磁性材料的材料。这种方式试图提供一种磁铁用固体材料，其具有优良的磁性和稳定性，尽管重量轻。因此这种第二方式在目标上与第一主式相当地不同。在第二方式中，R-Fe-N-H系磁性材料以外的3-20体积％的部分根据用途和/或材料组成可以是大气，但也可以是真空、或者密度为6.5g/cm3以下的元素、化合物或者它们的混合物。
作为本发明的第二方式的磁铁用固体材料的密度优选在6.15到7.45g/cm3的范围内，以良好地使用这种固体材料的特征。即使当固体材料的密度小于6.15g/cm3时，如果R-Fe-N-H系磁性材料成分的量为80体积％以上，该密度也可以是优选的。而且，如果R-Fe-N-H系磁性材料的量为97体积％以下，固体材料的密度可能会大于7.45g/cm3，这将不能很好地利用重量比现有固体磁铁轻的本发明的磁铁用固体材料的特征。例如，即使当真密度为7.69g/cm3的Sm2Fe17N3H0.1磁性材料(参见Trans.Magn.，MAG-28，2326页；和ICDD的Power DiffractionFile WZ1430)以外的一部分是具有密度足以忽略的气体时，如果该磁性材料的含量为80-97体积％，该固体材料的密度将在6.15到7.46g/cm3的范围内。
这里所说的“真密度”指根据由X射线分析所获得的R-Fe-N-H单位晶胞的体积(v)与构成单位晶胞的原子重量总和(w)所确定的密度(w/v)，其通常被称为“X射线密度(Dx)”。而且，磁铁用固体材料的密度(Dm)可以根据例如阿基米德方法或体积方法的宏观方法确定。另外，本发明的磁铁用固体材料为多晶物质，并可以包括不同于R-Fe-N-H主相的一种表面相，因而即使在该固体材料不包括空隙的状态下，Dm也经常不与Dx对应。因此，在本发明中，通过使用密度(Dm)本身作为指导来判断该固体材料中的填实度通常比用填充率(Dm/Dx)判断其更合适。
根据R-Fe-N-H系磁性材料的组成和该磁性材料以外的部分的种类，R-Fe-N-H系磁性材料的体积分数和其密度之间的关系改变。另一方面，为获得一种具有良好热稳定性的磁铁用固体材料，磁性材料的含量必为80体积％以上，而为获得重量轻的磁铁用固体材料，该固体材料的密度必须为7.45g/cm3以下。因此，一种更优选的磁铁用固体材料含有80-97体积％的R-Fe-N-H系磁性材料，并具有在6.15到7.45g/cm3的范围内的密度。
关于磁铁用固体材料的密度和R-Fe-N-H系磁性材料的体积分数的更优选的范围，在一个特别要求热稳定性的应用中，选择体积分数范围为83-97体积％而密度范围为6.35g/cm3-7.45g/cm3，而为获得具有显著的机械强度、磁性和热稳定性的轻重量的磁铁，选择体积分数范围为85-96体积％而密度范围为6.50-7.40g/cm3。
在本发明的磁铁用固体材料中，R-Fe-N-H系磁性材料以外的成分优选密度为6.5g/cm3以下的元素、化合物或者它们的混合物。当该成分为密度大于6.5g/cm3的元素时，即使当磁性材料的体积分数被限制在80体积％，整个磁铁用固体材料的密度通常大于7.45g/cm3，因而，本发明的第二方式的特下就无法得用。因此这种元素不是优选的。
作为密度为6.5g/cm3以下的元素，可以列举Al、Ar、B、Be、Br、C、Ca、Cl、F、Ga、Ge、H、He、Kr、Mg、N、Ne、O、P、S、Se、Si、Te、Ti、V、Y、Zr等。另外，即使磁铁用固体材料中含有一种或多种上述元素的化合物和/或合金，和/或密度为6.5g/cm3以上的元素时，以化合物和/或合金的形式的密度为6.5g/cm3以下的，例如Mn-Al-C或者Al-Cu-Mg合金，或者以混合物形式的密度为6.5g/cm3以下的，例如比例为1∶1的Bi-Al等被优选作为磁性材料以外的成分。
R-Fe-N-H系磁性材料以外的一部分可以是密度为6.5g/cm3以下的气体，例如从由惰性气体如氮气、He、Ar或Ne，和还原气体如氢气或氨气组成的组中选择的至少一种。一种用上述材料制造的磁铁用磁性材料/气体复合固体材料的特征在于其重量轻。
此外，R-Fe-N-H系磁性材料以外的一部分可以优选从由氧化物如MgO、Al2O3、ZrO2、SiO2或铁氧体，氟化物如CaF2或AlF3，碳化物如TiC、SiC或ZrC，氮化物如Si3N4、ZnN、AlN等密度为6.5g/cm3以下的物质组成的组中选出。
其中，特别是硬磁性铁氧体，如BaO·6Fe2O3系、SrO·6Fe2O3系、添加镧的铁氧体、和/或根据情况而定的软磁性铁氧体如Mn-Zn系或Ni-Zn系等可以被包含在磁铁用磁性材料/无机物复合固体材料中，从而使磁性和/或其稳定性得到增强。这些磁铁用磁性材料/无机物复合固体材料具有优良的机械强度、热稳定性和磁性。
而且，R-Fe-N-H系磁性材料以外的一部分可以是密度为6.5g/cm3以下的有机物。例如，具有100℃以上的玻璃化转变温度、软化点、熔点和分解点的有机物可以作为本发明的磁铁用固体材料的成分。作为上述有机物，例如，可以列举，被称作“工程树脂”的树脂如聚酰胺、聚酰亚胺、聚苯氧化物或全芳族聚酯；以及耐热热塑性或热固性树脂如液晶聚合物、环氧树脂、苯酚改性的环氧树脂、不饱和聚酯树脂、醇酸树脂或含氟树脂；以及有机硅化合物如硅橡胶；以及有机金属化合物如偶联剂和润滑剂。
然而，上述有机物的体积分数为20体积％以下，并优选为17体积％以下，并更优选为10体积％以下，并最优选为5体积％以下，这不应妨碍R-Fe-N-H系磁性材料通过金属键固化。这种磁铁用磁性材料/有机物复合固体材料尽管重量轻但具有优良的抗震性。然而，在高温和高湿的恶劣条件下，可能不会使用这样的磁铁用磁性材料/有机物复合固体材料。
本发明的磁铁用固体材料的R-Fe-N-H系磁性材料以外的一部分可以同时包含选自上述气体、无机物、和有机物的两种以上。例如，一种磁铁用R-Fe-N-H系磁性材料/无机物/有机物复合固体材料，其含有作为大气的空隙，和分散有二氧化硅的硅橡胶；以及一种磁铁用R-Fe-N-H系磁性材料/气体/无机物/有机物复合固体材料，其含有填充有作为惰性气体的氮气的空隙，和分散有二氧化硅的硅橡胶。希望它们被合适地利用，以使各成分的特性都被很好的利用。
一种本发明的磁铁用固体材料，进一步希望满足下列关系：
Br 0HcJ(Pc+1)(11000-50Tmax)/(10000-6Tmax)
其中Br为常温下的剩余磁通密度，HcJ为常温下的矫顽磁力，Pc为所述固体材料用作磁铁时的磁导系数，Tmax为最高工作温度，而μ0为真空的绝对磁导率。
上述关系式为一个限定了磁铁不引起明显退磁的所述固体材料的条件的公式，这的含义将在下面补充，其中“明显的退磁”表示不可逆的和较大的退磁。例如，其指例如1000小时内的不可逆退磁率超过-20％的退磁。
表示了与磁铁的逆磁场相对的磁化变化的B-H曲线上的临界点的H坐标在矩形比大约为100％时值大约为HcJ。当该磁铁的工作点位于高于临界点的磁场一侧，该磁铁迅速地退磁，从而磁铁的性能不能被有效地获得，因此工作点应当在低于临界点的磁场一侧。因此，当由磁铁的形状决定的磁通密度和退磁率的比率作为内部磁导系数(Pc0)，把固体材料作为磁铁装入磁回路或装置中后、由施加到工作当中的磁铁上的逆磁场的大小决定的各工作点的所述磁导系数中最小的磁导系数作为Pc，从Pc0和Pc中选出较小的一个值作为Pcmin时，如果至少下式(1)不能满足，就将导致明显的退磁：
( B r - μ 0 H CJ ) μ 0 H CJ ≤ P C min - - - ( 1 )
式(1)为室温下的条件式，其可以通过使用T℃下剩余磁通密度的温度系数[α(Br)]和该温度下矫顽磁力的温度系数[α(HcJ)]转变为下式(2)：
B r { 1 + α ( B r ) × ( T - 25 ) 100 } ≤ ( P C + 1 ) μ 0 H CJ { 1 + α ( H CJ ) × ( T - 25 ) 100 } - - - ( 2 )
从而，可以确定没有明显退磁的条件。
这里，当Pc0小于Pc而即使固体材料被磁化时，一旦磁场被移除，固体材料退磁时，通过先将磁铁套入磁轭中并然后使固体材料受到磁化而防止明显地退磁。然而，如果至少由式(2)限定的条件不能被满足，由磁铁引起的明显退磁就不能被避免。
根据R-Fe-N-H系磁性材料组成和/或其温度范围，α(Br)和α(HcJ)各自的值变化，α(Br)以约-0.06％/℃的速率变化，而α(HcJ)以约-0.5％/℃的速率变化。α(HcJ)的绝对值比α(Br)大，它们都是负值，因而T越高，满足式(2)的正值(Br，HcJ)组合的范围就越窄。因此，当含有本发明的磁铁用固体材料的磁铁在磁导系数(Pc)的条件下使用时，通过将由Br和HcJ各自的值控制在由工作中的最高温度Tmax℃决定的式(2)所限定的范围内，铁的退磁可以减弱。
将T＝Tmax，α(Br)＝-0.06和α(HcJ)＝-0.5代入，式(2)可被重新整理为下式(3)：
B r ≤ μ 0 H CJ ( P C + 1 ) ( 11000 - 50 T max ) ( 10000 - 6 T max ) - - - ( 3 )
换句话说，如果该固体材料形成磁铁，而Br、HcJ、Pc和Tmax满足式(3)，该磁铁可以说是一种不会导致明显退磁的磁铁。而且，根据式(3)，HcJ越大，Br的可能值就越大。为形成一种具有较高热稳定性和优良磁性的磁铁，优选形成HcJ大于0.62MA/m的磁铁用固体材料。
本发明的磁铁用固体材料的最佳方式为一种磁铁用固体材料，其中通过增加磁性材料的体积分数而使Br增加。具体地，它是一种磁铁用固体材料，其中，通过将具有包括Th2Zn17型晶体结构或类似晶体结构的菱形晶体的R-Fe-N-H系磁性材料的填充率控制为95％以上、优选98％以上、最优选99％以上，其密度被控制在优选7.45g/cm3以上，并更优选7.50g/cm3以上，最优选7.60g/cm3以上，且常温下的最大能量积(BH)max增加，所述的磁铁用固体材料具有在目标应用环境中具有满足式(3)的磁性。
另一方面，即使当在常温下具有最大能量积(BH)max的磁铁用固体材料通过增加磁性材料体积分数从而增加Br而形成，如果Tmax为高温，比如100℃以上，而式(3)不被满足，所得的固体材料将明显地退磁，而其性能可能比磁性材料填充率和Br都较小的磁铁用固体材料小。换句话说，根据Pc和Tmax的组合，及磁铁用固体材料HcJ，增加R-Fe-N-H系磁性材料的体积分数以增加Br没有意义。为获得具有较轻重量并具有较高成本/性能的磁铁用固体材料，优选减少磁性材料的体积分数。
以下将通过列举具体例子进行解释。当这种HcJ＝0.62MA/m的R-Fe-N-H系磁性粉末用作原料并使用冲击波压缩时，在特定条件下可以形成具有约100％体积分数的磁铁用固体材料，其中Br大于1.2T。
然而，在Pc＝1，且Tmax＝100℃的应用时，根据公式(3)判断，Br不必被设定到0.99T以上。换句话说，在此情形下，即使当所得的磁铁用固体材料为Br大于0.99T的材料，该固体材料也通过该所得磁铁的工作或使用而退磁，从而所得磁铁性能类似于Br为0.99T的磁铁。因此，优选磁性材料的体积分数更适合降低到83-85体积％，以形成大致上Br＝0.99T的磁铁，从而获得了具有较轻重量和较低成本的磁铁。
上面描述了磁铁的热稳定性，这取决于磁性材料的磁性，例如取决于由磁铁形状、磁回路和磁铁的工作决定的最小磁导系数、及Br、HcJ、α(Br)、α(HcJ)。热稳定性也被称为“磁铁的温度特性”。
上述以外，作为导致热稳定性降低的较大原因，可以列举磁性粉末没有通过金属键彼此充分接合而固化的事实。由于永磁铁在外磁场中形成静磁势，它基本上排列在晶体容易磁化的方向上。然而，由于永磁铁在磁性方面处于一种不平衡的状态，如果其处于一个其中没有磁性粉末彼此充分接合而固定的状态，通过基质中的各磁性粉末的旋转而改变易于磁化的方向，从而蓄积的静磁能逐渐降低。
在具有填充率小于80％的磁性粉末的材料中，例如在粘结磁铁中，当其中的树脂在100℃以上的高温下被软化或劣化时，相对容易导致松弛，从而该材料显著地退磁。粘结磁铁如其名称所表示的，是用粘结剂粘结的磁铁，而不是用金属键固定的磁铁。不良的热稳定性可以说是由其导致的一个问题。
另一方面，在本发明的磁铁用固体材料中，如果磁性粉末体积分数为80体积％以上、优选为83体积％以上、更优选为90体积％以上、最优选为95体积％以上，由于磁性粉末通过金属键彼此固定，因而不会导致如上所述的这种松弛。如上所述，为获得在100℃以上的温度下满足的该固体材料的热稳定性，根据该固体材料的磁性及其应用，该磁性材料的体积分数的下限和上限应被限制在一个特定的范围内。
本发明的磁铁用固体材料也可以作为当制成磁铁时的矫顽磁力为0.76MA/m以上、和矩形比(Br/Js)为95％以上的磁铁用固体材料提供，而无需特殊的处理，其中Js为常温下的饱和磁化，在本发明中它为当外部磁场为1.2MA/m时的磁化值。
例如，一种Sm2Fe17N3H01材料，其具有一种关系，其中粒径大致与矫顽磁力(HcJ)成反比，因为该材料具有成核型磁场反转功能。当粒径小于2μm时，矫顽磁力变为大于0.76MA/m。然而，在此粒径范围内，在磁性粉末的粒径降低时，该粉末变得容易聚集，从而在一般和工业用磁场中，磁性粉末磁性取向度急剧地降低，而矩形比也降低。
图5示出了压缩成型品的矫顽磁力(HcJ)和矩形比(Br/Js)之间的关系(在图中以●表示)，该成型品由使具有各种粒径的磁性粉末在1.2MA/m的外磁场和1.4GPa的成型压力的条件下进行压缩成型而制成，所述磁性材料通过用球磨机将Sm2Fe17N3H0.1磁性材料磨成粉而获得。在图5中，当矫顽磁力HcJ大于0.73MA/m时，矩形比急剧地下降到HcJ为0.76MA/m以上的95％以下。
当一种本发明的磁铁用固体材料进行冲击波压缩和固化的时，固体材料的结构可以被制得精细。因此，可以通过使用矫顽磁力小于0.76MA/m的磁性粉末制备具有高矩形比的粉末压块，并对其冲击波压缩和固化，并同时增加其矫顽磁力，而形成具有高矩形比和高矫顽磁力的磁铁用固体材料。当矫顽磁力处于0.8到1.2MA/m的范围内时，通过改进磁性取向的方法和磁性材料中的成分，矩形比可被控制在95％到约100％的范围内。
以下，将说明一种用于制造本发明的磁铁用固体材料的方法，特别是其中可以实现本发明的磁铁用固体材料的冲击波压缩。然而，本发明的制备方法并不限于此。
一种使用水下冲击波的冲击压缩方法可从下面的组中选出：将粉末在套管最内部进行粉末压实，在中间区域加水，在周边布置炸药，并通过引爆炸药将冲击波引入所述中间区域的水中，从而使在最内部的所述粉末被压缩的方法；将粉末在一个密封容器内进行粉末压实，将其投入水中，引爆水中的炸药以通过来自其的冲击波压缩所述粉末的方法；以及一种公开于日本专利No.2951349或JP-A-6-198496中的方法。在任何一种方法中，来自水下冲击波的冲击压缩的优点可以描述如下：
在本发明的使用水下冲击波的冲击压缩方法的压缩固化步骤中，冲击波所带来的非常高的压力剪切特性和激活作用导致在粉末的通过金属键的固化作用，以及精细分割微结构的作用，从而可以实现块状固化和高的矫顽磁力。
然后，冲击压力本身的持续时间长于使用现有冲击波的情形，但由基于冲击波的块状压缩和非线性现象的熵增而导致的该磁性材料的温度升高在很短时间内消失(几μs或更短)，而几乎不会导致分解和脱氮。
在使用水下冲击波的压缩后也存在残余温度。当此残余温度变为分解温度(常压下约600℃)以上时，R-Fe-N-H系磁性材料等也开始被分解，从而磁性被破坏。因此，这不是优选的。
然而，当使用水下冲击波时，同使用现有冲击波的相比，能够容易的保持低残余温度。
换句话说，水下冲击波具有如下特征。
(1)水下冲击波的压力取决于炸药和水之间的Hugoniot关系，而压力(P)可被大致地用下列公式表示：
P＝288(MPa){(ρ/ρ0)7.25-1}
根据上述公式，当使用水下冲击波时，相对于水的密度(ρ)的标准值(ρ0)的变化的压力(P)增量相当地大。因此，通过控制炸药的量，能够容易地获得一个非常高的压力，而磁性材料的温度同使用现有的冲击波的情况相比，能够被容易地保持在较低的温度。
(2)震动压力本身的持续时间较长。
(3)由基于冲击波的块状压缩和非线性现象的熵增而导致的磁性材料温度升高在很短的时间内消失。
(4)接下来，磁性材料的温度长时间保持在较高温度的状态被减弱。
(5)冲击压力均匀地施加到压缩的材料上。
仅通过水下冲击波所具有的上述特性，R-Fe-N-H系磁性材料能够被简单的压缩和固化为高密度材料而不会受热分解。
而且，通过对磁性材料在磁场中进行粉末压实，磁性材料粉末的容易磁化的轴能够被排列成同一方向，并且即使当所得的粉末压块通过冲击压缩和固化而被固化时，可以获得一种用于具有磁同轴各向异性的磁铁用固体材料而不使其磁性取向被劣化。
在本发明中，通过使原料磁性粉末被具有3到40Gpa的冲击波压力的水下冲击波压缩和固化，能够获得一种具有对于真密度(例如，7.7g/cm3)填充率超过80体积％的密度的磁铁用固体材料。当冲击波压力小于3GPa时，具有80体积％的填充率的磁铁用固体材料不能总被获得。此外，当冲击波压力高于40GPa时，容易形成分解物，例如α-Fe分解相。因此这种压力不是优选的。当使用具有3到40GPa的水下冲击波进行压缩和固化时，具有对于所述原料磁性粉末的真密度填充率超过80体积％的密度的磁铁用固体材料能够被获得，并具有良好的重现性。另一方面，当使用具有6到40GPa的水下冲击波时，能够获得填充率超过90体积％的高密度磁铁用固体材料。然而，当R-Fe-N-H系磁性材料以外的一种固体成分，例如，软磁材料，诸如稀土/铁/硼系磁性材料的硬磁材料，和/或非磁相被包含时，上述条件不仅由R-Fe-N-H系原料磁性粉末的体积分数决定。然而，为得到R-Fe-N-H系磁性材料的体积分数至少50体积％的磁铁用固体材料，水下冲击波必须以上述类似方式控制在3到40GPa的范围内的冲击波压力。
接着，为制备作为本发明的磁铁用固体材料的第一方式的磁铁用高密度固体材料，应该使用具有8到40GPa的冲击波压力的水下冲击波。当冲击波压力低于8GPa时，不总能得到密度为7.45g/cm3以上的块状磁铁。当冲击波压力高于40GPa时，可能会产生分解物，例如α-Fe分解相。因此这种压力不是优选的。
而且，为制备作为本发明的磁铁用固体材料的第二方式的具有较轻重量和优良的高温特性的磁铁用固体材料，冲击压缩中应当应用3到22GPa的冲击波压力，以控制在冲击压缩中粉末压块的温度升高。当冲击波压力低于3GPa时，不总能获得密度为6.15g/cm3以上的磁铁用固体材料。当冲击波压力高于22GPa时，经常会形成密度为7.45g/cm3以上的磁铁用固体材料。另外，当冲击波压力高于40GPa时，可能会形成分解物，例如α-Fe分解相。因此这种压力不是优选的。另外，为重现性良好地获得密度在6.35-7.45g/cm3的范围内、进而在6.50-7.40g/cm3的范围内的磁铁用固体材料，冲击波压力应当控制在3到20GPa，并进一步地在4-15Gpa范围内。然而，在磁铁用磁性材料/气体复合固体材料的情形下，过高的冲击波压力容易形成密度为7.45g/cm3以上的磁铁用固体材料。因此，优选使用具有3到15GPa的冲击波压力的水下冲击波。
如上所述，仅通过选择作为磁性粉末具有热稳定性、并难于产生α-Fe分解相等的R-Fe-N-H系磁性材料，以及将该材料通过上述的水下冲击波压缩和固化进行固化，能够制备一种本发明的磁铁用固体材料。使用这种磁铁用固体材料制备的磁铁具有较高的磁性，优良的耐氧化性，以及优良的热稳定性，因为这种固体材料与粘结磁铁不同，其不包括用作磁性粉末粘结剂的树脂成分。
接下来，将描述作为本发明的第三方式的包含磁铁用R-Fe-N-H系磁性材料的部件或装置。
在最大工作温度(Tmax)为100℃以上的应用中，因为现有R-Fe-N-H系粘结磁铁包括树脂成分而没有磁性粉末通过金属键彼此相粘结并固化，因此该磁铁具有较差的热稳定性，并难以使用。本发明的磁铁用固体材料具有优良的热稳定性，因为R-Fe-N-H系磁性材料通过金属键彼此接合并固化，即使其包括了树脂成分。而且，当磁铁用固体材料的Br和HcJ在由形成磁铁时的Pc和Tmax和公式(3)所限定的范围时，能够形成一种没有明显退磁、重量较轻、具有较高成本/性能和优良的热稳定性的磁铁。
Tmax的上限接近R-Fe-N-H系磁性材料的居里点，并大于400℃，并且取决于磁铁用固体材料的组成或成分，Tmax的上限可以为400℃以下的各值。例如，即使当使用为Zn所覆盖、HcJ＝1.6MA/m的R-Fe-N-H系材料时，如果Tmax为220℃以上，本发明的磁铁用固体材料不能被用作磁铁。
从本发明的磁铁用固体材料得到的磁铁的Pc0在0.1到100的范围内，并更优选在0.1到10的范围内，当Pc0、Br和HcJ的值的组合背离公式(1)的范围时，优选提供磁轭等，并从而增强Pc0，产生磁化。
使用通过本发明的磁铁用固体材料、其中尤其是第二方式的磁铁用固体材料、或权利要求11及前述本发明的方式(S)所规定的磁铁用固体材料得到的磁铁静磁场的、作为转子或定子的各种致动器、音圈电机、直线电机、旋转机械电机，其中特别是，一种用于工业机械或汽车的电机，用于医用装置或金属分级器的磁场源，以及用于分析装置，例如VSM系统、ESR系统或加速器的磁场源、磁电行波管、OA装置，例如打印头或光学摄像管、波动器、摆动器、阻尼器、磁滚筒、电磁吸盘、各种磁片，即使在100℃以上的环境也能够稳定地使用而不产生明显的退磁，除了例如具有非常小的Pc的步进电动机的特殊应用。
对于一些应用，即使是125℃以上的温度该磁铁也可以应用。例如，可以举出一种HcJ＞0.7(MA/m)而Pc＞1的情形。而且，该磁铁能够被用于即使是150℃以上的温度，例如，HcJ＞0.8(MA/m)且Pc＞2的情况。
另外，当该磁铁用于上述装置或部件中时，本发明的磁铁用固体材料可以通过对其进行不同处理，然后使其与各种形状的磁轭、孔件和各种磁分路材料结合、粘接和接合在一起，并将其彼此组合在一起而使用。
另外，当磁铁用固体材料被用作永磁铁同步电动机的转子，或者用作其组成材料的硬磁材料时，该固体材料用于具有表面磁铁结构的转子，该转子可能具有如图6或图7所示的旋转轴的截面结构，或者如图8到图13所示的旋转轴的截面结构。
以下，将通过实施例举例说明本发明。另外，根据X射线衍射图样(使用Cu-Kα放射线)，R-Fe-N-H系磁性材料的分解程度通过来自在2θ＝44°附近的α-Fe分解相的衍射线的高度(b)与来自菱形或六方晶体结构，特别是例如Th2Zn17型晶体结构衍射线的最强线的高度(a)的比值(b/a)来评价。当该比值为0.2以下时，可以认为分解程度较小。这个比值优选为0.1以下。更优选为0.05以下，这时可以认为分解几乎不存在。
然而，当用作磁铁用固体材料的原料的R-Fe-N-H系磁性材料最初含有一种具有44°附近的峰的材料，例如一种铁软磁材料时，上述判定法不能被应用。在此情形下，来自包含例如R-Fe-N-H系磁性材料的原料的比值“b/a”与来自由其产生的磁铁用磁性材料的比值“b/a”的相较比值可被用作指导，以确定该磁性材料是否已分解。
实施例1
一种具有60μm的平均粒径的Sm2Fe17母合金在465℃下的氨-氢混合气流中被氮化和氢化7.2ks，该混合气体中氨分压为0.35atm而氢气分压为0.65atm，然后其在氩气流中退火1.8ks，然后用球磨机将其粉碎到2μm的平均粒径。该粉末在1.2MA/m的磁场中进行磁场取向的同时受到粉末压实，从而获得成形体。图14为一个示意图，示出了用于使用水下冲击波进行冲击压缩方法的装置的一例。如图14所示，所得到的粉末压块被设置于铜管(1)中并固定到一个铜塞(2)上。而且，铜管(3)被固定到铜塞(2)上，其间的间隙充满水，套管(4)被设置在铜管(3)的圆周上，其中套管(4)和铜管(3)之间有均匀的间隔，且其间的空间填充了280g硝酸铵系炸药(5)，然后高爆炸药(5)通过一个起爆单元被起爆，因而该高爆炸药(5)被爆炸。这样，冲击波的压力为16GPa。
在冲击压缩之后，一种固化的具有Sm8.8Fe75.1N13.2H2.9组成的磁铁用固体材料被从管(1)中移除，并在一个0.4MA/m的脉冲磁场中被磁化，并确定了磁性。结果，得出剩余磁通密度(Br)＝1.22T，矫顽磁力(HcJ)＝0.75MA/m，能量积(BH)max＝260KJ/m3。此外，其密度根据阿基米德方法确定。结果，得到7.61g/cm3的密度和99％的填充率。
而且，作为X射线衍射方法分析的结果，业已证实，在固化的磁铁用固体材料中几乎没有析出α-Fe分解相，该材料具有Th2Zn17型菱形晶体结构。
炸药的量被调整以多次重复类似实验。
业已证实，当冲击波压力小于4GPa时，所得的磁铁用固体材料的填充率不必大于80％，而当冲击波压力大于40GPa时，会形成分解物，例如α-Fe分解相。而且，业已发现，为重现地得到填充率大于80％的磁铁用固体材料，冲击波压力被设定在6到40Gpa的范围内，可以好的重现性得到具有超过90％的填充率的磁铁用固体材料，
而且，业已发现，为重现性好地得到密度为6.15-7.45g/cm3的磁铁用固体材料，优选将冲击波压力设定在3到15GPa的范围内。
另外，业已发现，为重现性好好得到密度大于7.45g/cm3的磁铁用固体材料，优选将冲击波压力设定在10到40GPa的范围内。而且，业已证实，当冲击波压力设定在12到40GPa的范围内时，可以以好的重现性得到密度大于7.55g/cm3的块状磁铁。
比较例1
除了具有20μm的平均粒径的Sm2Fe17母合金在495℃下在氮气流中受到72ks的氮化，冲击波压力被设定为18Gpa以外，以类似于实施例1中的方法制备了一种具有Sm9.1Fe77.1N13.2组成的磁铁用固体材料。这种磁铁用固体材料在4.0MA/m的脉冲磁场中被磁化，并确定了磁性。结果，得到剩余磁通密度(Br)＝0.96T，矫顽磁力(HcJ)＝0.36MA/m，(BH)max＝120kJ/m3。另外，其密度根据阿基米德方法被确定。结果，得到7.50g/cm3的密度。
在该材料的X射线衍射图样中，可观察到α-Fe分解相的衍射线以及来自Th2Zn17型菱形晶体结构的衍射线。来自α-Fe分解相的44°附近的衍射线的强度与表示Th2Zn17型菱形晶体结构的最强线(303)的强度的比值(b/a)为0.21。
比较例2
图15为一个示意图，示出了通过直接使用炸药的爆震波而进行冲击压缩的装置的一例。使用该装置，将由实施例1得到的具有2μm平均粒径的R-Fe-N-H系磁性材料设置于铜管(1)中，并固定于铜塞(2)上，套管(4)被设置于铜管(1)的周围，在套管(4)和铜管(1)之间具有均匀的间隔，其间的间隔填充了与实施例1相同量的硝酸铵系炸药(5)，然后炸药通过起爆单元(6)被起爆，因此该炸药被爆炸。在冲击压缩后，固化的试样被从管(1)中移除，并用X射线衍射方法进行分析。结果，业已证实，在冲击压缩之后，产生了SmN和大量的α-Fe分解相，从而发现初始材料的R-Fe-N-H系化合物被分解。然后，衍射线的强度比(b/a)为约3。
实施例2
预定量的金属Sm和Fe粉末(以16.85∶83.15的重量比)通过震动球磨机受到180ks的金属合金化处理，然后在600℃下在真空中受到7.2ks的热处理。这些粉末含有约30体积％的铁软磁材料。该粉末在380℃下在氨一氢混合气流中受到为期1.2ks的氮化和氢化，在该混合气体中氨的分压为0.35atm而氢的分压为0.65atm，并接下来在相同温度下在氢中受到300秒的热处理。使用这些粉末，除冲击波的压力被设定为18Gpa以外，以类似于实施例1的方法制备出具有Sm6.1Fe81.6N9.2H3.1组成的磁铁用固体材料。
这种磁铁用固体材料在4.0MA/m的脉冲磁场中被磁化，并确定了磁性。结果，得到剩余磁通密度(Br)＝1.25T，矫顽磁力(HcJ)＝0.40MA/m，最大能量积(BH)max＝209kJ/m3。另外，其密度根据阿基米德方法确定。结果得到7.74g/cm3的密度。
在这种材料的X射线衍射图样中，可以观察到来自α-Fe分解相的衍射线和和来自Th2Zn17型菱形晶体结构的衍射线。然而，由于此种材料本质上是含有铁软磁材料的材料，而不是α-Fe分解相的，因而通过X射线衍射方法不能严格地确定在固化中是否形成了α-Fe分解相。另外，作为通过射电显微镜的观测结果，铁软磁相的体积百分比为约30％，而结晶粒径为大约10到50nm。
实施例3
将从实施例1中获得的具有2μm的平均粒径的R-Fe-N-H系粉末和具有25μm的平均粒径、组成为Sm11.5Co57.6Fe24.8Cu4.4Zr1.7的Sm-Co系粉末被装入玛瑙研钵，以使得获得50∶50的体积比，并与环己烷湿混和在一起。
使用这种混合粉末，除了冲击波的压力被设定为14Gpa以外，以类似于实施例1的方法制备了一种磁铁用R-Fe-N-H系固体材料，这种磁铁用固体材料在4.0MA/m的脉冲磁场中磁化，并确定了磁性。结果，得到剩余磁通密度(Br)＝1.10T，矫顽磁力(HcJ)＝0.83MA/m，(BH)max＝209kJ/m3。
实施例4
通过使用公知的二乙基锌的光分解法，制备出表面覆盖有金属锌的、具有约1μm的平均粒径的Sm-Fe-Co-N-H磁性粉末。使用这些粉末，除了冲击波的压力被设定为16Gpa以外，以类似于实施例1的方法制备了具有Sm8.4Fe64.3Co7.1N12.6H3.4Zn4.2组成的磁铁用固体材料，
这种磁铁用固体材料在4.0MA/m的脉冲磁场中被磁化，并确定了磁性。结果，得到剩余磁通密度(Br)＝1.27T，矫顽磁力(HcJ)＝0.76MA/m，(BH)max＝257kJ/m3和7.71g/cm3的密度。而且，其被通过X射线衍射方法进行分析。结果，业已证实，该磁铁用固化固体材料具有Th2Zn17型菱形晶体结构。来自α-Fe分解相的44°附近的衍射线强度与表示Th2Zn17型菱形晶体结构的最强线(303)的强度的比值(b/a)为0.08。
实施例5
根据公知的方法JP-A-8-55712，得到具有约30μm的平均粒径的Sm-Fe-Co-Mn-N-H磁性粉末，其中磁化反转机构为销型。使用这种粉末，除了冲击波压力被设定为14Gpa以外，以与实施例1中相同的方法制备了具有Sm8.5(Fe0.89Co0.11)66.8Mn3.6N18.5H2.6组成的磁铁用固体材料。这种磁铁用固体材料在4.0MA/m的脉冲磁场中被磁化，并确定了磁性。结果，得到剩余磁通密度(Br)＝1.12T，矫顽磁力(HcJ)＝0.37MA/m，(BH)max＝125kJ/m3。根据体积方法确定的密度为7.70g/cm3。
而且，在这种材料的X射线衍射图样中，可以观察到来自α-Fe分解相的衍射线和与来自Th2Zn17型菱形晶体结构的衍射线。来自α-Fe分解相的44°附近的衍射线强度与表示Th2Zn17型菱形晶体结构的最强线(303)的强度的比值(b/a)为0.06。
实施例6
除了使用了如表1所示的R-Fe-N-H系磁性材料以外的成分和冲击波的压力外，以类似于实施例1的方法制备了一种磁铁用固体材料。这种磁铁用固体材料在4.0MA/m的脉冲磁场中被磁化，并确定了剩余磁通密度(Br)、矫顽磁力(HcJ)、矩形比(Br/Js)以及(BH)max。
结果如表1所示。尽管HcJ值较大，为0.81MA/m，但矩形比也为96％。该结果在图5中以标记“○”示出，其与通常的压缩成形体相对照。
实施例7-9
在这些例子中的每一个中，除了使用了如表1所示的R-Fe-N-H系磁性材料以外的成分和冲击波的压力外，以类似于实施例1的方法制备了磁铁用固体材料。以类似于实施例6中的方法，确定了各固体材料的各种磁性。其结果如表1所示。
实施例10-11和比较例3
在这些例子中的每一个中，除了使用了具有Sm9.0Fe76.4N13.5H1.1组成和2.5μm的平均粒径的磁性粉末，并且，在实施例10和实施例11中分别使用了3GPa和23GPa的冲击波压力以外，以类似于实施例1的方法制备了磁铁用固体材料。各种磁铁用固体材料的各种磁性以类似于实施例1中的方法确定。结果如表2所示。
而且，这些磁铁用固体材料中的每一个被精确地加工为盘状的统一形状，并在4.8MA/m的脉冲磁场中被磁化，从而形成具有Pc0为2的磁铁。这些磁铁被置于125℃的恒温槽中3.6Ms的时间而不将逆磁场加到最大。使用试样拉引型磁通量计，可以确定置于恒温槽前后的磁通量值，以计算出磁通量的变化率，也即，不可逆退磁率(％)。该结果如表2所示，其中，可以估计到，不可逆退磁率绝对值越小，热稳定性就越好。而且，根据公知的方法，制备了一种具有磁性粉末的体积分数为60％、Pc0为2并使用12-尼龙作为粘合剂的注塑粘结磁铁，其不是磁铁用固体材料(比较例3)。使用与上述相同的方法，确定其不可逆退磁率。该结果在表2中示出。
在考虑到Pc与Pc0相等而Tmax＝125℃的应用时，上述估计得出的结果与在工作或使用前后的退磁度相关。
如表2所示，当比较例3这样的不含其它无机或金属成分的R-Fe-N-H系磁性材料的体积分数小于80％时，由于磁性粉末没有通过金属键彼此结合而固化，该磁性材料具有非常低的热稳定性。而且，在实施例10和实施例11中，磁性粉末通过金属键彼此结合并固化，业已发现，在Pc、Tmax、Br和HcJ满足公式(3)的实施例10的重量轻的磁铁用固体材料的热稳定性好于不满足公式(3)的实施例11。
实施例12和13
组装了一种安装有在实施例10中制造的两块磁铁，具有未使用磁轭进行固定的作为定子的电刷的直流电动机，然后在100℃的温度环境下工作36ks，同时预定的电流大小被施加到线圈上(实施例12)。而且，使用实施例11的磁铁与上面同样地组装了电机并同样地工作(实施例13)。与初始旋转速度刚刚稳定下来的旋转速度相比，在实施例12和13中该电动机36ks后的旋转速度分别改变2％和10％。在各情况下，36ks后的旋转速度大致为510rpm。用于实施例12中的在实施例10中制造的磁铁的密度，同用于实施例13中的在实施例11中制造的磁铁的密度相比，降低了不少于17％。因此，在实施例10中制造的R-Fe-N-H系磁性材料的体积分数小于实施例11。然而，当该磁性材料用于上述电动机时，前一磁性材料的性能与后者相同。
实施例14
除了使用ZrO2作为R-Fe-N-H系磁性材料以外的成分，以及冲击波的压力被设定为14Gpa以外，以类似于实施例的方法制备了具有7.38g/cm3的密度的磁铁。此后，以类似的实施例12的方法组装了电动机。并于100℃的温度环境下工作。结果，得到了与实施例12同等的性能。
表1
  实施例   R-Fe-N-H系磁性材料以外的成分 R-Fe-N-H系磁性材料的体积分数(％)   冲击波压力(GPa)     密度(g/cm3)     Br(T)     HcJ(MA/m)     Br/Js(％)     (BH)max(kJ/m3)
    6     Al2O3     96     15     7.45     1.18     0.81     96     243
    7     TiC     90     15     7.41     1.11     0.78     96     213
    8     Si3N4     85     15     7.18     1.04     0.75     97     194
    9     环氧树脂     83     15     6.55     1.01     0.73     97     177
表2
实施例或比较例   R-Fe-N-H系磁性材料的体积分数(％)  冲击波压力(GPa)   密度(g/cm3)   Br(T)     HcJ(MA/m)  Br/Js(％)   (BH)max(kJ/m3) 不可逆退磁率(％)
实施例10     85     3   6.54   1.06     1.08  0.63   187     -10
实施例11     100     23   7.68   1.25     1.30  0.63   260     -25
比较例3     60     -   5.00   0.78     0.81  0.60   105     -25
工业实用性
根据本发明，一种具有菱形或六方晶体结构的稀土/铁/氮/氢系磁性材料等，受到粉末压实和水下冲击波的冲击压缩，从而在不需要粘结剂的情况下通过非自烧结得到高密度的磁铁用高性能固体材料，并防止其分解和氮化，而且，磁铁用高性能固体材料不但重量较轻，也特别地在磁性方面具有能够获得的较高稳定性。

Claims (20)

1.一种磁铁用固体材料，其含有稀土/铁/氮/氢系磁性材料。
2.一种磁铁用固体材料，其含有稀土/铁/氮/氢系磁性粉末并具有大于7.45g/cm3的密度。
3.一种磁铁用固体材料，其含有80-97体积％的稀土/铁/氮/氢系磁性材料并且重量轻。
4.一种磁铁用固体材料，其含有稀土/铁/氮/氢系磁性材料，具有6.15-7.45g/cm3的密度，且重量轻。
5.一种磁铁用固体材料，其含有具有菱形或六方晶体结构的稀土/铁/氮/氢系磁性材料。
6.一种磁铁用固体材料，其含有由下列通式：
              RαFe100-β-γNβHγ
表示的稀土/铁/氮/氢系磁性材料，其中R为选自稀土元素的至少一种元素；α、β和γ为原子数百分比，分别为3 20，5 30和0.01 10。
7.一种磁铁用固体材料，其含有由下列通式：
           RαFe100-α-β-γ-δNβHγMδ
表示的稀土/铁/氮/氢系磁性材料，其中，R为选自稀土元素至少一种元素；M为选自Li、Na、K、Mg、Ca、Sr、Ba、Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Pd、Cu、Ag、Zn、B、Al、Ga、In、C、Si、Ge、Sn、Pb和Bi的至少一种元素，和/或选自R的氧化物、氟化物、碳化物、氮化物、氢化物、碳酸盐、硫酸盐、硅酸盐、氯化物和硝酸盐的至少一种；α、β、γ和δ为原子数百分比，分别为3 20，5 30，0.01 10和0.1 40。
8.根据权利要求1-7中任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述稀土量50原子％以上为Sm。
9.根据权利要求1-7中任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述铁量的0.01-50原子％为Co所置换。
10.根据权利要求1和3-7中任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述稀土/铁/氮/氢系磁性材料以外的成分是密度为6.5g/cm3以下的元素、化合物，或它们的混合物。
11.根据权利要求1-7中任一项所述的磁铁用固体材料，其中所述固体材料具有关系式：
Br 0HcJ(Pc+1)(11000-50Tmax)/(10000-6Tmax)
其中Br为常温下的剩余磁通密度，HcJ为常温下的矫顽磁力，Pc为当所述固体材料用作磁铁时的磁导系数，Tmax为最高工作温度，μ0为真空的绝对磁导率。
12.根据权利要求1-7中任一项所述的磁铁用固体材料，其中均匀地分散有一种含有选自Fe、Co和Ni的至少一种元素的软磁材料并一体化。
13.根据权利要求1-7中任一项所述的磁铁用固体材料，其中添加并均匀分散了选自稀土/铁/硼系磁性材料，稀土/钴系磁性材料以及铁磁性材料的至少一种磁性材料并一体化。
14.根据权利要求1-7中任一项所述的磁铁用固体材料，其中在所述磁性材料的晶粒间界存在非磁相。
15.一种磁铁用固体材料，其中根据权利要求1-7中任一项所述的磁铁用固体材料和具有软磁性的固体金属材料接合并彼此一体化。
16.一种制造含有稀土/铁/氮/氢系磁性材料的磁铁用固体材料的方法，其中，在所述固体材料进行冲击压缩时使用了水下冲击波。
17.根据权利要求16所述的方法，其中冲击波的压力在3到40GPa的范围内。
18.根据权利要求16所述的方法，其中原料粉末在磁场中受到进行粉末压实。
19.根据权利要求16所述的方法，其包括对所述材料在100℃以上但小于分解温度的温度下进行热处理的步骤。
20.一种在利用由磁铁产生的静磁场的装置、系统或设备中使用的部件，其中所述的磁铁使用了权利要求1-7中的任一项所述的磁铁用固体材料。
CNB028088182A 2001-04-24 2002-04-24 磁铁用固体材料 Expired - Fee Related CN100501881C (zh)

Applications Claiming Priority (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2001125344A JP4790927B2 (ja) 2001-04-24 2001-04-24 磁石用固形材料及びその製造方法
JP125344/2001 2001-04-24
JP131580/2001 2001-04-27
JP2001131580A JP4873516B2 (ja) 2001-04-27 2001-04-27 磁石用固形材料及びその製造方法
JP197889/2001 2001-06-29
JP2001197889A JP4790933B2 (ja) 2001-06-29 2001-06-29 磁石用固形材料及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1505821A true CN1505821A (zh) 2004-06-16
CN100501881C CN100501881C (zh) 2009-06-17

Family

ID=27346596

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB028088182A Expired - Fee Related CN100501881C (zh) 2001-04-24 2002-04-24 磁铁用固体材料

Country Status (5)

Country Link
US (1) US7364628B2 (zh)
EP (1) EP1383143B1 (zh)
KR (1) KR100524340B1 (zh)
CN (1) CN100501881C (zh)
WO (1) WO2002089153A1 (zh)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101234428B (zh) * 2008-03-06 2011-07-27 张路青 可提高飞片速度的平板爆炸装置
CN101088206B (zh) * 2004-12-23 2011-08-31 Abb有限公司 用于永磁电机的转子结构
CN104700972A (zh) * 2013-12-06 2015-06-10 绥中鑫源科技有限公司 一种高性能低成本各向异性粘接磁粉及制备方法
CN104823249A (zh) * 2013-05-31 2015-08-05 北京有色金属研究总院 稀土永磁粉、包括其的粘结磁体及应用该粘结磁体的器件
CN110114489A (zh) * 2016-12-20 2019-08-09 Posco公司 无取向电工钢板及其制备方法
CN111195506A (zh) * 2020-01-21 2020-05-26 成都奇点无限科技有限公司 一种爆轰式合成装置
CN111575598A (zh) * 2019-02-19 2020-08-25 有研稀土新材料股份有限公司 一种添加钇的稀土永磁材料及其制备方法

Families Citing this family (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3967572B2 (ja) * 2001-09-21 2007-08-29 株式会社東芝 磁気冷凍材料
JP4970693B2 (ja) * 2002-10-23 2012-07-11 旭化成ケミカルズ株式会社 磁石用固形材料
JP4145248B2 (ja) 2004-01-22 2008-09-03 信越化学工業株式会社 永久磁石式磁界発生装置
JP4583048B2 (ja) 2004-02-26 2010-11-17 信越化学工業株式会社 希土類磁石密封体およびｉｐｍモータの製造方法
US7713360B2 (en) 2004-02-26 2010-05-11 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth permanent magnet
CN101777809A (zh) * 2004-04-06 2010-07-14 日立金属株式会社 转子及其制造方法
EP2061132B1 (en) * 2006-08-23 2023-07-19 Kabushiki Kaisha Toshiba Permanent magnetic type electric motor
JP4415980B2 (ja) * 2006-08-30 2010-02-17 株式会社日立製作所 高抵抗磁石およびそれを用いたモータ
KR101250673B1 (ko) * 2007-04-27 2013-04-03 고쿠리츠다이가쿠호진 토쿄고교 다이가꾸 고주파용 자성 재료와 그 제조 방법
JP2008283141A (ja) * 2007-05-14 2008-11-20 Seiko Instruments Inc 希土類磁石粉末の製造方法及び希土類ボンド磁石の製造方法
WO2011031473A2 (en) * 2009-08-25 2011-03-17 Access Business Group International Llc Flux concentrator and method of making a magnetic flux concentrator
JP5494056B2 (ja) * 2010-03-16 2014-05-14 Ｔｄｋ株式会社 希土類焼結磁石、回転機及び往復動モータ
JP5410466B2 (ja) * 2011-03-01 2014-02-05 株式会社神戸製鋼所 ステンレス鋼フラックス入りワイヤ
US9048701B2 (en) * 2011-08-30 2015-06-02 Siemens Industry, Inc. Passive magnetic bearings for rotating equipment including induction machines
US9272332B2 (en) 2011-09-29 2016-03-01 GM Global Technology Operations LLC Near net shape manufacturing of rare earth permanent magnets
JP6117706B2 (ja) * 2012-01-04 2017-04-19 トヨタ自動車株式会社 希土類ナノコンポジット磁石
DE102014203528A1 (de) * 2014-02-27 2015-08-27 Volkswagen Aktiengesellschaft Magnetanordnung, insbesondere für eine elektrische Maschine, sowie elektrische Maschine mit einer Magnetanordnung
US9573324B2 (en) 2014-06-11 2017-02-21 Txl Group, Inc. Pressurized anneal of consolidated powders
EP3196895B1 (en) * 2014-09-19 2019-06-26 Kabushiki Kaisha Toshiba Permanent magnet, motor, and generator
JP6331982B2 (ja) * 2014-11-11 2018-05-30 住友電気工業株式会社 磁石用成形体、磁性部材、磁石用成形体の製造方法、及び磁性部材の製造方法
JP5985738B1 (ja) * 2014-11-28 2016-09-06 株式会社東芝 永久磁石、モータ、および発電機
CN105788792B (zh) * 2014-12-26 2017-08-22 有研稀土新材料股份有限公司 稀土永磁粉、其制备方法、包含其的粘结磁体及器件
CN105825989B (zh) * 2016-05-24 2017-08-25 郑精武 一种含n稀土‑过渡金属磁性粉末的制备方法
CN112913341B (zh) * 2018-10-25 2023-09-05 株式会社村田制作所 电子部件模块以及电子部件模块的制造方法
US10916269B2 (en) * 2019-02-19 2021-02-09 Western Digital Technologies, Inc. Magnet for motor of magnetic storage device

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2791470B2 (ja) * 1987-06-01 1998-08-27 日立金属 株式会社 Ｒ−Ｂ−Ｆｅ系焼結磁石
JP2703281B2 (ja) * 1987-09-18 1998-01-26 旭化成工業株式会社 磁気異方性材料およびその製造方法
US4925501A (en) * 1988-03-03 1990-05-15 General Motors Corporation Expolosive compaction of rare earth-transition metal alloys in a fluid medium
US5186766A (en) 1988-09-14 1993-02-16 Asahi Kasei Kogyo Kabushiki Kaisha Magnetic materials containing rare earth element iron nitrogen and hydrogen
EP0369097B1 (en) 1988-11-14 1994-06-15 Asahi Kasei Kogyo Kabushiki Kaisha Magnetic materials containing rare earth element iron nitrogen and hydrogen
JP2705985B2 (ja) 1988-11-14 1998-01-28 旭化成工業株式会社 磁性材料、それから成る磁石及びそれらの製造方法
DE69007720T2 (de) * 1989-09-13 1994-08-25 Asahi Chemical Ind Magnetmaterial, welches seltenes Erdelement, Eisen, Stickstoff, Wasserstoff und Sauerstoff enthält.
JP2857476B2 (ja) 1990-07-23 1999-02-17 旭化成工業株式会社 単磁区粒子よりなる永久磁石
JPH03150818A (ja) * 1989-11-07 1991-06-27 Seiko Epson Corp 希土類磁石の製造方法
JPH05222483A (ja) 1990-12-19 1993-08-31 Nkk Corp 窒化鉄系高密度焼結体の製造方法
WO1993020567A1 (en) * 1992-04-02 1993-10-14 Tovarischestvo S Ogranichennoi Otvetstvennostju 'magran' Permanent magnet
JP3108232B2 (ja) 1992-06-24 2000-11-13 住友特殊金属株式会社 希土類・鉄・窒素系永久磁石の製造方法
JPH06124812A (ja) 1992-10-12 1994-05-06 Asahi Chem Ind Co Ltd 窒化物磁性粉とその合成方法
DE69307999T2 (de) 1992-11-27 1997-08-14 Sumitomo Spec Metals Herstellungsverfahren für einen auf Seltenerd-Eisen-Stickstoff basierter Dauermagnet
FR2719554B1 (fr) * 1994-05-04 1996-07-26 Eurocopter France Rotor anti-couple caréné à pales flottantes.
JPH08191006A (ja) * 1994-11-08 1996-07-23 Toshiba Corp 磁性材料
JPH0957089A (ja) 1995-08-28 1997-03-04 Nippon Oil & Fats Co Ltd 衝撃波を用いた合成装置およびそれを用いた高圧相物質の合成方法
JPH1187118A (ja) * 1997-09-01 1999-03-30 Toshiba Corp 磁石材料とその製造方法、およびそれを用いたボンド磁石
US6413327B1 (en) * 1998-05-26 2002-07-02 Hitachi Metals, Ltd. Nitride type, rare earth magnet materials and bonded magnets formed therefrom
JP2001006959A (ja) 1999-06-17 2001-01-12 Sumitomo Special Metals Co Ltd 希土類・鉄・窒素系永久磁石の製造方法
CN1142560C (zh) * 1999-09-14 2004-03-17 北京大学 多元间隙型永磁材料及其磁粉、磁体的制造工艺
US6482353B1 (en) 1999-11-12 2002-11-19 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Method for manufacturing rare earth magnet

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101088206B (zh) * 2004-12-23 2011-08-31 Abb有限公司 用于永磁电机的转子结构
US8084910B2 (en) 2004-12-23 2011-12-27 Abb Oy Rotor structure for a permanent-magnet machine
CN101234428B (zh) * 2008-03-06 2011-07-27 张路青 可提高飞片速度的平板爆炸装置
CN104823249A (zh) * 2013-05-31 2015-08-05 北京有色金属研究总院 稀土永磁粉、包括其的粘结磁体及应用该粘结磁体的器件
CN104823249B (zh) * 2013-05-31 2018-01-05 北京有色金属研究总院 稀土永磁粉、包括其的粘结磁体及应用该粘结磁体的器件
CN104700972A (zh) * 2013-12-06 2015-06-10 绥中鑫源科技有限公司 一种高性能低成本各向异性粘接磁粉及制备方法
CN110114489A (zh) * 2016-12-20 2019-08-09 Posco公司 无取向电工钢板及其制备方法
CN110114489B (zh) * 2016-12-20 2021-09-07 Posco公司 无取向电工钢板及其制备方法
US11162155B2 (en) 2016-12-20 2021-11-02 Posco Non-oriented electrical steel sheet and method for producing same
CN111575598A (zh) * 2019-02-19 2020-08-25 有研稀土新材料股份有限公司 一种添加钇的稀土永磁材料及其制备方法
CN111575598B (zh) * 2019-02-19 2021-11-05 有研稀土新材料股份有限公司 一种添加钇的稀土永磁材料及其制备方法
CN111195506A (zh) * 2020-01-21 2020-05-26 成都奇点无限科技有限公司 一种爆轰式合成装置

Also Published As

Publication number Publication date
EP1383143A1 (en) 2004-01-21
KR20040014506A (ko) 2004-02-14
WO2002089153A1 (fr) 2002-11-07
US7364628B2 (en) 2008-04-29
EP1383143A4 (en) 2009-11-11
CN100501881C (zh) 2009-06-17
EP1383143B1 (en) 2016-08-17
US20040149357A1 (en) 2004-08-05
KR100524340B1 (ko) 2005-10-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1505821A (zh) 磁铁用固体材料
CN1277277C (zh) R－t－b系稀土类永久磁铁
CN1036554C (zh) 热稳定性良好的永久磁铁
CN1308476C (zh) 急冷合金和磁粉
CN1027111C (zh) 含有稀土元素、铁、氮和氢的磁性材料
CN1242426C (zh) 永久磁体和r－tm－b系永久磁体
US7789933B2 (en) R-T-B based sintered magnet
CN1186310A (zh) 稀土粘结磁铁与稀土铁硼型磁铁合金
CN1163914C (zh) 氮化型稀土类磁铁材料及由其所制的粘结磁铁
CN1606104A (zh) 复合稀土类各向异性粘结磁铁、该磁铁用混合物以及它们的制造方法
CN1208789C (zh) 永久磁体
CN1293435A (zh) 各向异性稀土类磁粉的制造方法
CN1111799A (zh) 稀土类磁性粉末，其永久磁铁及其制造方法
CN1172325C (zh) 磁铁粉末及各向同性粘结磁铁
JP2013145769A (ja) 異方性希土類ボンド磁石とその製造方法
CN1155021C (zh) 磁铁粉末及各向同性粘结磁铁
CN1282080A (zh) 磁铁粉末和各向同性粘结磁铁
CN1735947A (zh) 纳米晶态和纳米复合稀土永磁体材料及其制造方法
CN1205109A (zh) 磁体的制备
CN1149591C (zh) 磁铁粉末及各向同性粘结磁铁
CN1193385C (zh) 磁铁粉末及各向同性粘结磁铁
CN1175066A (zh) 生产永久磁体的方法及其产品
CN1706010A (zh) 硬质磁性组合物、永久磁体粉末、永久磁体粉末的制造方法以及粘结磁体
JP2004146543A (ja) 磁石用固形材料およびその製造方法
CN1251253C (zh) 磁铁粉末、磁铁粉末的制造方法及粘结磁铁

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20090617

Termination date: 20200424

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee