RU2113742C1

RU2113742C1 - Permanent-magnet materials and their manufacturing processes

Info

Publication number: RU2113742C1
Application number: RU93049098A
Authority: RU
Inventors: Канеко Юджи; Исигаки Ноаюки; Токухара Коки
Original assignee: Сумитомо Спешиал Металз Ко., Лтд.
Priority date: 1993-07-06
Filing date: 1993-10-14
Publication date: 1998-06-20
Also published as: KR950004295A; TW272293B; DE69318147T2; KR0131060B1; EP0633581B1; EP0633581A1; DE69318147D1; CN1076115C; ATE165477T1; CN1114779A

Abstract

FIELD: R-Fe-B alloy base materials for permanent magnets and their manufacture. SUBSTANCE: R means at least one of rare- earth elements including yttrium. Material has in its composition, atom percent: R - 12-16; boron - 4-8; oxygen - 0.08-2.1; iron - the rest; it uses R₂Fe₁₄B as main phase in the amount of more than 90 volume percent with grain size maximum 10 mcm, degree of orientation 85% at loose material density minimum 7.45 g/cm³ and A+B sum minimum 59, where A is assumed as (BH)_max and B, as the value of iH_c.. Square-law characteristic (Br²/4)/(BH)_max equals 1.01-1.045. Manufacturing process includes strip casting to produce workpiece, crushing the latter by hydrogenation, dehydrogenation, followed by pulverizing in inert gas to 1-10 mcm degree of fineness, orienting magnetic field by means of pulse, compressing, and agglomerating. EFFECT: improved quality of material obtained; facilitated procedure. 100 cl, 2 dwg , 8 tbl

Description

Изобретение касается постоянных магнитных материалов, состоящих в основном из R (где R включает по крайней мере один тип редкоземельных элементов, включая Y), Fe и B, и способа производства таких материалов, в частности, это относится к R-Fe-B-постоянным магнитным материалам и способу их получения, при котором из расплава, где основными компонентами являются R, Fe и B, получают литой сплав, имеющий гомогенную структуру, в котором фаза R₂Fe₁₄B и фаза, обогащенная R, тщательно разделены, или литой образец регулирующего сплава, содержащий сплав основной фазы (в качестве основной фазы содержится фаза R₂Fe₁₄B) и фазу R₂Fe₁₇ или фазу интерметаллического соединения R-Co, способом отливки с вытягиванием заготовки, таким как одноразовая прокатка или двойная прокатка и подобными; литой сплав подвергают самопроизвольному разрушению путем гидрирования сплава с последующим дегидрированием с целью стабилизации, таким образом, чтобы сделать возможным эффективное размельчение при формировании и спекании отдельных порошков или смешанных порошков, ориентированных приложенным импульсным магнитным полем; получают высококачественный R-Fe-B-постоянный магнит, имеющий общее значение A+B, равное 59 или более, где A является максимальным значением производимой энергии (BH)_макс. (МГСЭ), а B является коэрцитивной силой He (кэ) и квадратичная характеристика размагничивания {( B $\binom{2}{r}$ /4 (BH_макс} составляет величину 1,01 - 1,045.The invention relates to permanent magnetic materials consisting essentially of R (where R includes at least one type of rare earth elements, including Y), Fe and B, and a method for producing such materials, in particular, this relates to R-Fe-B-constants magnetic materials and the method of their preparation, in which a molten alloy, where the main components are R, Fe and B, is obtained cast alloy having a homogeneous structure in which the phase R ₂ Fe ₁₄ B and the phase enriched in R, are carefully separated, or cast sample control alloy containing alloy main alloy PS (as the main phase contains a phase R ₂ Fe ₁₄ B) phase and R ₂ Fe ₁₇ phase or the R-Co intermetallic compound, the strip casting process the workpiece, such as a disposable double rolling or rolling and the like; the cast alloy is subjected to spontaneous destruction by hydrogenation of the alloy followed by dehydrogenation in order to stabilize, so as to enable efficient grinding during the formation and sintering of individual powders or mixed powders oriented by an applied pulsed magnetic field; get a high-quality R-Fe-B-permanent magnet having a total value of A + B equal to 59 or more, where A is the maximum value of the energy produced (BH) _max. (MGSE), and B is the coercive force He (ke) and the quadratic demagnetization characteristic {(B $\binom{2}{r}$ / 4 (BH _max } is between 1.01 and 1.045.

Прототипы. В настоящее время предложен R-Fe-B-постоянный магнит (открытая Патентная заявка Японии N Sho 59-46006), являющийся типичным высококачественным магнитом, для которого получены хорошие магнитные характеристики, и структура которого в качестве основной фазы имеет трехкомпонентные тетрагональные соединения, а также фазу, обогащенную R; такие магниты широко применяют от обычных бытовых электроприборов до периферийного оборудования высокомощных компьютеров, причем предложены R-Fe-B-постоянные магниты с различной структурой, проявляющие различные магнитные характеристики в зависимости от применения. Prototypes. Currently proposed R-Fe-B-permanent magnet (open patent application of Japan N Sho 59-46006), which is a typical high-quality magnet, which obtained good magnetic characteristics, and the structure of which as the main phase has three-component tetragonal compounds, as well as phase enriched in R; such magnets are widely used from ordinary household electrical appliances to peripheral equipment of high-power computers, and R-Fe-B-permanent magnets with different structures are proposed, exhibiting different magnetic characteristics depending on the application.

Однако в ответ на жесткие современные требования к производству быстродействующего электрического и электронного оборудования легкого и малого размера требуются дешевые R-Fe-B-постоянные магниты с лучшими характеристиками. Обычно остаточную плотность магнитного потока (B_r) спеченного R-Fe-B-магнита можно выразить уравнением (1):
B_r~ (I_s•β)•f•{ρ/ρ_o•(1-α)}^2/3 (1) ,
где
I_s - намагниченность насыщения; β - температурная надежность I_s; f - степень ориентации; ρ - плотность спеченного тела; ρ_o - теоретическая плотность; α - объемная доля поверхностной фазы (объемная доля немагнитной фазы).However, in response to the stringent modern requirements for the manufacture of high-speed light and small electrical and electronic equipment, cheap R-Fe-B-permanent magnets with better performance are required. Typically, the residual magnetic flux density (B _r ) of the sintered R-Fe-B magnet can be expressed by equation (1):
B _r ~ (I _s • β) • f • {ρ / ρ _o • (1-α)} ^2/3 (1),
Where
I _s is the saturation magnetization; β is the temperature reliability I _s ; f is the degree of orientation; ρ is the density of the sintered body; ρ _o - theoretical density; α is the volume fraction of the surface phase (volume fraction of the nonmagnetic phase).

Таким образом, чтобы увеличить остаточную плотность магнитного потока (B_r) спеченного R-Fe-B-магнита, необходимо следующее: 1) увеличить объемную долю матричной фазы R₂Fe₁₄B, 2) плотность магнитов повысить до теоретического значения и, кроме того, 3) повысить степень ориентации кристаллических крупинок основной фазы вдоль оси наиболее легкого намагничивания.Thus, in order to increase the residual magnetic flux density (B _r ) of the sintered R-Fe-B magnet, it is necessary to: 1) increase the volume fraction of the matrix phase R ₂ Fe ₁₄ B, 2) increase the density of the magnets to a theoretical value and, in addition , 3) increase the degree of orientation of the crystalline grains of the main phase along the axis of the easiest magnetization.

Хотя важно получить состав магнита, близкий к стехиометрическому, приведенному выше, R₂Fe₁₄B для соблюдения пункта 1), но при производстве спеченного магнита из металлической болванки в качестве исходного материала, которую получают плавлением и разливкой в форме сплава упомянутого выше состава, вследствие присутствия α - Fe, кристаллизованного в болванке сплава, и обогащенной R фазы, размещенной локально, особенно трудно произвести измельчение до тонких порошков, и состав изменяется при измельчении в результате окисления. В частности, описано, что в случае механического измельчения болванки сплава после гидрирования и дегидрирования (открытые Патентные заявки Японии N Sho 60-63304 и N Sho 63-33505) α - Fe, кристаллизованное в болванке сплава, остается таким же при измельчении и мешает измельчению своей вязкостью, а обогащенная R-фаза, распределенная по объему и присутствующая локально, становится мелкой при гидрировании, давая гидриды, таким образом, окисление ускоряется во время механического измельчения; или в случае измельчения распылительной мельницей преимущественно получают различный состав.Although it is important to obtain a magnet composition close to the stoichiometric above, R ₂ Fe ₁₄ B to comply with paragraph 1), but in the production of sintered magnet from a metal blank as a starting material, which is obtained by melting and casting in the form of an alloy of the above composition, due to the presence of α-Fe, crystallized in the alloy ingot, and the R-enriched phase located locally, it is especially difficult to grind to fine powders, and the composition changes upon grinding as a result of oxidation. In particular, it is described that in the case of mechanical grinding of the alloy ingot after hydrogenation and dehydrogenation (open Japanese Patent Applications Nos. Sho 60-63304 and N Sho 63-33505), α-Fe crystallized in the alloy ingot remains the same during grinding and interferes with grinding its viscosity, and the enriched R-phase, distributed throughout the volume and present locally, becomes shallow during hydrogenation, giving hydrides, thus, oxidation is accelerated during mechanical grinding; or in the case of grinding by a spray mill, a different composition is advantageously obtained.

Когда получают спеченный материал, используя порошок сплава с составом, близким к стехиометрическому R₂Fe₁₄B, для выполнения пункта 1), фаза, обогащенная Nd для обеспечения жидкофазного спекания, дает окислы и расходуется при неизбежном окислении, при этом спекание затрудняется, и, так как фаза, обогащенная Nd, и фаза, обогащенная B, неизбежно уменьшаются при увеличении фазы R₂Fe₁₄B, то производство спеченного материала затрудняется. Кроме того, ухудшается коэрцитивная сила (i H_c), которая является одним из показателей стабильности материалов постоянных магнитов и одним из важных свойств.When sintered material is obtained using an alloy powder with a composition close to stoichiometric R ₂ Fe ₁₄ B to fulfill point 1), the phase enriched with Nd to provide liquid phase sintering gives oxides and is consumed in the inevitable oxidation, sintering being difficult, and, since the phase enriched in Nd and the phase enriched in B inevitably decrease with increasing phase R ₂ Fe ₁₄ B, the production of sintered material is difficult. In addition, the coercive force (i H _c ) is deteriorating, which is one of the indicators of the stability of permanent magnet materials and one of the important properties.

Кроме того, что касается пункта 3), обычно в процессе производства R-Fe-B-постоянных магнитов для того, чтобы сделать одинаковым направление осей легкого намагничивания кристаллических частиц основной фазы, применяют способ прессования в формах в магнитном поле. Известно, что в этом случае величина остаточной плотности магнитного потока (B_r) и значение квадратичной характеристики размагничивания {( B $\binom{2}{r}$ /4)/(BH_макс.} изменяются в зависимости от направления приложенного магнитного поля и направления прессования или зависят от интенсивности приложенного магнитного поля. Недавно для предотвращения грубого дробления кристаллических частиц, отходов и сегрегации α - Fe, что является недостатками порошков R-Fe-B-сплавов, получаемых размельчением болванки, предложен способ получения, при котором литой образец определенной толщины образуется из расплавленного R-Fe-B-сплава методом двойного прокатного литья, и в соответствии с обычным металлургическим способом получения порошка литой образец грубо размалывают в пестиковой мельнице, щековой дробилке или подобном, а затем размельчают в порошок со средним размером частиц от 3 до 5 мкм способом механического размельчения, таким как дисковая мельница, шаровая мельница, аттритор, распылительная мельница и подобные, после чего прессуют в магнитном поле, спекают и отжигают (открывая Патентная заявка Япония N Sho 63-317643).In addition, with respect to point 3), usually in the production process of R-Fe-B-permanent magnets in order to make the axes of easy magnetization of the crystalline particles of the main phase the same, the method of pressing in forms in a magnetic field is used. It is known that in this case the value of the residual magnetic flux density (B _r ) and the value of the quadratic demagnetization characteristic {(B $\binom{2}{r}$ / 4) / (BH _max. ) Change depending on the direction of the applied magnetic field and the direction of pressing or depending on the intensity of the applied magnetic field. Recently, to prevent coarse crushing of crystalline particles, waste and segregation of α-Fe, which are disadvantages of R-Fe powders -B-alloys obtained by grinding the blanks, a production method is proposed in which a molten sample of a certain thickness is formed from molten R-Fe-B-alloy by double rolling casting, and in accordance with conventional metallurgical By the m method of producing the cast powder, the sample is roughly milled in a pestle mill, jaw crusher or the like, and then milled into a powder with an average particle size of 3 to 5 μm by a mechanical grinding method such as a disk mill, ball mill, attritor, spray mill and the like, then pressed in a magnetic field, sintered and annealed (opening Japanese Patent Application No. Sho 63-317643).

Однако в этом способе по сравнению с обычно применяемым способом размельчения болванок, отлитых в формах, эффективность размельчения во время обработки существенно улучшить нельзя, кроме того, во время размельчения происходит не только дробление поверхности частиц, но и межгранулярное дробление, поэтому значительно улучшить магнитные характеристики нельзя, а вследствие того, что обогащенная R-фаза не является стабильной относительно окисления RH₂-фазой, или вследствие того, что обогащенная R-фаза является мелкодисперсной и имеет большую площадь поверхности, устойчивость относительно окисления низкая, в процессе обработки происходит окисление, и нельзя получить хорошие характеристики.However, in this method, compared to the commonly used method of grinding the ingots, molded in the molds, the grinding efficiency cannot be significantly improved during processing, moreover, during grinding, not only the particle surface is crushed, but also intergranular crushing, therefore, the magnetic characteristics cannot be significantly improved and due to the fact that the enriched R phase is not stable with respect to the oxidation of the RH ₂ phase, or because the enriched R phase is finely dispersed and has a large surface area, resistance to oxidation is low, oxidation occurs during processing, and good characteristics cannot be obtained.

В последнее время более настойчивыми становятся требования снижения стоимости постоянных магнитных материалов R-Fe-B, таким образом, очень важно наладить эффективное производство высококачественных постоянных магнитов. Следовательно, нужно улучшать условия получения для достижения предельных характеристик. Recently, the requirements to reduce the cost of permanent magnetic materials R-Fe-B have become more persistent, so it is very important to establish effective production of high-quality permanent magnets. Therefore, it is necessary to improve the conditions for obtaining to achieve ultimate characteristics.

Мы повторили различные исследования способов эффективного получения R-Fe-B-постоянных магнитов и улучшения магнитных характеристик. Увеличения остаточной плотности магнитного потока (B_r) спеченного магнита R-Fe-B можно получить, увеличивая содержание фазы R₂Fe₁₄B-основной фазы, являющейся ферромагнетиком. Действительно, важно получить состав магнита близким к стехиометрическому составу R₂Fe₁₄B. Однако, при получении R₂Fe₁₄B-спеченного магнита из болванки сплава, полученной плавлением сплава, имеющего указанный выше состав, и заливкой в форму, в качестве исходного материала с наличием α -Fe, кристаллизованного на болванке сплава, и обогащенной R-фазы, размещенной локально, особенно трудно производить измельчение, и в результате получают неоднородный состав. При получении порошка сплава, имеющего указанный выше состав, способом прямого восстановления и диффузии также остаются частицы непрореагировавшего Fe, а при повышении температуры для предотвращения этого частицы растут, спекаясь друг с другом; добавленный в качестве восстановительного агента Ca дает окислы, при этом увеличивается количество примесей. Следовательно, в результате осуществления различных стадий, приводящих к разрешению проблем, связанных с производством сплавов, мы обнаружили, что применяя способ отливки с вытягиванием заготовки для быстрого охлаждения и отверждения расплавленного сплава, можно подавить кристаллизацию α -Fe и получить литой образец сплава с мелкими частицами и гомогенным составом. Когда R-Fe-B-спеченные магниты получают жидкофазной реакцией спекания, в магните кроме фазы R₂Fe₁₄B, которая является основной фазой, и ферромагнитной фазы, присутствуют фаза, обогащенная B, и фаза, обогащенная R, для связывания частиц; эти фазы реагируют друг с другом при спекании, давая жидкую фазу, при этом происходит реакция уплотнения. Таким образом, фаза, обогащенная B, и фаза, обогащенная R, являются необходимыми при производстве R-Fe-B-спеченного магнита. Однако для улучшения магнитных характеристик необходимо до предела увеличить содержание R₂Fe₁₄B-фазы, которая является основной, и ферромагнитной фазы, и для этой цели прилагают усилия, чтобы уплотнить порошок сплава, состав которого близок к стехиометрическому составу R₂Fe₁₄B-фазы.We repeated various studies of methods for efficiently producing R-Fe-B-permanent magnets and improving magnetic characteristics. Increases in the residual magnetic flux density (B _r ) of the sintered R-Fe-B magnet can be obtained by increasing the content of the R ₂ Fe ₁₄ phase of the B-main phase, which is a ferromagnet. Indeed, it is important to obtain the composition of the magnet close to the stoichiometric composition of R ₂ Fe ₁₄ B. However, upon receipt of the R ₂ Fe ₁₄ B-sintered magnet from an alloy blank obtained by melting an alloy having the above composition and pouring it into a mold as a starting material with the presence of α-Fe, crystallized on the alloy ingot, and the enriched R-phase located locally, it is especially difficult to grind, and the result is a heterogeneous composition. Upon receipt of the alloy powder having the above composition, the particles of unreacted Fe also remain by the direct reduction and diffusion method, and when the temperature is increased to prevent this, the particles grow sintering with each other; Ca added as a reducing agent gives oxides, while the amount of impurities increases. Therefore, as a result of various stages leading to the solution of problems associated with the production of alloys, we found that using the casting method with drawing the blank for quick cooling and solidification of the molten alloy, α-Fe crystallization can be suppressed and a molten alloy sample with small particles can be obtained and homogeneous composition. When R-Fe-B-sintered magnets are obtained by a liquid phase sintering reaction, in addition to the R ₂ Fe ₁₄ B phase, which is the main phase and the ferromagnetic phase, in the magnet, there is a phase enriched in B and a phase enriched in R to bind the particles; these phases react with each other during sintering, giving a liquid phase, and a compaction reaction occurs. Thus, a phase enriched in B and a phase enriched in R are necessary in the manufacture of an R-Fe-B-sintered magnet. However, to improve the magnetic characteristics, it is necessary to maximize the content of R ₂ Fe ₁₄ B-phase, which is the main, and the ferromagnetic phase, and for this purpose, efforts are made to compact the alloy powder, the composition of which is close to the stoichiometric composition of R ₂ Fe ₁₄ B- phase.

Предметом настоящего изобретения является обеспечение высококачественных R-Fe-B-постоянных магнитных материалов, имеющих общее значение A+B=59, где значение (BH)_макс. (МГсЭ) рассматривается как A и значение iH_c (кЭ) рассматривается как B, и квадратичную характеристику размагниченности { ( B $\binom{2}{r}$ /4)/(BH)_макс.} 1,01-1,045; при этом решены проблемы способа производства R-Fe-B-материалов, возможно эффективное размельчение, устойчивость к окислению высокая, в магните реализуется высокое значение iH_c при наличии мелких частиц вещества, и повышена степень ориентации вдоль оси легкого намагничивания.An object of the present invention is to provide high-quality R-Fe-B-permanent magnetic materials having a total value of A + B = 59, where the value (BH) of _max. (MGSE) is considered as A and the value of iH _c (kOe) is considered as B, and the quadratic demagnetization characteristic {(B $\binom{2}{r}$ / 4) / (BH) _max. } 1.01-1.045; at the same time, the problems of the production method of R-Fe-B materials are solved, effective grinding is possible, oxidation resistance is high, a high iH _c value is realized in the magnet in the presence of small particles of the substance, and the degree of orientation along the axis of easy magnetization is increased.

Другим предметом настоящего изобретения является обеспечение способа производства материалов постоянных магнитов R-Fe-B, при котором осуществляют реакцию жидкофазного спекания при взаимодействии с фазой, обогащенной B фазой, обогащенной R, которая препятствует улучшению характеристик постоянного магнита R-Fe-B, R₂Fe₁₄B-фазу основной фазы получают, восстанавливая обогащенную B-фазу и обогащенную R-фазы, содержание кислорода в порошке сплава уменьшают, и можно легко и с хорошей производительностью получить порошок сплава, имеющей состав, соответствующий разным магнитным характеристикам.Another subject of the present invention is the provision of a method for producing permanent magnet materials R-Fe-B, in which a liquid phase sintering reaction is carried out in reaction with a phase enriched in B phase enriched in R, which prevents the improvement of the characteristics of the permanent magnet R-Fe-B, R ₂ Fe _{14, the} B-phase of the main phase is obtained by restoring the enriched B-phase and enriched R-phase, the oxygen content in the alloy powder is reduced, and it is easy and with good performance to obtain an alloy powder having a composition corresponding to different magnetic characteristics.

Кроме того, объектом настоящего изобретения является обеспечение способа производства материалов постоянных магнитов R-Fe-B, в котором порошок сплава, состав которого близок к стехиометрическому составу фазы R₂Fe₁₄B, подвергают жидкофазному спеканию, получая высококачественный постоянный магнит R-Fe-B, при этом добавляют и смешивают порошок сплава, способный обеспечить при спекании жидкую фазу, эффективно давая порошок сплава, имеющий состав, соответствующий различным магнитным характеристикам.In addition, an object of the present invention is to provide a method for producing R-Fe-B permanent magnet materials, in which an alloy powder close to the stoichiometric composition of the R ₂ Fe ₁₄ B phase is subjected to liquid phase sintering to obtain a high-quality R-Fe-B permanent magnet while adding and mixing an alloy powder capable of providing a liquid phase during sintering, effectively yielding an alloy powder having a composition corresponding to various magnetic characteristics.

Настоящим изобретением является то, что при гидрировании отлитого с вытягиванием сплава R-Fe-B, имеющего определенный состав и толщину, тонко диспергированная фаза, обогащенная R, дает гидриды, вызывая увеличение объема и, возможно, спонтанное разрушение сплава, после чего кристаллические частицы основной фазы, составляющие сплав, можно размельчить и получить порошок с однородным распределением частиц; при этом фаза, обогащенная R, тонко диспергируется, а также размельчается R₂Fe₁₄B-фаза, таким образом, что размельчение дегидрированного и стабилизированного порошка сплава проходит приблизительно в два раза эффективнее по сравнению с измельчением обычными способами, и значительно повышается эффективность производства; при ориентации импульсным магнитным полем и прессованием можно получить постоянные магниты R-Fe-B, в которых B_r, (BH)_макс. и iH_c значительно улучшены, и квадратичная характеристика размагничивания составляет величину от 1,01 - 1,045, что максимально приближается к теоретическому значению.The present invention is that upon hydrogenation of an R-Fe-B alloy cast with a drawing having a specific composition and thickness, a finely dispersed phase enriched in R gives hydrides, causing an increase in volume and possibly spontaneous destruction of the alloy, after which the crystalline particles are basic the phases that make up the alloy can be crushed to obtain a powder with a uniform distribution of particles; the phase enriched in R is finely dispersed and the R ₂ Fe ₁₄ B phase is also crushed, so that the grinding of the dehydrated and stabilized alloy powder is approximately two times more effective than grinding by conventional methods, and the production efficiency is significantly increased; with orientation by a pulsed magnetic field and pressing, permanent magnets R-Fe-B can be obtained in which B _r , (BH) _max. and iH _{c are} significantly improved, and the quadratic demagnetization characteristic is from 1.01 - 1.045, which is as close as possible to the theoretical value.

Также настоящим изобретением является то, что добавляя и смешивая регулирующий порошок сплава, содержащий фазу Nd₂Fe₁₇ и полученный способом отливки с вытягиванием 60% по весу или менее общего количества, к порошку сплава R-Fe-B, содержащего R₂Fe₁₄B-фазу в качестве основной фазы, полученному способом отливки с вытягиванием, вследствие реакции между фазой Nd₂Fe₁₇ в указанном порошке регулирующего сплава, а также фазой, обогащенной B, и фазой, обогащенной Nd, в основной фазе порошка сплава R-Fe-B, можно отрегулировать и уменьшить содержание фазы, обогащенной B, и фазы, обогащенной Nd, которые препятствуют получению хороших характеристик постоянного магнита, качество получаемого магнита можно улучшить и, кроме того, можно уменьшить содержание кислорода в порошке сплава, при этом с легкостью получают порошок сплава, имеющий состав, соответствующий различным магнитным характеристикам. Кроме того, настоящим изобретением является то, что при добавлении и смешивании порошка сплава определенного состава, содержащего R-Co-интерметаллические соединения, полученного отливкой с вытягиванием 60% по весу или менее от общего количества, к порошку сплава R-Fe-B, содержащему в качестве основной фазы фазу R₂Fe₁₄B, полученному способом отливки с вытягиванием, даже когда на жидкофазное спекание нельзя воздействовать только порошком основной фазы R-Fe-B при недостатке фазы, обогащенной R, и фазы, обогащенной B, плавящаяся фаза интерметаллического соединения R-Co-порошка определенного состава обеспечивает жидкую фазу для хорошего уплотнения, таким образом, можно улучшить качество получаемого магнита и, кроме того, снизить содержание кислорода в порошке сплава и легко обеспечить получение порошка сплава, имеющего состав, соответствующий различным магнитным характеристикам.Also, the present invention is that by adding and mixing a regulating alloy powder containing an Nd ₂ Fe ₁₇ phase and obtained by casting by drawing 60% by weight or less of the total amount to an R-Fe-B alloy powder containing R ₂ Fe ₁₄ B -phase as the main phase obtained by extrusion casting, due to the reaction between the Nd ₂ Fe ₁₇ phase in the specified alloy powder and the B enriched phase and the Nd enriched phase in the main phase of the R-Fe-B alloy powder , you can adjust and reduce the phase content, enriching B, and the Nd-enriched phase, which interfere with obtaining good characteristics of a permanent magnet, the quality of the obtained magnet can be improved and, in addition, the oxygen content in the alloy powder can be reduced, and it is easy to obtain an alloy powder having a composition corresponding to different magnetic characteristics . In addition, the present invention is that when adding and mixing an alloy powder of a certain composition containing R-Co-intermetallic compounds obtained by casting with an extraction of 60% by weight or less of the total amount, to an R-Fe-B alloy powder containing as the main phase, the R ₂ Fe ₁₄ B phase obtained by extrusion casting, even when liquid phase sintering cannot be affected only by the powder of the main R-Fe-B phase with a lack of the phase enriched in R and the phase enriched in B, the melting phase is intermetallic of the compound of R-Co powder of a certain composition provides a liquid phase for good compaction, thus, it is possible to improve the quality of the obtained magnet and, in addition, to reduce the oxygen content in the alloy powder and to easily obtain an alloy powder having a composition corresponding to various magnetic characteristics.

На фиг. 1 представлено сечение прессовального станка, в котором можно осуществлять совместное воздействие импульсным магнитным полем и обычным стационарным магнитным полем; на фиг. 2 - график, который показывает соотношение времени и интенсивности импульсного магнитного поля. In FIG. 1 is a sectional view of a press machine in which it is possible to coexist with a pulsed magnetic field and a conventional stationary magnetic field; in FIG. 2 is a graph that shows the relationship between time and intensity of a pulsed magnetic field.

Предпочтительные варианты. Preferred options.

Нами было обнаружено, что в результате проведения различных исследований процесса дробления с целью увеличения эффективности измельчения, сопротивления окислению, улучшения магнитных характеристик спеченного R-Fe-B-магнита и, в частности, iH_c сплава R-Fe-B, в случае производства R-Fe-B-литых образцов, имеющих тонкодисперсную и гомогенную структуру, при литье с вытягиванием и измельчении порошков сплавов, стабилизированных дегидрированием после гидрирования, эффективность измельчения увеличивается примерно в два раза по сравнению с обычными способами; а при формовании, спекании и отжиге мелкого порошка, ориентированного приложенным импульсным магнитным полем, общее значение (BH)_макс. и iH_c составляет более 59, квадратичная характеристика размагничивания { ( B $\binom{2}{r}$ /4)/(BH)_макс. составляет 1,01 - 1,045, и улучшено значение iH_c спеченного магнита. Действительно, когда R-Fe-B-сплав отливают с вытягиванием, и он имеет определенный состав и структуру, в которой фаза, обогащенная R, тонко диспергирована при определенной ее плотности, то при гидрировании этого сплава при тонком диспергировании фазы, обогащенной R, получают гидриды с увеличением объема фазы, а сплав может самопроизвольно разрушаться, при этом кристаллические частицы, составляющие сплав, можно размельчить и получить порошок, имеющий однородное распределение частиц. Особенно важно, что в это время фаза, обогащенная R, тонко диспергируется, и мелкодисперсной является фаза R₂Fe₁₄B. Кроме того, в процессе получения болванки сплава, применяя обычное формование, когда состав сплава достигает значения, близкого к стехиометрическому составу фазы R₂Fe₁₄B, нельзя избежать образования первичных кристаллов Fe, которое ведет к снижению эффективности размельчения в последующей обработке. И следовательно, хотя выполняют условия для обеспечения тепловой обработки и предотвращения образования α -Fe с целью гомогенизации болванки сплава, но кристаллические частицы основной фазы становятся грубыми, и происходит сегрегация фазы, обогащенной R; iH_c спеченного магнита исправить трудно. Необходимо также добиться однородности направления осей легкого намагничивания или повысить степень ориентации кристаллических частиц основной фазы для достижения высокой намагниченности и улучшения квадратичной характеристики размагничивания; для этого применяют способ прессования порошка в магнитном поле.We found that as a result of various studies of the crushing process with the aim of increasing the grinding efficiency, oxidation resistance, improving the magnetic characteristics of the sintered R-Fe-B magnet and, in particular, iH _{c of the} R-Fe-B alloy, in the case of production of R -Fe-B-cast samples having a finely dispersed and homogeneous structure, when casting with stretching and grinding powders of alloys stabilized by dehydrogenation after hydrogenation, the grinding efficiency is approximately doubled compared to conventional benefits; and when molding, sintering and annealing a fine powder oriented by an applied pulsed magnetic field, the total value (BH) of _max. and iH _c is more than 59, the quadratic demagnetization characteristic {(B $\binom{2}{r}$ / 4) / (BH) _max. from 1.01 to 1.045, and the sintered magnet iH _c value is improved. Indeed, when the R-Fe-B alloy is extruded and it has a certain composition and structure in which the phase enriched in R is finely dispersed at a certain density, then upon hydrogenation of this alloy with fine dispersion of the phase enriched in R, hydrides with an increase in the volume of the phase, and the alloy can spontaneously collapse, while the crystalline particles that make up the alloy can be crushed and a powder having a uniform distribution of particles can be obtained. It is especially important that at this time the phase enriched in R is finely dispersed, and the phase R ₂ Fe ₁₄ B is finely dispersed. In addition, in the process of producing alloy ingots, using conventional molding, when the alloy composition reaches a value close to the stoichiometric composition of phase R ₂ Fe ₁₄ B, the formation of primary Fe crystals cannot be avoided, which leads to a decrease in the grinding efficiency in subsequent processing. And therefore, although the conditions are met to ensure heat treatment and prevent the formation of α -Fe in order to homogenize the alloy ingots, the crystalline particles of the main phase become coarse and the phase is enriched in R enriched; iH _c sintered magnet is difficult to fix. It is also necessary to achieve uniformity in the directions of the easy magnetization axes or to increase the degree of orientation of the crystalline particles of the main phase to achieve high magnetization and improve the quadratic demagnetization characteristic; for this, a method of pressing powder in a magnetic field is used.

Однако в катушке или источнике питания, помещенных в обычный прессовальный станок (гидравлический пресс или механический пресс) для получения магнитного поля, максимально генерируемое магнитное поле составляет 10 - 20 кЭ, а квадратичная характеристика размагничивания составляет значение 1,05 или более, таким образом, трудно достичь теоретического значения (BH)_макс. (в этом случае квадратичная характеристика размагничивания {( B $\binom{2}{r}$ /4)/(BH)_макс.} равна 1,00), ожидаемого из величины B_r. Следовательно, прессование пытаются проводить при более высоком магнитном поле, но для генерирования более высокого магнитного поля необходимо увеличить количество витков катушки, а также устройство, включающее источник высокой мощности, должно быть больше. Анализируя соотношение между интенсивностью магнитного поля во время прессования и B_r спеченного тела, мы обнаружили, что, чем выше поднимают интенсивность магнитного поля, тем лучше становится намагниченность и квадративная характеристика размагничивания, таким образом, при использовании импульсного магнитного поля, способного одновременно генерировать сильные магнитные поля, можно получить высокую намагниченность и квадратичную характеристику размагничивания.However, in a coil or power source placed in a conventional press machine (hydraulic press or mechanical press) to obtain a magnetic field, the maximum generated magnetic field is 10 to 20 kOe, and the quadratic demagnetization characteristic is 1.05 or more, so it is difficult achieve theoretical value (BH) _max. (in this case, the quadratic demagnetization characteristic {(B $\binom{2}{r}$ / 4) / (BH) _max. } is equal to 1.00) expected from the value of B _r . Therefore, they try to carry out pressing at a higher magnetic field, but in order to generate a higher magnetic field, it is necessary to increase the number of turns of the coil, and the device including a high power source must be larger. Analyzing the relationship between the intensity of the magnetic field during pressing and the B _{r of the} sintered body, we found that the higher the intensity of the magnetic field, the better the magnetization and the quadratic demagnetization characteristic, thus, when using a pulsed magnetic field that can simultaneously generate strong magnetic fields, it is possible to obtain a high magnetization and a quadratic demagnetization characteristic.

Между тем нами было обнаружено, что способ применения импульсного магнитного поля важен тем, что происходит одновременное ориентирование этим импульсным магнитным полем, и возможно формование порошка при помощи изостатического пресса, комбинируя импульсное магнитное поле и стационарное магнитное поле электромагнита, возможно также прессование в форме. Действительно, после отливки из расплавленного сплава, состоящего из 12-16 ат.% R (где R представляет по крайней мер один тип редкоземельных элементов, включая Y), 4-8 ат.% B, 5000 миллионных долей или менее O₂, Fe (часть Fe можно заменить Co, или Ni, или ими двумя) и неизбежных примесей, литого образца, основной фазой которого является R₂Fe₁₄B-фаза, применяя способ отливки с вытягиванием, этот литой образец находится в контейнере, который можно заполнить воздухом или откачивать; воздух в контейнере заменяют, проводя гидрирование и дегидрирование, после чего проводят размельчение образца в мелкий порошок с размером частиц 1 - 10 мкм в потоке инертного газа; мелким порошком заполняют форму и одновременно ориентируют его приложенным импульсным магнитным полем 10 кЭ или более, затем порошок формуют, спекают и выдерживают, получая при этом постоянные магнитные материалы, имеющие общее значение A+B величины (BH_макс. - A (МГсЭ) и iH_c величины B (кЭ), равное 95 или более и значение квадратичной функции размагничивания { B $\binom{2}{r}$ /4)/(BH)_макс.} 1,01 - 1,045.Meanwhile, we found that the method of applying a pulsed magnetic field is important in that it is simultaneously oriented by this pulsed magnetic field, and it is possible to form a powder using an isostatic press, combining a pulsed magnetic field and a stationary magnetic field of an electromagnet, it is also possible to press in a mold. Indeed, after casting from a molten alloy consisting of 12-16 at.% R (where R represents at least one type of rare earth elements, including Y), 4-8 at.% B, 5000 ppm or less O ₂ , Fe (part of Fe can be replaced by Co, or Ni, or two of them) and unavoidable impurities, of a cast sample, the main phase of which is the R ₂ Fe ₁₄ B phase, using the extrusion casting method, this cast sample is in a container that can be filled with air or pump out; the air in the container is replaced by hydrogenation and dehydrogenation, after which the sample is crushed into a fine powder with a particle size of 1-10 μm in an inert gas stream; a fine powder is filled into the mold and at the same time oriented with an applied pulsed magnetic field of 10 kOe or more, then the powder is molded, sintered and aged to obtain permanent magnetic materials having a total value of A + B values (BH _max. - A (MGsE) and iH _{c of} magnitude B (kOe) equal to 95 or more and the value of the quadratic demagnetization function {B $\binom{2}{r}$ / 4) / (BH) _max. } 1.01 - 1.045.

Когда Nd₂Fe₁₇-фаза в R-Fe-сплаве, таком как Nd-Fe-сплав, является интерметаллическим соединением, имеющим направление наиболее легкого намагничивания в С-фазе, когда точка Кюри находится недалеко от комнатной температуры, и обычно в R-Fe-B-спеченных постоянных магнитах, когда количество B менее 6 ат. %, получают, например, фазу Nd₂Fe₁₇ для ослабления коэрцитивной силы в магните. Однако в результате различных исследований нами обнаружено, что в порошках материалов, в которых добавлено определенное количество порошка сплава R-Fe, содержащего фазу R₂Fe₁₇B, например, Nd₂Fe₁₇, к порошку сплава R-Fe-B, содержащего в качестве основной фазы фазу R₂Fe₁₄B, недалеко от электрической температуры 690^oC Nd в фазе, обогащенной Nd, и фазу Nd₂Fe₁₇ в порошке сплава R-Fe в фазе, связывающей частицы, протекает, например, реакция Nd+Nd₂Fe₁₇, ⇄ жидкая фаза, при этом низкоплавящаяся жидкая фаза ускоряет спекание порошка сплава R-Fe-B. В это время порошок регулирующего сплава, содержащий фазу Nd₂Fe₁₇, и порошок сплава R-Fe-B, содержащий в качестве основной фазы фазу R₂Fe₁₄B, реагируют при спекании следующим образом, увеличивая содержание основной фазы R₂Fe₁₄B
13/17 Nd₂Fe₁₇ + 1/4 Nd_1,1Fe₄B₄ + 133/6800 Nd → Nd₂Fe₁₄B
Нами обнаружено также, что в приведенном выше уравнении реакции, когда фаза Nd₂Fe₁₇ является свежеприготовленной по реакции между фазой Nd₂Fe₁₇ в порошке регулирующего сплава и фазами, обогащенными B и Nd в порошке сплава R-Fe-B основной фазы, в полученном постоянном магните в присутствии одного только порошка сплава, содержащего R₂Fe₁₄B-фазу в качестве основной фазы обычного процесса, количество фазы, обогащенной B, и фазы, обогащенной Nd, являющееся одним из факторов, препятствующих получению нужных магнитных характеристик, может быть снижено во время реакции спекания. Кроме того, из того факта, что большим преимуществом с производственной точки зрения является получение порошков сплавов, которые легко измельчать при производстве R-Fe-B-магнитов способом порошковой металлургии, в результате различных исследований способа производства порошковых материалов для R-Fe-B-постоянных магнитов нами обнаружено, что порошки материалов R-Fe-B-постоянных магнитов получают, смешивая необходимое количество порошка сплава основной фазы и доводя состав порошка сплава, полученного быстрым охлаждением и отверждением расплавленного сплава при литье с вытягиванием, до такого состояния, когда порошок сплава основной фазы содержит R₂Fe₁₄B-фазу в качестве основной, а также порошок регулирующего сплава содержит R₂Fe₁₇-фазу. То есть причины получения порошка сплава основной фазы и порошка регулирующего сплава способом отливки с вытягиванием настоящего изобретения состоят в том, что при отливке с вытягиванием в порошке сплава основной фазы можно получить этот порошок из литого образца сплава, в котором основная фаза R₂Fe₁₄B тонкодисперсна, и фазы, обогащенные B и Nd, достаточно диспергированы, кроме того, подавлена кристаллизация первичных кристаллов Fe, а в порошке регулирующего сплава, который можно получить из литого образца сплава, однородно диспергирована фаза R₂Fe₁₇.When the Nd ₂ Fe ₁₇ phase in an R-Fe alloy, such as an Nd-Fe alloy, is an intermetallic compound having the easiest magnetization direction in the C phase, when the Curie point is near room temperature, and usually in the R- Fe-B-sintered permanent magnets when the amount of B is less than 6 at. %, get, for example, the phase Nd ₂ Fe ₁₇ to weaken the coercive force in the magnet. However, as a result of various studies, we found that in powders of materials in which a certain amount of powder of R-Fe alloy containing the R ₂ Fe ₁₇ B phase, for example, Nd ₂ Fe ₁₇ , was added to the powder of R-Fe-B alloy containing As the main phase, the R ₂ Fe ₁₄ B phase, close to the electric temperature of 690 ^° C Nd in the Nd-rich phase, and the Nd ₂ Fe ₁₇ phase in the powder of the R-Fe alloy in the particle bonding phase, for example, the Nd + Nd reaction ₂ Fe ₁₇ , ⇄ liquid phase, while the low-melting liquid phase accelerates the sintering of the R-Fe-B alloy powder. At this time, the regulating alloy powder containing the Nd ₂ Fe ₁₇ phase and the R-Fe-B alloy powder containing the R ₂ Fe ₁₄ B phase as the main phase are sintered as follows, increasing the content of the main R ₂ Fe ₁₄ B phase
13/17 Nd ₂ Fe ₁₇ + 1/4 Nd _1,1 Fe ₄ B ₄ + 133/6800 Nd → Nd ₂ Fe ₁₄ B
We also found that in the above reaction equation, when the Nd ₂ Fe ₁₇ phase is freshly prepared by the reaction between the Nd ₂ Fe ₁₇ phase in the powder of the regulating alloy and the phases enriched with B and Nd in the powder of the R-Fe-B alloy of the main phase, obtained permanent magnet in the presence of an alloy powder alone containing the R ₂ Fe ₁₄ B phase as the main phase of the usual process, the amount of the B enriched phase and the Nd enriched phase, which is one of the factors preventing obtaining the desired magnetic characteristics, can be reduced in Remy sintering reaction. In addition, from the fact that a great advantage from a production point of view is the production of alloy powders that are easy to grind in the production of R-Fe-B magnets by powder metallurgy, as a result of various studies of the method of manufacturing powder materials for R-Fe-B- of permanent magnets, we found that powders of materials of R-Fe-B-permanent magnets are obtained by mixing the required amount of the powder of the alloy of the main phase and adjusting the composition of the powder of the alloy obtained by rapid cooling and curing ION alloy during casting to stretching, to a state where the main phase alloy powder containing R ₂ Fe ₁₄ B-phase as the main and the adjusting alloy powder containing R ₂ Fe ₁₇ phase. That is, the reasons for producing the main phase alloy powder and the regulating alloy powder by the extrusion casting method of the present invention are that when casting by extrusion of the main phase alloy powder, this powder can be obtained from a cast alloy sample in which the main phase is R ₂ Fe ₁₄ B finely dispersed, and the phases enriched in B and Nd are sufficiently dispersed, in addition, crystallization of primary Fe crystals is suppressed, and in the powder of the control alloy, which can be obtained from a cast sample of the alloy, uniformly dispersed aza R ₂ Fe ₁₇ .

В частности, когда фаза R₂Fe₁₇B мелкодисперсная, и фазы, обогащенные B и R, диспергированы однородно в порошке материала основной фазы, размельчение порошка значительно улучшается в процессе производства магнита, и можно получить порошок с однородно распределенными частицами. Кроме того, при производстве магнита в случае мелких кристаллов получают высокую коэрцитивную силу. При этом преимуществом производства регулирующего порошка сплава, содержащего R₂Fe₁₇-фазу, путем отливки с вытягиванием является то, что когда фаза R₂Fe₁₇ может быть получена мелкодисперсной и достаточно диспергирована при смешивании с порошком сплава основной фазы, реакция протекает равномерно. То есть, в обычном способе плавления сплава в форме, когда α -F и другие соединения R-Fe (Co) кристаллизуются на получаемой болванке сплава, для получения стабильного порошка сплава болванку надо нагреть и гомогенизировать, увеличивая при этом стоимость порошка сплава и рост фазы R₂Fe₁₇. Кроме того, в случае производства регулирующего порошка сплава прямым способом восстановления и диффузии сталкиваются с такими проблемами, как оставшиеся непрореагировавшие частицы Fe или композиции индивидуальных частиц разного состава, которые очень трудно гомогенизировать по всему объему порошка сплава. В результате различных исследований и указанных выше находок мы также обнаружили, что в порошках материалов, полученных добавлением и смешиванием определенного количества порошка R-Co-сплава, содержащего фазу R-Co интерметаллического соединения, например, фазу Nd₃Co и фазу Nd₃Co₂ в качестве основной фазы, к порошку сплава R-Fe-B, содержащего в качестве основной фазы R₂F₁₄B, по реакции Nd+Nd₃Co•фаза ⇄ жидкая фаза недалеко от эвтектической температуры 625^oC Nd-фазы, обогащенной Nd, в порошке сплава основной фазы и Nd₃Co в порошке сплава R-Co низко плавящаяся жидкая фаза ускоряет спекание R-Fe-B-сплава.In particular, when the R ₂ Fe ₁₇ B phase is finely dispersed and the phases enriched in B and R are dispersed uniformly in the powder of the material of the main phase, the grinding of the powder is significantly improved during the production of the magnet, and a powder with uniformly distributed particles can be obtained. In addition, in the manufacture of a magnet in the case of small crystals, a high coercive force is obtained. At the same time, the advantage of producing a regulating powder of an alloy containing an R ₂ Fe ₁₇ phase by extrusion casting is that when the R ₂ Fe ₁₇ phase can be obtained finely dispersed and sufficiently dispersed when mixed with the main phase alloy powder, the reaction proceeds uniformly. That is, in the conventional method of melting an alloy in the form when α -F and other R-Fe (Co) compounds crystallize on the resulting alloy ingot, to obtain a stable alloy powder, the ingot must be heated and homogenized, while increasing the cost of the alloy powder and phase growth R ₂ Fe ₁₇ . In addition, in the case of the production of a control alloy powder by a direct reduction and diffusion method, such problems as remaining unreacted Fe particles or compositions of individual particles of different compositions, which are very difficult to homogenize over the entire volume of the alloy powder, are encountered. As a result of various studies and the above findings, we also found that in powders of materials obtained by adding and mixing a certain amount of R-Co alloy powder containing the R-Co phase of an intermetallic compound, for example, the Nd ₃ Co phase and the Nd ₃ Co ₂ phase as the main phase, to the powder of the R-Fe-B alloy containing R ₂ F ₁₄ B as the main phase, by the reaction Nd + Nd ₃ Co • phase ⇄ liquid phase near the eutectic temperature of 625 ^o C Nd-enriched Nd phase in the main phase alloy powder and Nd ₃ Co powder R-Co alloy low hot melt idkaya phase accelerates the sintering of the R-Fe-B-alloy.

То есть в соответствии с настоящим изобретением возможно, добавляя необходимое для спекания количество жидкой фазы, получать порошок сплава, имеющий состав, близкий к стехиометрическому составу фазы R₂Fe₁₄B, путем жидкофазного спекания, при этом состав магнита можно получать близким к стехиометрическому составу R₂Fe₁₄B-фазы. Другими словами, в случае производства магнита только из обычного порошка сплава, содержащего в качестве основной фазы R₂Fe₁₄B-фазу, фаза, обогащенная Nd, служащая источником жидкой фазы, дает окислы Nd при неизбежном окислении материала, причем количество жидкой фазы, необходимой для спекания, нельзя гарантировать, и в результате нельзя добиться удовлетворительно высокого уплотнения, так что получение композиции должно происходить с некоторыми задержками, но настоящее изобретение может разрешить эти проблемы.That is, in accordance with the present invention, it is possible, by adding the amount of liquid phase necessary for sintering, to obtain an alloy powder having a composition close to the stoichiometric composition of the R ₂ Fe ₁₄ B phase by liquid phase sintering, while the magnet composition can be obtained close to the stoichiometric composition R ₂ Fe ₁₄ B phases. In other words, in the case of magnet production only from an ordinary alloy powder containing the R ₂ Fe ₁₄ B phase as the main phase, the Nd enriched phase serving as the source of the liquid phase gives Nd oxides in the event of inevitable oxidation of the material, and the amount of liquid phase required for sintering cannot be guaranteed, and as a result, a satisfactory high compaction cannot be achieved, so that the preparation of the composition must occur with some delays, but the present invention can solve these problems.

В частности, когда фаза R₂Fe₁₄B в порошке материала основной фазы является тонкодисперсной, и фазы, обогащенные B и Nd, равномерно диспергированы, значительно улучшается измельчение порошка во время производства магнита, и можно получить порошок с однородным распределением частиц. Кроме того, когда кристаллы мелкие, при производстве магнита можно получить высокую коэрцитивную силу. В частности, даже когда состав порошка сплава близок к стехиометрическому составу фазы R₂Fe₁₄B, кристаллизация первичных кристаллов Fe подавлена, получают однородную структуру. Кроме того, преимуществами производства регулирующего порошка сплава, содержащего R-Co-интерметаллическое соединение, способом отливки с вытягиванием является то, что можно разрешить такие проблемы как в обычном способе плавления в форме, когда Co(Fe)-фаза и другие фазы R-Co(Fe) соединений кристаллизуются на получаемой болванке сплава, и фазы распределены локально неравномерно, следовательно, чтобы получить стабильные порошки сплава, болванку сплава необходимо нагреть и гомогенизировать, повышая стоимость производства порошка сплава; или такие, как в случае производства регулирующего порошка сплава прямым восстановлением и диффузией, когда остаются непрореагировавшие частицы Co и Fe или композиции индивидуальных частиц, отличающиеся друг от друга, которые очень трудно гомогенизировать по всему объему порошка сплава.In particular, when the R ₂ Fe ₁₄ B phase in the powder of the main phase material is finely dispersed, and the phases enriched in B and Nd are uniformly dispersed, the grinding of the powder during magnet production is significantly improved, and a powder with a uniform particle distribution can be obtained. In addition, when the crystals are small, a high coercive force can be obtained in the production of a magnet. In particular, even when the composition of the alloy powder is close to the stoichiometric composition of the R ₂ Fe ₁₄ B phase, crystallization of the primary Fe crystals is suppressed, and a uniform structure is obtained. In addition, the advantages of producing a regulating powder of an alloy containing an R-Co-intermetallic compound by the extrusion casting method are that it is possible to solve problems such as in the conventional method of melting in the form when the Co (Fe) phase and other R-Co phases (Fe) compounds crystallize on the resulting alloy ingot, and the phases are distributed locally unevenly; therefore, to obtain stable alloy powders, the alloy ingot must be heated and homogenized, increasing the cost of producing alloy powder; or such as in the case of the production of a control alloy powder by direct reduction and diffusion, when unreacted Co and Fe particles or individual particle compositions that are different from each other, which are very difficult to homogenize throughout the alloy powder, remain.

Магнитными характеристиками R-Fe-B постоянных магнитов, соответствующих настоящему изобретению, являются следующие: общее значение A + B составляет 59 или более, где A является максимальным значением производимой энергии (BH)_макс. (МГсЭ) и B является коэрцитивной силой iH_c (кЭ), когда (BH)_макс. выше 50 МГсЭ, H_c составляет величину более 9 кЭ; когда (BH)_макс. выше 45 МГеЭ, iH_c составляет величину более 14 кЭ, и значение квадратичной функции размагничивания составляет 1,01-1,045; таким образом, выбирая подходящий состав и условия производства, можно получить необходимые характеристики магнита.The magnetic characteristics of the R-Fe-B permanent magnets of the present invention are as follows: the total value of A + B is 59 or more, where A is the maximum value of the produced energy (BH) _max. (MGSE) and B is the coercive force iH _c (kE) when (BH) _max. above 50 MGse, H _c is more than 9 kOe; when (BH) _max. above 45 MGEe, iH _c is more than 14 kOe, and the value of the quadratic demagnetization function is 1.01-1.045; Thus, choosing the appropriate composition and production conditions, you can get the necessary characteristics of the magnet.

В настоящем изобретении литой образец магнитного материала, имеющего структуру, в которой R₂Fe₁₄B-фазу с определенным составом и фазу, обогащенную R, тщательно разделяют, производят отливкой с вытягиванием расплавленного сплава, имеющего определенный состав, применяя способ одноразового или двойного проката, получаемый литой образец является листом, толщина которого составляет 0,03-10 мм, хотя в зависимости от требуемой толщины листа применяют должным образом одноразовый или двойной прокат, предпочтительно использовать способ двойного проката для толстых пластин и способ одноразового проката предпочтительно применять для тонких пластин. Причинами ограничения толщины литого образца в пределах от 0,03 до 10 мм является следующее: когда толщина меньше 0,03 мм, усиливается эффект быстрого охлаждения, и размер кристаллических частиц становится меньше 1 мкм, при этом частицы легко окисляются при размельчении, давая в результате ухудшение магнитных характеристик, а когда толщина превышает 10 мм, скорость охлаждения замедляется, легче кристаллизуется α -Fe, размеры частиц становятся больше, а также в объеме присутствует обогащенная По фаза, таким образом, ухудшаются магнитные характеристики.In the present invention, a molten sample of a magnetic material having a structure in which the R ₂ Fe ₁₄ B phase with a specific composition and the phase enriched in R is carefully separated, produced by casting by drawing a molten alloy having a specific composition using a single or double rolling method, the resulting cast sample is a sheet with a thickness of 0.03-10 mm, although depending on the required thickness of the sheet, one-time or double-roll is properly used, it is preferable to use a double kata for thick plates and the single roll process is preferably used for thin plates. The reasons for limiting the thickness of the cast sample from 0.03 to 10 mm are the following: when the thickness is less than 0.03 mm, the effect of rapid cooling is enhanced, and the size of the crystalline particles becomes less than 1 μm, while the particles are easily oxidized by grinding, resulting in deterioration of magnetic characteristics, and when the thickness exceeds 10 mm, the cooling rate slows down, α-Fe is more readily crystallized, the particle sizes become larger, and an enriched Po phase is also present in the volume, thus, the magnetic character deteriorates sticks.

В настоящем изобретении получена секционная структура сплава R-Fe-B, имеющего определенный состав, способом отливки с вытягиванием, структура такова: кристаллы R₂Fe₁₄B основной фазы в десять или более раз мельче, чем кристаллы в обычной болванке, полученной отливкой в форме, например, по короткой оси размер кристаллов составляет 0,1 - 50 мкм, а по длинной оси 5-200 мкм, фаза, обогащенная R, тонко диспергирована, как и окружающие кристаллические частицы основной фазы, даже в локально размещенных областях размер частиц составляет менее 20 мкм. Кристаллические частицы порошка сплава основной фазы и регулирующего порошка, полученные способом отливки с вытягиванием, обладают такими же свойствами.In the present invention, a sectional structure of an R-Fe-B alloy having a specific composition is obtained by extrusion casting, the structure is as follows: R ₂ Fe ₁₄ B crystals of the main phase are ten or more times smaller than crystals in a conventional ingot obtained by casting in a mold for example, along the short axis, the crystal size is 0.1–50 μm, and along the long axis 5–200 μm, the R-rich phase is finely dispersed, like the surrounding crystalline particles of the main phase, even in locally placed regions the particle size is less than 20 microns. The crystalline particles of the main phase alloy powder and the control powder obtained by extrusion casting have the same properties.

При диспергировании фазы, обогащенной R, тоньше 5 мкм, когда обогащенная R фаза дает гидриды во время процесса гидрирования, происходит однородное расширение объема, так что кристаллические частицы основной фазы фракционируют, измельчая, и получают порошок с однородным распределением частиц. Далее описаны ограничительные условия состава R-Fe-B постоянных магнитов и болванок сплава настоящего изобретения. Редкоземельные элементы R, включенные в болванки сплавов постоянных магнитов настоящего изобретения, содержат иттрий (Y) и редкоземельные элементы, включая легкие редкоземельные элементы и тяжелые редкоземельные элементы. В качестве R удовлетворительными являются легкие редкоземельные элементы, и в частности, Nd и Pr являются предпочтительными. Хотя обычно достаточным является один тип R, практически из соображений удобства можно использовать смеси из двух или более типов (mischmetal didumium и др.), Sm. Y, La, Ce, Gd и др. можно использовать в смеси с другими R, в частности, Nd, Pr и подобными. R необязательно являются чистыми редкоземельными элементами, в производстве можно использовать элементы с неизбежными загрязнениями на уровне промышленной пригодности. R является необходимым элементом болванки сплава для производства R-Fe-B-постоянных магнитов, причем высокие магнитные характеристики нельзя получить ниже 12 ат.%, в частности, нельзя получить высокую коэрцитивную силу, а при содержании более 16 ат.% снижена величина остаточной плотности магнитного потока (B_r%, и нельзя получить постоянный магнит с превосходными характеристиками. И следовательно, предпочтительное содержание P 12-16 ат.%, оптимальное содержание 12,5-14 ат.%.When the R-rich phase is dispersed finer than 5 μm, when the R-rich phase gives hydrides during the hydrogenation process, a uniform expansion of the volume occurs, so that the crystalline particles of the main phase are fractionated, milled, and a powder with a uniform particle distribution is obtained. The following describes the limiting conditions for the composition of R-Fe-B permanent magnets and alloy blanks of the present invention. The rare earth elements R included in the blanks of the permanent magnet alloys of the present invention contain yttrium (Y) and rare earth elements, including light rare earth elements and heavy rare earth elements. As R, light rare earths are satisfactory, and in particular, Nd and Pr are preferred. Although one type R is usually sufficient, for practical reasons it is possible to use mixtures of two or more types (mischmetal didumium, etc.), Sm. Y, La, Ce, Gd, etc. can be used in a mixture with other R, in particular, Nd, Pr and the like. R are not necessarily pure rare earth elements, elements with inevitable contamination at the level of industrial suitability can be used in production. R is a necessary element of the alloy ingot for the production of R-Fe-B-permanent magnets, and high magnetic characteristics cannot be obtained below 12 at.%, In particular, high coercive force cannot be obtained, and when the content is more than 16 at.%, The residual density is reduced magnetic flux (B _r %, and you cannot get a permanent magnet with excellent characteristics. And therefore, the preferred content of P 12-16 at.%, the optimal content of 12.5-14 at.%.

B является необходимым элементом болванки сплава для производства R-Fe-B постоянных магнитов, причем высокое значение коэрцитивной силы нельзя получить при содержании ниже 4 ат.%, при содержании более 8 ат.% снижается остаточная плотность магнитного потока (B_r), таким образом, нельзя получить хороший постоянный магнит. Следовательно, предпочтительным содержанием B является 4-8 ат.%, оптимальный диапазон от 5,8 до 7 ат.%. В случае Fe остаточная плотность магнитного потока (B_r) снижается при содержании ниже 76 ат.%, а выше 84 ат.% нельзя получить высокое значение коэрцитивной силы, таким образом, содержание Fe ограничено пределами от 76 до 84 ат.%. К тому же, хотя причиной замещения части Fe на один или два типа атомов из Co и Ni является получение улучшенных температурных характеристик и сопротивляемости коррозии постоянного магнита, когда содержание одного или двух из Co и Ni превышает 50% содержания Fe, нельзя получить высокое значение коэрцитивной силы и хороший постоянный магнит. Следовательно, верхний предел содержания Co и Ni составляет 50% от содержания Fe.B is a necessary element of the alloy ingot for the production of R-Fe-B permanent magnets, and a high coercive force cannot be obtained with a content below 4 at.%, With a content of more than 8 at.%, The residual magnetic flux density (B _r ) is reduced, thus You cannot get a good permanent magnet. Therefore, the preferred content of B is 4-8 at.%, The optimal range is from 5.8 to 7 at.%. In the case of Fe, the residual magnetic flux density (B _r ) decreases when the content is below 76 at.%, And above 84 at.% It is impossible to obtain a high value of the coercive force, thus, the Fe content is limited to from 76 to 84 at.%. In addition, although the reason for replacing a part of Fe with one or two types of atoms from Co and Ni is to obtain improved temperature characteristics and corrosion resistance of a permanent magnet, when the content of one or two of Co and Ni exceeds 50% of the content of Fe, it is impossible to obtain a high coercive value strength and good permanent magnet. Therefore, the upper limit of the content of Co and Ni is 50% of the content of Fe.

Причина для ограничения содержания O₂ ниже 5000 миллионных долей заключается в следующем: при содержании выше 5000 миллионных долей фаза, обогащенная R, окисляется, и не производится достаточное количество жидкой фазы, необходимое для спекания, в результате снижается плотность, так что нельзя получить высокую плотность магнитного потока, а также ухудшается устойчивость к атмосферным воздействиям, следовательно, оптимальное содержание O₂ 200-3000 млн. долей.The reason for limiting the O ₂ content to below 5,000 ppm is as follows: when the content is above 5,000 ppm, the R-rich phase is oxidized, and not enough liquid phase necessary for sintering is produced, resulting in a decrease in density, so that a high density cannot be obtained magnetic flux, as well as deteriorating resistance to weathering, therefore, the optimal content of O ₂ 200-3000 million shares.

Когда объемная плотность материала постоянного магнита ниже 7,45 г/см³, нельзя получить высокую плотность магнитного потока и материалы магнитов с общим значением A + B величины (BH)_макс. - A (МГсЭ) и величины IH_c - B (кЭ) выше 59, что является отличительной характеристикой настоящего изобретения. Также в качестве исходных порошков настоящего изобретения, кроме порошков композиций магнитов, для регулирования количества R, B и Fe в композиции магнита можно также применять смешивание порошка сплава R-Fe-B, содержащего в качестве основной фазы фазу P₂Fe₁₄B, в которой количество R, которое будет описано позже, составляет 11-20 ат.%, и порошок сплава R-Fe-B, содержащий R₂Fe₁₇-фазу, в которой количество R ниже 20 ат.%. Что касается количества B, состав магнита можно регулировать, смешивая порошок сплава основной фазы R-Fe-B, в которой количество B составляет 4-12 ат.% или более, и регулирующий порошок R-Fe-B-сплава, содержащий R₂Fe₁₇-фазу, в которой количестве B составляет менее 6 ат.%, или порошок регулирующего R-Fe-сплава, содержащий R₂Fe₁₇-фазу, в которой B не содержится. Кроме того, состав магнита можно регулировать, смешивая регулирующий R-Co сплав (можно заменить на Fe), содержащий R-Co интерметаллическое соединение (Nd₃Co, Nd-Co₂ и подобные). Хотя кроме R, B и Fe в литом образце сплава настоящего изобретения допустимо присутствие неизбежных примесей, при замещении части B (при общем количестве 4 ат. % и менее), по крайней мере одним типом атомов: 4 ат.% C или менее, 3,5 ат. % или менее P, 2,5 ат.% или менее S и 3,6 ат.% или менее C, возможно повышение производительности и снижение стоимости сплава магнита. При этом, добавляя по крайней мере один тип атомов из следующих: Al 9,5 или менее ат.% Ti 4,5 или менее ат.%, V 9,5 или менее ат.%, Cr 8,5 или менее ат.%, Mn 8,0 или менее ат.%, Bi 5 или менее ат.%, Nd 12,5 или менее ат.%, Ta 10,5 или менее ат.%, Mo 9,5 или менее ат.%, W 9,5 или менее ат.%, Sb 2,5 или менее ат. %, Ge 7 или менее ат.%, Sn 3,5 или менее ат.%, Zr 5,5 или менее ат.% и Hf 5,5 или менее ат.% к порошку сплава, содержащего R, B, Fe-сплавы, включающий Co или смешанную R₂Fe₁₄B-фазу в качестве основной фазы, или к порошку регулирующего сплава, содержащего фазу R₂Fe₁₇ и порошок регулирующего сплава, содержащий фазу интерметаллического R-Co-соединения, можно получить высокую коэрцитивную силу постоянного магнита.When the bulk density of the permanent magnet material is below 7.45 g / cm ³ , it is not possible to obtain a high magnetic flux density and magnet materials with a total A + B value of (BH) _max. - A (MCE) and IH _c - B (kOe) values above 59, which are the hallmarks of the present invention. Also, as the starting powders of the present invention, in addition to the powders of the magnet compositions, to control the amount of R, B and Fe in the magnet composition, it is also possible to mix R-Fe-B alloy powder containing the P ₂ Fe ₁₄ B phase as the main phase, in which the amount of R, which will be described later, is 11-20 at.%, and the powder of the R-Fe-B alloy containing R ₂ Fe ₁₇ phase, in which the amount of R is below 20 at.%. As for the amount of B, the composition of the magnet can be controlled by mixing the alloy powder of the main phase of R-Fe-B, in which the amount of B is 4-12 at.% Or more, and the regulating powder of the R-Fe-B alloy containing R ₂ Fe ₁₇ phase, in which the amount of B is less than 6 at.%, Or a powder of a regulatory R-Fe alloy containing R ₂ Fe; ₁₇ phase, in which B is not contained. In addition, the composition of the magnet can be adjusted by mixing an R-Co regulating alloy (can be replaced by Fe) containing an R-Co intermetallic compound (Nd ₃ Co, Nd-Co ₂ and the like). Although in addition to R, B and Fe, the presence of inevitable impurities is permissible in the cast sample of the alloy of the present invention, when replacing part B (with a total amount of 4 at.% Or less) with at least one type of atom: 4 at.% C or less, 3 , 5 at. % or less P, 2.5 at.% or less S and 3.6 at.% or less C, it is possible to increase productivity and reduce the cost of a magnet alloy. At the same time, adding at least one type of atom from the following: Al 9.5 or less at.% Ti 4.5 or less at.%, V 9.5 or less at.%, Cr 8.5 or less at. %, Mn 8.0 or less at.%, Bi 5 or less at.%, Nd 12.5 or less at.%, Ta 10.5 or less at.%, Mo 9.5 or less at.%, W 9.5 or less at.%, Sb 2.5 or less at. %, Ge 7 or less at.%, Sn 3,5 or less than at.%, Zr 5.5 or less than at.% And Hf 5.5 or less at.% To the alloy powder containing R, B, Fe- alloys comprising Co or a mixed R ₂ Fe ₁₄ B phase as the main phase, or to a powder of a control alloy containing a phase of R ₂ Fe ₁₇ and a powder of a control alloy containing a phase of an intermetallic R-Co compound, a high coercive constant force can be obtained magnet.

В R-Fe-B-постоянном магните настоящего изобретения необходимо присутствие R₂Fe₁₄B-фазы основной фазы кристаллической фазы около 90%, предпочтительно, около 94%. R-Fe-B-спеченный магнит, который получают сейчас в большом количестве, имеет R₂Fe₁₄B-фазу до 90%; высокие магнитные характеристики настоящего изобретения, где A + B равно более 59, нельзя получить при содержании ниже 90%. Степень ориентации магнита настоящего изобретения рассчитывают из приведенного выше уравнения 1, необходимо, чтобы степень ориентации магнита была больше 85% при сохранении величины A + B выше 59, а при степени ориентации ниже 85% ухудшается значение квадратичной функции размагничивания и понижается остаточная плотность магнитного потока (B_r), давая в результате низкое значение (BH)_макс.. Предпочтительна степень ориентации около 92%. Хотя квадратичная функция размагничивания { B $\binom{2}{r}$ /4)/(BH)_макс.} теоретически дает значение 1,00, так как указанная выше степень ориентации в реальных материалах постоянных магнитов неизбежно нарушается, хотя значение ее ограничено величиной 1,05 даже после многих улучшений, в материалах постоянных магнитов настоящего изобретения, полученных описанным выше специальным способом, значение квадратичной функции размагничивания составляет 1,01-1,045.In the R-Fe-B permanent magnet of the present invention, the presence of the R ₂ Fe ₁₄ B phase of the main phase of the crystalline phase requires about 90%, preferably about 94%. The R-Fe-B-sintered magnet, which is now obtained in large quantities, has an R ₂ Fe ₁₄ B phase of up to 90%; the high magnetic characteristics of the present invention, where A + B is greater than 59, cannot be obtained with a content below 90%. The degree of orientation of the magnet of the present invention is calculated from equation 1 above, it is necessary that the degree of orientation of the magnet be greater than 85% while maintaining the A + B value above 59, and when the degree of orientation below 85%, the value of the quadratic demagnetization function deteriorates and the residual magnetic flux density decreases ( B _r ), resulting in a low value (BH) of _max. . An orientation degree of about 92% is preferred. Although the quadratic demagnetization function {B $\binom{2}{r}$ / 4) / (BH) _max. } theoretically gives a value of 1.00, since the above degree of orientation in real materials of permanent magnets is inevitably violated, although its value is limited to 1.05 even after many improvements, in the materials of permanent magnets of the present invention obtained by the above-described special method, the value is quadratic demagnetization function is 1.01-1.045.

Далее описаны ограничительные условия для состава сплава основной фазы и регулирующего сплава для материалов R-Fe-B-постоянных магнитов. Для получения порошка сплава основной фазы, содержащей R₂Fe₁₄B-фазу в качестве основной, к нему добавляют порошок регулирующего сплава, содержащего фазу R₂Fe₁₇, смешивая порошки, когда содержание R ниже 11 ат.%, увеличивается количество оставшегося железа, в котором R и B не диффундируют, при содержании более 20 ат. % увеличивается количество фазы, обогащенной R, и возрастает количество кислорода при измельчении, таким образом, предпочтительное содержание R составляет 11-20 ат.%, более предпочтительное 13-16 ат. %. Высокое значение коэрцитивной силы (iH_c) нельзя получить, когда количество B ниже 4 ат.%, а так как остаточная плотность магнитного потока (B_r) снижается при содержании B более 12 ат.%, и нельзя получить хороший постоянный магнит, то преимущественным содержанием B является количество 4-12 ат.%, более преимущественным 6 - 10 ат.%. Остаток состоит из Fe и неизбежных примесей, количество Fe предпочтительно в диапазоне 65-82 ат.%. Когда Fe меньшей 65 ат.%, увеличивается относительное количество редкоземельных элементов и B, и содержание фаз, обогащенных R и B, повышается, когда оно превышает 82 ат. %, снижается относительное количество редкоземельных элементов и B, и увеличивается остаток Fe, давая в результате неоднородный порошок сплава. Содержание Fe предпочтительно 74-81 ат.%.The following describes the limiting conditions for the composition of the alloy of the main phase and the regulatory alloy for materials of R-Fe-B-permanent magnets. To obtain a powder of an alloy of the main phase containing R ₂ Fe ₁₄ B phase as the main one, a powder of the regulatory alloy containing the phase R ₂ Fe _{17 is} added to it, mixing the powders when the R content is below 11 at.%, The amount of remaining iron increases, in which R and B do not diffuse, with a content of more than 20 at. % increases the amount of phase enriched in R, and increases the amount of oxygen during grinding, thus, the preferred content of R is 11-20 at.%, more preferred 13-16 at. % A high value of the coercive force (iH _c ) cannot be obtained when the amount of B is below 4 at.%, And since the residual magnetic flux density (B _r ) decreases when the content of B is more than 12 at.%, And you cannot get a good permanent magnet, it is preferable the content of B is the amount of 4-12 at.%, more preferable 6 - 10 at.%. The remainder consists of Fe and inevitable impurities; the amount of Fe is preferably in the range of 65-82 at.%. When Fe is less than 65 at.%, The relative amount of rare earth elements and B increases, and the content of phases enriched in R and B increases when it exceeds 82 at. %, the relative amount of rare earths and B decreases, and the Fe residue increases, resulting in an inhomogeneous alloy powder. The Fe content is preferably 74-81 at.%.

Когда один или два типа атомов в порошке сплава в основной фазе замещены на Fe в R₂Fe₁₄B-основной фазе, снижается коэрцитивная сила; предпочтительно содержание Co ниже 10 атомных %, а содержание Ni ниже 3 ат.%. Однако в случае замещения Fe указанными выше Co или Ni, количество Fe составляет 55-72 ат. %. Для получения порошка регулирующего сплава, содержащего R₂Fe₁₇-фазу, увеличивается количество фазы, обогащенной R, в производстве порошка сплава и вызывает окисление, когда R превышает 20 ат.%, таким образом, преимущественное содержание R 5-15 ат.%. Когда количество B ниже 6 ат.% и присутствует только R₁₂Fe₁₄B-фаза, а количество B в порошке сплава основной фазы можно регулировать, предпочтительное содержание B составляет величину ниже 6 ат. %. При этом остаток состоит из Fe и неизбежных примесей, предпочтительно содержание Fe 85-95 ат.%.When one or two types of atoms in the alloy powder in the main phase are replaced by Fe in the R ₂ Fe ₁₄ B-main phase, the coercive force decreases; preferably, the Co content is below 10 atomic%, and the Ni content is below 3 at.%. However, in the case of substitution of Fe for the above Co or Ni, the amount of Fe is 55-72 at. % In order to obtain a regulating alloy powder containing R ₂ Fe ₁₇ phase, the amount of phase enriched in R is increased in the production of alloy powder and causes oxidation when R exceeds 20 at.%, Thus, the preferred content of R is 5-15 at.%. When the amount of B is below 6 at.% And only the R ₁₂ Fe ₁₄ B phase is present, and the amount of B in the powder of the main phase alloy can be controlled, the preferred content of B is below 6 at. % In this case, the residue consists of Fe and inevitable impurities, preferably the content of Fe is 85-95 at.%.

Для получения порошка сплава, содержащего в качестве основной фазы R₂Fe₁₄B-фазу, к ней добавляют и перемешивают R-Fe регулирующий порошок сплава, содержащий R-Co-интерметаллическое соединение; так как остаток Fe возрастает, когда R и B не диффундируют при содержании R ниже 11 ат.%, а при содержании более 15 ат. % увеличивается количество фазы, обогащенной R, и количество кислорода при измельчении образца, предпочтительным является содержание R 11-15 ат.%, более предпочтительно 12-14 ат.%.To obtain an alloy powder containing R ₂ Fe ₁₄ B phase as the main phase, an R-Fe regulating alloy powder containing an R-Co-intermetallic compound is added and mixed to it; since the Fe residue increases when R and B do not diffuse when the R content is below 11 at.%, and when the content is more than 15 at. % increases the amount of phase enriched in R, and the amount of oxygen when grinding the sample, the content of R 11-15 at.%, more preferably 12-14 at.%, is preferred.

Так как высокое значение коэрцитивной силы (iH_c) нельзя получить при содержании B ниже 4 ат.%, а остаточная плотность магнитного потока (B_r) снижается, когда содержание превышает 12 ат.% и при этом нельзя получить хороший постоянный магнит, то преимущественным содержанием B является количество 4-12 ат.%, более предпочтительно 6-10 ат.%. При этом остаток состоит из Fe и неизбежных примесей, предпочтительное количество Fe 73-85 ат.%. Когда количество Fe ниже 73 ат.%, возрастает относительное содержание редкоземельных элементов и B, и увеличивается количество фаз, обогащенных R и B; когда Fe более 85 ат.%, относительное количество редкоземельных элементов и B снижается, и увеличивается остаток Fe, давая в результате неоднородный порошок сплава, таким образом, более предпочтительно содержание Fe 76-82 ат. %.Since a high value of the coercive force (iH _c ) cannot be obtained when the content of B is below 4 at.%, And the residual magnetic flux density (B _r ) decreases when the content exceeds 12 at.% And you cannot get a good permanent magnet, it is preferable the content of B is an amount of 4-12 at.%, more preferably 6-10 at.%. Moreover, the residue consists of Fe and inevitable impurities, the preferred amount of Fe is 73-85 at.%. When the amount of Fe is below 73 at.%, The relative content of rare-earth elements and B increases, and the number of phases enriched in R and B increases; when Fe is more than 85 at.%, the relative amount of rare earths and B decreases and the Fe residue increases, resulting in an inhomogeneous alloy powder, thus a Fe content of 76-82 at. %

Когда один или два типа атомов из Co и Ni в основной фазе замещены на Fe в R₂Fe₁₄B основной фазе, ухудшается коэрцитивная сила; предпочтительное содержание Co ниже 10 ат.%, а Ni ниже 3 ат.%. Однако в случае замещения части Fe указанными выше Co или Ni, предпочтительным количеством Fe является 63-82 ат. %. Для получения порошка регулирующего сплава, содержащего R-Co интерметаллическое соединение, увеличивается количество фазы, обогащенной R, вызывая окисление при производстве порошка сплава, когда R превышает 45 ат.%, так что предпочтительно содержание R 10-20 ат.%. При этом остаток состоит из Co и неизбежных примесей, предпочтительно содержание Co 55-95 ат.%. Один или два типа атомов из Fe и Ni замещают Co в порошке регулирующего сплава, когда ухудшается сопротивляемость окислению порошка регулирующего сплава при увеличении количества Fe, коэрцитивная сила магнита снижается при увеличении количества Ni, предпочтительным содержанием Fe является количество ниже 50 ат. %, а Ni ниже 10 ат.%. Однако в случае замещения части Co на Fe или Ni, предпочтительно количество Co 5-45 ат.%. В настоящем изобретении порошок сплава композиции магнита, содержащий в качестве основной фазы R₂Fe₁₄B-фазу, и порошок регулирующего сплава, включающий фазу R₂Fe₁₇B или R-Co-интерметаллическое соединение, получают, например, известным способом отливки с вытягиванием при однократном или двойном прокате. Гидрирование осуществляют, например, следующим образом: литой образец, образованный до определенных размеров и имеющий толщину 0,03-10 мм, вкладывают в чехол, который закрывают и помещают в контейнер, который можно закрыть герметически, после этого контейнер вакуумируют тщательно, обрабатывают после этого газообразным H₂ при давлении от 200 торр до 50 кг/см² для проведения гидрирования, при подаче газообразного H₂ с определенным давлением в течение фиксированного времени проводят охлаждение контейнера водой при помощи системы трубопровода вокруг контейнера, газообразный H₂ абсорбируется, и образец самопроизвольно разрушается, размельчаясь. В это время размельченный сплав охлаждают и дегидрируют в вакууме. Когда в частицах порошка обработанного сплава образовались мелкие трещины, порошок можно размельчить при помощи шаровой мельницы, распылительной мельницы и подобного, и получить порошок сплава, имеющий необходимый размер частиц 1-80 мкм. В настоящем изобретении заранее можно заместить воздух в рабочем контейнере инертным газом, а затем вытеснить инертный газ водородом. Чем меньше размер литого образца, тем ниже давление газообразного H₂, и хотя обрезанный литой образец абсорбирует H₂ и размельчается даже в вакууме, чем выше давление по сравнению с атмосферным, тем легче проходит размельчение. Однако измельчение ухудшается при давлении ниже 200 торр, и хотя это предпочтительно в смысле гидрирования и размельчения, чтобы давление превышало 50 кг/см², но это не так в смысле безопасности и рабочей установки, таким образом, предпочтительно давление газообразного H₂ от 200 торр до 50 кг/см². С точки зрения производительности предпочтительно давление 2 - 10 кг/см². В настоящем изобретении, хотя время измельчения при гидрировании изменяется в зависимости от размера закрытого контейнера, размера образованного образца и давления H₂, это отнимает более 5 мин. Измельченный при гидрировании порошок сплава после охлаждения сначала подвергают дегидрированию в вакууме. При этом, когда размельченный сплав нагревают от 100 до 750^oC в вакууме или в газообразном аргоне и подвергают второму дегидрированию в течение 0,5 ч или дольше, газообразный H₂ можно полностью удалить из размельченного сплава и предотвратить окисление порошка или расплавленного тела, продлевая предохранение, этим можно предотвратить ухудшение магнитных характеристик полученного постоянного магнита. Хороший дегидрирующий эффект достигается нагреванием образца в процессе дегидрирования до температуры 100^oC или выше, тогда можно опустить стадию первого дегидрирования в вакууме, и разрушенный порошок можно прямо дегидрировать в вакууме или аргоне при температуре 100^oC или выше.When one or two types of atoms from Co and Ni in the main phase are replaced by Fe in the R ₂ Fe ₁₄ B main phase, the coercive force deteriorates; the preferred content of Co is below 10 at.%, and Ni is below 3 at.%. However, in the case of substitution of a part of Fe with the above Co or Ni, the preferred amount of Fe is 63-82 at. % In order to obtain a regulating alloy powder containing an R-Co intermetallic compound, the amount of the phase enriched in R is increased, causing oxidation in the production of the alloy powder when R exceeds 45 at.%, So that an R content of 10-20 at.% Is preferred. In this case, the residue consists of Co and inevitable impurities, preferably a Co content of 55-95 at.%. One or two types of atoms from Fe and Ni replace Co in the powder of the regulatory alloy, when the oxidation resistance of the powder of the regulatory alloy deteriorates with increasing Fe, the coercive force of the magnet decreases with increasing Ni, the preferred Fe content is below 50 at. %, and Ni below 10 at.%. However, in the case of replacing a portion of Co with Fe or Ni, preferably the amount of Co is 5-45 at.%. In the present invention, an alloy powder of a magnet composition containing R ₂ Fe ₁₄ B phase as the main phase and a control alloy powder including R ₂ Fe ₁₇ B phase or R-Co intermetallic compound are prepared, for example, by a known extrusion casting method at single or double hire. Hydrogenation is carried out, for example, as follows: a molded sample formed to a certain size and having a thickness of 0.03-10 mm is put into a cover, which is closed and placed in a container that can be closed hermetically, after which the container is evacuated thoroughly, processed after that with gaseous H ₂ at a pressure of 200 torr to 50 kg / cm ² for hydrogenation, while supplying gaseous H ₂ with a certain pressure for a fixed time, the container is cooled with water using a piping system in the circle of the container, gaseous H _{2 is} absorbed, and the sample spontaneously collapses, crushing. At this time, the crushed alloy is cooled and dehydrated in vacuo. When small cracks have formed in the particles of the treated alloy powder, the powder can be crushed using a ball mill, a spray mill and the like, and an alloy powder having a desired particle size of 1-80 μm can be obtained. In the present invention, it is possible to pre-replace the air in the working container with an inert gas, and then displace the inert gas with hydrogen. The smaller the size of the cast sample, the lower the pressure of gaseous H ₂ , and although the cut-off cast sample absorbs H ₂ and is crushed even in vacuum, the higher the pressure compared to atmospheric pressure, the easier the grinding process. However, grinding deteriorates at a pressure below 200 torr, and although it is preferable in the sense of hydrogenation and grinding, so that the pressure exceeds 50 kg / cm ² , but this is not so in the sense of safety and operating system, thus, preferably, the pressure of gaseous H ₂ from 200 torr up to 50 kg / cm ² . From a performance point of view, a pressure of 2-10 kg / cm ^{2 is} preferred. In the present invention, although the hydrogenation grinding time varies depending on the size of the closed container, the size of the formed sample and the pressure of H ₂ , this takes more than 5 minutes. The alloy powder ground during hydrogenation is first subjected to dehydrogenation in vacuo after cooling. Moreover, when the crushed alloy is heated from 100 to 750 ^o C in vacuum or in gaseous argon and subjected to a second dehydrogenation for 0.5 h or longer, gaseous H ₂ can be completely removed from the crushed alloy and prevent oxidation of the powder or molten body, prolonging protection, this can prevent the deterioration of the magnetic characteristics of the obtained permanent magnet. A good dehydrogenation effect is achieved by heating the sample during dehydrogenation to a temperature of 100 ^° C or higher, then the first dehydrogenation step can be omitted in vacuum, and the broken powder can be directly dehydrated in vacuum or argon at a temperature of 100 ^° C or higher.

То есть после реакций гидрирования и разрушения в указанном ранее контейнере для гидрирования полученный разрушенный порошок можно затем подвергать дегидрированию в атмосфере контейнера при температуре 100^oC или выше. Или после дегидрирования в вакууме оставшийся порошок вынимают из контейнера для размельчения, после чего в контейнере снова можно осуществлять процесс дегидрирования настоящего изобретения при нагревании до 100^oC или выше.That is, after the hydrogenation and disruption reactions in the previously indicated hydrogenation container, the resulting disrupted powder can then be dehydrogenated in the atmosphere of the container at a temperature of 100 ^° C. or higher. Or, after dehydrogenation in vacuo, the remaining powder is removed from the grinding container, after which the dehydrogenation process of the present invention can again be carried out in the container by heating to 100 ^° C. or higher.

Когда температура нагревания в указанном выше процессе дегидрирования ниже 100^oC, удаление H₂, оставшегося в порошке сплава, занимает больше времени, массовая производительность при этом невысокая. Когда температура превышает 750^oC, образуется жидкая фаза и порошок спекается, затрудняя размельчение и препятствуя формованию при прессовании, таким образом, это не является предпочтительным при производстве спеченного магнита. При рассмотрении спекаемости магнита предпочтительной температурой дегидрирования оказывается температура 200-600^oC. Хотя время обработки изменяется в зависимости от обрабатываемого количества, оно составляет 0,5 ч или более. Далее при измельчении применяют распылительную мельницу в инертном газе (например, N₂, A). Принимается без указания, что возможно применение шаровой мельницы или аттритора с использованием органического растворителя (например, бензола, толуола и подобных). При измельчении предпочтительно получать частицы со средним размером 1-10 мкм. Когда размер меньше 1 мкм, измельченный порошок становится очень активным и восприимчивым к окислению, инициируя при этом прокаливание. Когда размеры превышают 10 мкм, остаются неразмельченные грубые частицы, ухудшая коэрцитивную силу и замедляя спекание, давая в результате низкую плотность. Более предпочтительны частицы мелкого порошка со средним размером 2-4 мкм. Для прессования с использованием магнитного поля предложен следующий способ. Измельченными порошками заполняют формы в атмосфере инертного газа. Форма может быть сделана из таких органических соединений как пластмассы, каучук и подобное, исключая немагнитные металлы и окислы. Плотность загрузки порошка, исходя из плотности в объеме (плотность загрузки 1,4 г/см²) в неподвижном состоянии порошка, предпочтительно равна величине в диапазоне плотности по объему отверждаемого после плавки образца (плотность загрузки 3,0 г/см³). Для ориентации порошка прикладывают импульсное магнитное поле, создаваемое катушкой со свободной сердцевиной и конденсаторным силовым источником. Во время ориентации импульсное магнитное поле можно прикладывать несколько раз при прессовании сверху и снизу. Чем выше интенсивность импульсного магнитного поля, тем лучше, интенсивность должна быть по крайней мере более 10 кЭ, предпочтительно, 30-80 кЭ. Как показано на графике фиг. 2, представляющем время и интенсивность магнитного поля, длительность импульса магнитного поля предпочтительна 1 -10 мкс, более предпочтительна 5-100 млс, и частота приложения магнитного поля предпочтительна 1-10 раз, более предпочтительна 1-5 раз.When the heating temperature in the aforementioned dehydrogenation process is below 100 ^° C., the removal of H ₂ remaining in the alloy powder takes longer, and the mass productivity is not high. When the temperature exceeds 750 ^° C., a liquid phase is formed and the powder sintering, making it difficult to grind and interfering with molding during pressing, so this is not preferred in the manufacture of a sintered magnet. When considering the sinterability of the magnet, the preferred dehydrogenation temperature is 200-600 ^° C. Although the processing time varies depending on the quantity being treated, it is 0.5 hours or more. Then, when grinding, an inert gas spray mill is used (for example, N ₂ , A). It is accepted without indicating that it is possible to use a ball mill or an attritor using an organic solvent (e.g. benzene, toluene and the like). When grinding, it is preferable to obtain particles with an average size of 1-10 microns. When the size is less than 1 μm, the crushed powder becomes very active and susceptible to oxidation, initiating calcination. When sizes exceed 10 microns, unmilled coarse particles remain, worsening coercive force and slowing down sintering, resulting in low density. Fine powder particles with an average size of 2-4 microns are more preferred. For pressing using a magnetic field, the following method is proposed. Ground powders fill the forms in an inert gas atmosphere. The mold can be made from organic compounds such as plastics, rubber and the like, excluding non-magnetic metals and oxides. The density of the powder, based on the density in the volume (loading density of 1.4 g / cm ² ) in the stationary state of the powder, is preferably equal to the value in the range of density in volume of the cured sample after melting (loading density of 3.0 g / cm ³ ). To orient the powder, a pulsed magnetic field is applied, created by a free-core coil and a capacitor power source. During orientation, a pulsed magnetic field can be applied several times when pressed from above and below. The higher the intensity of the pulsed magnetic field, the better, the intensity should be at least more than 10 kOe, preferably 30-80 kOe. As shown in the graph of FIG. 2, representing the time and intensity of the magnetic field, the pulse width of the magnetic field is preferably 1-10 μs, more preferred 5-100 ms, and the frequency of application of the magnetic field is preferred 1-10 times, more preferably 1-5 times.

Ориентированный порошок можно отверждать при помощи гидростатического пресса. В это время в случае использования формы из пластика можно применять гидростатическое прессование, как это и делают. Предпочтительным давлением при гидростатическом прессовании является давление 0,5-5 т/см², более предпочтительно 1-3 т/см². Для непрерывного ориентирования магнитным полем и прессованием можно использовать формование обычным способом прессования в магнитном поле после внедрения катушки, генерирующей импульсное магнитное поле, в пресс-форму и использовать магнитное поле для ориентации. Предпочтительным давлением при прессовании в магнитном поле является давление 0,5-5 т/см², более предпочтительным 1-3 т/см².Oriented powder can be cured using a hydrostatic press. At this time, if a plastic mold is used, hydrostatic pressing can be used, as they do. The preferred pressure during hydrostatic pressing is a pressure of 0.5-5 t / cm ² , more preferably 1-3 t / cm ² . For continuous orientation by the magnetic field and pressing, molding can be used in the usual way of pressing in a magnetic field after embedding a coil generating a pulsed magnetic field into the mold and using a magnetic field for orientation. The preferred pressure when pressing in a magnetic field is a pressure of 0.5-5 t / cm ² more preferred 1-3 t / cm ² .

Примеры. Examples.

Вариант 1. Листовой литой образец толщиной около 1 мм получают из расплавленного сплава, имеющего состав Nd 13,0-B 6,0-Fe 81 и полученного плавления в высокочастотной печи с применением отливки с вытягиванием двойной прокаткой при помощи устройства, включающего два валка диаметром 200 м. Размеры кристаллических частиц литого образца составляют 0,5-15 мкм по короткой оси и 5-80 мкм по длинной оси, фаза, обогащенная R, тщательно диспергирована с точностью до 3 мкм, как окружающая основная фаза. Содержание кислорода составляет 300 миллионных долей. Литой образец весом 1000 г, обрезанный до площади 50 мм² или менее, держат в закрытом контейнере, который может содержать газы и быть разряжен, в течение 30 мин контейнер продувают N₂ и после замещения воздуха в контейнер подают в течение 2 ч газообразный H₂ при давлении 3 кг/см² для самопроизвольного разложения литого образца гидрированием, затем образец хранят в вакууме при 500^oC в течение 5 ч для дегидрирования, после чего охлаждают до комнатной температуры и размалывают до размера 100 меш.Option 1. A sheet cast sample with a thickness of about 1 mm is obtained from a molten alloy having a composition of Nd 13.0-B 6.0-Fe 81 and obtained by melting in a high-frequency furnace using casting with double rolling by means of a device comprising two rolls with a diameter 200 m. The dimensions of the crystalline particles of the cast sample are 0.5-15 μm along the short axis and 5-80 μm along the long axis, the phase enriched with R is carefully dispersed with an accuracy of 3 μm, like the surrounding main phase. The oxygen content is 300 ppm. A molten sample weighing 1000 g, cut to an area of 50 mm ² or less, is kept in a closed container that may contain gases and can be discharged, N _{2 is} purged for 30 minutes, and after replacing the air, H ₂ gas is fed into the container for 2 hours at a pressure of 3 kg / cm ² for spontaneous decomposition of the cast sample by hydrogenation, then the sample is stored in vacuum at 500 ^o C for 5 hours for dehydrogenation, then cooled to room temperature and ground to a size of 100 mesh.

Далее 800 г частиц грубого дробления измельчают на распылительной мельнице, получая порошок сплава с размером частиц 3,5 мкм. Полученным порошком заполняют каучуковую форму и одновременно прикладывают импульсное магнитное поле 60 кЭ для ориентации, после чего порошок подвергают гидростатическому прессованию при давлении 2,5 т/см² при помощи гидростатического пресса. Прессованный образец вынимают из формы и спекают при 1090^oC в течение 3 ч для получения постоянного магнита через один час отжига при 600^oC. Магнитные характеристики и плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, количество основной фазы и содержание кислорода приведены в табл. 1, 2.Next, 800 g of coarse particles are crushed in a spray mill to obtain an alloy powder with a particle size of 3.5 μm. The resulting powder is filled into a rubber form and at the same time a pulsed magnetic field of 60 kOe is applied for orientation, after which the powder is hydrostatically pressed at a pressure of 2.5 t / cm ² using a hydrostatic press. The pressed sample is removed from the mold and sintered at 1090 ^° C for 3 hours to obtain a permanent magnet after one hour of annealing at 600 ^° C. Magnetic characteristics and density, size of crystalline particles, degree of orientation, quadratic demagnetization function, amount of main phase and oxygen content are given in table. 12.

Вариант 2. Option 2

Расплавленный сплав, имеющий такой же состав, как в примере варианта 1, отливают с вытягиванием, получая лист литого образца с толщиной около 0,5 мкм. Размеры кристаллических частиц в литом образце составляют 0,3-12 мкм вдоль короткой оси и 5-70 мкм вдоль длинной оси, фаза, обогащенная R, тонко диспергирована с точностью до 3 мкм, как окружающая основная фаза. Литой образец размельчают на распылительной мельнице при тех же условиях, что и в варианте 1, получая порошок сплава со средним размером частиц 3, 4 мкм. Порошок плавят в магнитном поле около 12 кЭ, затем сначала ориентируют импульсным магнитным полем около 30 кЭ, используя прессовальный станок, в который, как показано на фиг. 1, вмонтированы катушки для получения постоянного магнитного поля 3, 4 расположенные вокруг верхнего и нижнего прессов 1, 2, и катушка 6 для получения импульсного магнитного поля, расположенная на пресс-форме 5 так, чтобы воздействовать импульсным магнитным полем на материал порошков 7 вместе с действием обычного магнитного поля. После этого формованный образец спекают и отжигают в тех же условиях, как в варианте 1. Магнитные характеристики и плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, содержание основной фазы и кислорода в полученном постоянном магните приведены в табл. 1, 2. A molten alloy having the same composition as in Example 1 is extruded to form a cast sample sheet with a thickness of about 0.5 μm. The sizes of crystalline particles in the cast sample are 0.3–12 μm along the short axis and 5–70 μm along the long axis, the R enriched phase is finely dispersed with an accuracy of 3 μm, like the surrounding main phase. The cast sample is crushed in a spray mill under the same conditions as in option 1, obtaining an alloy powder with an average particle size of 3.4 microns. The powder is melted in a magnetic field of about 12 kOe, then first oriented with a pulsed magnetic field of about 30 kOe, using a press machine, in which, as shown in FIG. 1, coils are mounted for receiving a constant magnetic field 3, 4 located around the upper and lower presses 1, 2, and a coil 6 for receiving a pulsed magnetic field located on the mold 5 so as to act with a pulsed magnetic field on the material of the powders 7 together with action of an ordinary magnetic field. After that, the molded sample is sintered and annealed under the same conditions as in option 1. Magnetic characteristics and density, size of crystalline particles, degree of orientation, quadratic demagnetization function, the content of the main phase and oxygen in the obtained permanent magnet are given in table. 12.

Вариант 3. Option 3

Аналогично варианту 1 сплав Nd 13,5 - Dy 0,5 - B 6,5 - Co 1,0 - Fe 78.5 отливают с вытягиванием, получая листовой литой образец. Литой образец весом 100 г обрезают до площади 50 мм² или менее и подвергают самопроизвольному распаду при гидрировании в тех же условиях, что и в варианте 1, затем дегидрируют в вакууме в течение 6 ч. Затем после размельчения грубых частиц в распылительной мельнице получают порошок со средним размером частиц 3,5 мкм. Полученный порошок ориентируют импульсным магнитным полем так же, как в варианте 1, и получают формованный образец гидростатическим прессованием и спеканием аналогичным образом. Магнитные характеристики и плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, количество основной фазы и содержание O₂ приведены в табл. 1, 2.Similar to option 1, the alloy Nd 13.5 - Dy 0.5 - B 6.5 - Co 1.0 - Fe 78.5 is cast with drawing, obtaining a sheet cast sample. A molten sample weighing 100 g is cut to an area of 50 mm ² or less and subjected to spontaneous decomposition under hydrogenation under the same conditions as in option 1, then dehydrogenated in vacuum for 6 hours. Then, after grinding coarse particles in a spray mill, a powder is obtained with an average particle size of 3.5 microns. The resulting powder is oriented by a pulsed magnetic field in the same way as in embodiment 1, and a molded sample is obtained by hydrostatic pressing and sintering in a similar manner. Magnetic characteristics and density, size of crystalline particles, degree of orientation, quadratic function of demagnetization, the amount of the main phase and the content of O ₂ are given in table. 12.

Сравнительный пример 1. Порошок, полученный в таких же условиях, как в варианте 1, прессуют и формуют в магнитном поле около 12 кЭ при помощи обычного прессовального станка для прессования в магнитном поле в сухом состоянии, затем спекают и отжигают в тех же условиях, что и в варианте 1. Однако при прессовании происходит окисление, таким образом, невозможным становится уплотнение при спекании и получение достаточной плотности, таким образом, нельзя измерить магнитные характеристики, измерены только плотность и содержание O₂.Comparative example 1. The powder obtained under the same conditions as in option 1, is pressed and molded in a magnetic field of about 12 kOe using a conventional press machine for pressing in a magnetic field in a dry state, then sintered and annealed under the same conditions as and in option 1. However, during compression, oxidation occurs, thus, it becomes impossible to densify during sintering and to obtain a sufficient density, thus, magnetic characteristics cannot be measured, only density and O ₂ content are measured.

Сравнительный пример 2. Грубый порошок, полученный в тех же условиях, что и в варианте 1, измельчают на шаровой мельнице, используя в качестве растворителя толуол, получают мелкий порошок со средним размером частиц 3,5 мкм, который прессуют и формуют в магнитном поле около 12 кЭ, используя обычный станок для прессования в магнитном поле, во влажном состоянии, затем спекают и отжигают в тех же условиях, как в варианте 1. Магнитные характеристики, плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, количество основной фазы и содержание O₂ полученного постоянного магнита приведены в табл. 1, 2.Comparative example 2. The coarse powder obtained under the same conditions as in embodiment 1 is ground in a ball mill using toluene as a solvent to obtain a fine powder with an average particle size of 3.5 μm, which is pressed and molded in a magnetic field of about 12 kOe, using a conventional machine for pressing in a magnetic field, in a wet state, then sinter and anneal under the same conditions as in option 1. Magnetic characteristics, density, size of crystalline particles, degree of orientation, quadratic demagnetization function, k the amount of the main phase and the O ₂ content _{of the} obtained permanent magnet are given in table. 12.

Сравнительный пример 3. Расплавленный сплав, имеющий состав Nd 14-B 6,0-Fe 80, полученный плавлением в высокочастотной печи, отливают в железной форме. Затем исследуют структуру полученной болванки, наблюдают кристаллизацию первичных кристаллов Fe, поэтому болванку нагревают в течение 10 ч при 1050^oC для гомогенизации. Размеры кристаллических частиц полученной болванки составляют 30-150 мкм вдоль короткой оси и от 100 мкм до нескольких мм вдоль длинной оси, а фаза, обогащенная R, сегрегирована примерно до локальных размеров 150 мкм. После грубого дробления болванки сплава получают грубый порошок при гидрировании и дегидрировании таким же способом, как в варианте 1. Кроме того, грубый порошок размалывают на распылительной мельнице в таких же условиях, как в варианте 1, и полученный порошок сплава со средним размером частиц около 3,7 мкм прессуют и формуют в магнитном поле около 12 кЭ спекания и нагревают в таких же условиях, как в варианте 1. Магнитные характеристики и плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, количество основной фазы и содержание O₂ полученного постоянного магнита приведены в табл. 1, 2.Comparative Example 3. A molten alloy having a composition of Nd 14-B 6.0-Fe 80 obtained by melting in a high-frequency furnace is cast in iron form. Then, the structure of the obtained blank is examined, crystallization of primary Fe crystals is observed, therefore, the blank is heated for 10 hours at 1050 ^° C. for homogenization. The sizes of the crystalline particles of the obtained disc are 30-150 μm along the short axis and from 100 μm to several mm along the long axis, and the phase enriched in R is segregated to approximately local sizes of 150 μm. After coarse crushing of the alloy ingots, a coarse powder is obtained by hydrogenation and dehydrogenation in the same manner as in option 1. In addition, the coarse powder is ground in a spray mill under the same conditions as in option 1, and the resulting alloy powder with an average particle size of about 3 , 7 μm are pressed and molded in a magnetic field of about 12 kOe sintering and heated under the same conditions as in option 1. Magnetic characteristics and density, size of crystalline particles, degree of orientation, quadratic function of demagnetization, number ETS main phase and O ₂ content of the resulting permanent magnet are shown in Table. 12.

Сравнительный пример 4. После того, как образец, отлитый с вытягиванием и имеющий такие же состав и толщину, как в варианте 1, грубо дробят до размера частиц 50 мм или менее, 1000 г грубого порошка мелят на пестиковой мельнице, заполняя ее на одну четверть, до грубого порошка с размером частиц 100 меш без гидрирования и дегидрирования, затем дробят на распылительной мельнице, получая порошок сплава со средним размером частиц 3,8 мкм. Порошок сплава прессуют в магнитном поле около 12 кЭ, спекают и отжигают, получая постоянный магнит. Магнитные характеристики и плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, количество основной фазы и содержание O₂ полученного постоянного магнита приведены в табл. 1, 2.Comparative example 4. After a sample cast with drawing and having the same composition and thickness as in embodiment 1 is coarsely crushed to a particle size of 50 mm or less, 1000 g of coarse powder is ground in a pestle mill, filling it with one quarter to a coarse powder with a particle size of 100 mesh without hydrogenation and dehydrogenation, then crushed in a spray mill to obtain an alloy powder with an average particle size of 3.8 μm. The alloy powder is pressed in a magnetic field of about 12 kOe, sintered and annealed to obtain a permanent magnet. The magnetic characteristics and density, the size of the crystalline particles, the degree of orientation, the quadratic demagnetization function, the amount of the main phase, and the O ₂ content _{of the} obtained permanent magnet are given in table. 12.

Сравнительный пример 5. Сплав, имеющий состав Nd 13,5-Dy 0,5-B 6,5-Co 1,0-Fe 78,5, отливают таким же способом, как в сравнительном примере 3. Так как в полученной болванке сплава кристаллизуются первичные кристаллы Fe, то образец подвергают температурной обработке при 1050^oC в течение 6 ч. После грубого дробления болванки сплава, образец гидрируют таким же образом, как в варианте 1, а затем дегидрируют в вакууме. Грубый порошок дробят грубо и измельчают на распылительной мельнице, получая порошок со средним размером частиц 3,7 мкм. Порошок прессуют в магнитном поле около 12 кЭ, затем спекают и нагревают при тех же условиях, как в варианте 1. Магнитные характеристики и плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, количество основной фазы и содержание O₂ полученного постоянного магнита приведены в табл. 1, 2.Comparative example 5. An alloy having a composition of Nd 13.5-Dy 0.5-B 6.5-Co 1.0-Fe 78.5 is cast in the same manner as in comparative example 3. Since in the obtained alloy plate primary Fe crystals are crystallized, the sample is subjected to heat treatment at 1050 ^° C for 6 hours. After rough crushing of the alloy ingot, the sample is hydrogenated in the same manner as in option 1, and then dehydrated in vacuum. The coarse powder is crushed coarsely and ground in a spray mill to obtain a powder with an average particle size of 3.7 μm. The powder is pressed in a magnetic field of about 12 kOe, then sintered and heated under the same conditions as in option 1. Magnetic characteristics and density, size of crystalline particles, degree of orientation, quadratic demagnetization function, amount of the main phase, and O ₂ content _{of the} obtained permanent magnet are given in table 12.

Сравнительный пример 6. После отливки сплава, имеющего состав Nd 16,5 - B 7 - Fe 76,5, в болванку таким же образом, как в сравнительном примере 3, без плавления, болванку грубо дробят так, как в сравнительном примере 4, грубо дробят в пестиковой мельнице, затем измельчают на распылительной мельнице, получая мелкий порошок со средним размером частиц 3,7 мкм. Далее мелкий порошок прессуют в магнитном поле около 12 кЭ, затем спекают и отжигают в таких же условиях, как в варианте 1. Магнитные характеристики и плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, количество основной фазы и содержание O₂ полученного магнита приведены в табл. 1, 2.Comparative example 6. After casting an alloy having a composition of Nd 16.5 - B 7 - Fe 76.5, in the ingot in the same manner as in comparative example 3, without melting, the ingot is coarsely crushed as in comparative example 4, roughly crushed in a pestle mill, then crushed in a spray mill, obtaining a fine powder with an average particle size of 3.7 μm. Next, the fine powder is pressed in a magnetic field of about 12 kOe, then sintered and annealed under the same conditions as in option 1. Magnetic characteristics and density, size of crystalline particles, degree of orientation, quadratic demagnetization function, amount of main phase, and O ₂ content _{of the} obtained magnet are given in table. 12.

Вариант 4. Option 4

В качестве материалов для получения порошка сплава основной фазы способом отливки с вытягиванием применяют: 340 г металлического Nd 99% чистоты, 8 г металлического Dy 99% чистоты, 65,5 г сплава Fe-B, содержащего 20% B, и 600 г электролитического железа 99% чистоты. Смесь плавят в атмосфере аргона таким образом, чтобы получить определенный состав, затем отливают с вытягиванием, используя медные валки, и получают литой образец, имеющий толщину около 2 мм. Литой образец грубо мелят при гидрировании и измельчают в щековой дробилке и затем на дисковой мельнице или подобном, получают 800 г порошка со средним размером частиц около 10 мкм. Полученный порошок, состоящий из 14,9 ат. % Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,3 ат.% Dy, 8,0 ат.% B и Fe, исследуют методом рентгеновской дифракции EPMA, в результате подтверждено, что содержание кислорода составляет 800 млн. долей. В результате EPMA исследования структуры литого образца установлено, что размер частиц основной фазы R₂Fe₁₄B составляет около 5 мкм вдоль короткой оси и 20-80 мкм вдоль длинной оси, а фаза, обогащенная R, тонко диспергирована в окружающей основной фазе.The following materials are used as materials for obtaining the powder of the main phase alloy by casting and drawing: 340 g of metal Nd 99% pure, 8 g metal Dy 99% pure, 65.5 g Fe-B alloy containing 20% B, and 600 g electrolytic iron 99% purity. The mixture is melted in an argon atmosphere in such a way as to obtain a specific composition, then cast by drawing using copper rolls to obtain a cast sample having a thickness of about 2 mm. The cast sample is coarsely ground during hydrogenation and ground in a jaw crusher and then in a disk mill or the like, 800 g of powder is obtained with an average particle size of about 10 μm. The resulting powder, consisting of 14.9 at. % Nd, 0.1 at.% Pr, 0.3 at.% Dy, 8.0 at.% B and Fe, are examined by EPMA X-ray diffraction, which confirms that the oxygen content is 800 ppm. As a result of an EPMA study of the structure of the cast sample, it was found that the particle size of the main phase of R ₂ Fe ₁₄ B is about 5 μm along the short axis and 20-80 μm along the long axis, and the phase enriched in R is finely dispersed in the surrounding main phase.

В качестве материалов для получения порошка регулирующего сплава, содержащего фазу R₂Fe₁₇, способом отливки с вытягиванием, используя 250 г металлического Nd 99% чистоты, 11 г металлического Dy 99% чистоты, 730 г электролитического железа 99% и 20 г сплава Fe-B, содержащего 20,0% B. Получают литой образец с толщиной листа около 2 мм, такой же, как сплав основной фазы. Затем готовят порошок таким же способом, как порошок сплава основной фазы. Состав полученного порошка следующий: 0,8 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,4 ат. % Dy, 2,4 ат.% B и Fe. В результате EPMA-исследования структуры литого образца установлено, что он состоит из R₂Fe₁₇-фазы, частично R₂Fe₁₇B фазы и фазы, обогащенной Nd, присутствие α -Fe не подтверждено. Содержание кислорода равно 850 млн долям. Используя указанные выше два типа порошка, смешивают 30% порошка регулирующего сплава с порошком основной фазы. Порошок засыпают в дробилку, такую как распылительная мельница и подобные и измельчают до размера частиц около 3 мкм, полученным тонким порошком заполняют каучуковую форму и подвергают его гидростатическому прессованию при 2,5 тонн/см², используя гидростатический пресс, после одновременного приложения импульсного магнитного поля 60 кЭ для ориентации получают формованный образец размером 8х15х10 мм. Формованный образец спекают при 1100^oC в атмосфере аргона в течение 3 ч и отжигают при 550^oC в течение одного часа. Магнитные характеристики полученного магнита представлены в табл. 3, 4.As materials for producing a powder of a control alloy containing the R ₂ Fe ₁₇ phase, by extrusion casting using 250 g of 99% pure metal Nd, 11 g of 99% pure metallic Dy, 730 g of 99% electrolytic iron and 20 g of Fe- B containing 20.0% B. A cast sample is obtained with a sheet thickness of about 2 mm, the same as the main phase alloy. The powder is then prepared in the same manner as the powder of the main phase alloy. The composition of the obtained powder is as follows: 0.8 at.% Nd, 0.1 at.% Pr, 0.4 at. % Dy, 2.4 at.% B and Fe. An EPMA study of the structure of the cast sample revealed that it consists of an R ₂ Fe ₁₇ phase, partially an R ₂ Fe ₁₇ B phase and an Nd enriched phase, the presence of α -Fe is not confirmed. The oxygen content is 850 million shares. Using the above two types of powder, 30% of the alloy powder is mixed with the main phase powder. The powder is poured into a crusher, such as a spray mill and the like, and ground to a particle size of about 3 μm, the rubber form is obtained with a fine powder and hydrostatically pressed at 2.5 tons / cm ² using a hydrostatic press, after applying a pulsed magnetic field 60 kOe for orientation receive a molded sample with a size of 8 × 15 × 10 mm. The molded sample was sintered at 1100 ^° C. under argon for 3 hours and annealed at 550 ^° C. for one hour. The magnetic characteristics of the obtained magnet are presented in table. 3, 4.

Сравнительный пример 7. В качестве материалов для получения порошка сплава основной фазы, как в варианте 4, используют 340 г металлического Nd 99% чистоты, 8 г металлического Dy 99% чистоты, 600 г электролитического железа 99% чистоты и 66,5 г сплава Fe-B, содержащего 20% B. Смесь плавят в атмосфере аргона и заливают в железную форму. Полученную болванку сплава измельчают в порошок со средним размером частиц 10 мкм таким же способом, как в варианте 1. В результате композиционного анализа установлено, что порошок состоит из 14,9 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,03 ат.% Dy, 8,0 ат.% B и Fe. Содержание кислорода составляет около 900 миллионных долей. В результате EPMA-исследования структуры болванки сплава установлено, что размеры частиц основной фазы R₂Fe₁₄B составляют около 50 мкм вдоль короткой оси и около 500 мкм вдоль длинной оси, фаза обогащения P, распределена локально с размерами включенной 50 мкм. Кроме того, в основной фазе обнаружены частицы α -Fe размером 5-10 мкм.Comparative example 7. As materials for obtaining a powder of an alloy of the main phase, as in embodiment 4, use 340 g of metal Nd 99% pure, 8 g metal Dy 99% pure, 600 g electrolytic iron 99% pure and 66.5 g Fe alloy -B, containing 20% B. The mixture is melted in an argon atmosphere and poured into iron form. The obtained alloy ingot is crushed into a powder with an average particle size of 10 μm in the same manner as in option 1. As a result of composition analysis, it was found that the powder consists of 14.9 at.% Nd, 0.1 at.% Pr, 0.03 atomic% Dy, 8.0 atomic% B and Fe. The oxygen content is about 900 ppm. As a result of an EPMA study of the alloy ingot structure, it was found that the particle size of the main phase of R ₂ Fe ₁₄ B is about 50 μm along the short axis and about 500 μm along the long axis, the enrichment phase P is distributed locally with the dimensions included 50 μm. In addition, α-Fe particles with a size of 5-10 μm were detected in the main phase.

В качестве регулирующих материалов, составляющих R₂Fe₁₇-фазу, используют 200 г Nd₂O₃ 98% чистоты, 12 г Dy₂O₃ 99% чистоты, 65 г сплава Fe-B, содержащего 20% B, и 600 г порошка железа 99% чистоты, к которым подмешивают 150 г металлического Ca 99% чистоты и 25 г ангидрида CaCl₂, смесь загружают в контейнер из нержавеющей стали для получения порошка регулирующего сплава прямым восстановлением и диффузией при 950^oC в течение 8 ч в атмосфере аргона. В результате компонентного анализа полученного порошка сплава установлено, что он состоит из 10,8 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,4 ат.% Dy, 2,4 ат.% B и Fe. Содержание кислорода 1500 млн. долей. Используя указанные выше два типа порошков, смешивают 30% по весу порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы и измельчают до размера частиц 3 мкм в такой дробилке, как распылительная мельница и подобные. Полученный тонкий порошок ориентируют в магнитном поле около 10 кЭ и формуют при давлении около 1,5 т/см² под прямым углом к магнитному полю, получают формованный образец размером 8х15х10 мм. Формованный образец спекают в атмосфере аргона при 1100^oC в течение 3 ч и отжигают при 550^oC в течение часа. Магнитные характеристики полученного магнита также приведены в таблице 3,4.As regulatory materials that make up the R ₂ Fe ₁₇ phase, 200 g of Nd ₂ O ₃ 98% pure, 12 g Dy ₂ O ₃ 99% pure, 65 g Fe-B alloy containing 20% B, and 600 g powder are used. 99% pure iron, to which 150 g of 99% pure metal Ca and 25 g CaCl ₂ anhydride are mixed, the mixture is loaded into a stainless steel container to obtain a regulating alloy powder by direct reduction and diffusion at 950 ^° C for 8 hours under argon atmosphere. As a result of component analysis of the obtained alloy powder, it was found that it consists of 10.8 at.% Nd, 0.1 at.% Pr, 0.4 at.% Dy, 2.4 at.% B and Fe. The oxygen content is 1,500 million shares. Using the above two types of powders, 30% by weight of the regulating alloy powder is mixed with the main phase alloy powder and ground to a particle size of 3 μm in a grinder such as a spray mill and the like. The resulting fine powder is oriented in a magnetic field of about 10 kOe and molded at a pressure of about 1.5 t / cm ² at right angles to the magnetic field to obtain a molded sample of size 8x15x10 mm. The molded sample was sintered in an argon atmosphere at 1100 ^° C. for 3 hours and annealed at 550 ^° C. for one hour. The magnetic characteristics of the obtained magnet are also shown in table 3.4.

Сравнительный пример 8. Используют порошок сплава основной фазы сравнительного примера 1, а в качестве материалов для порошка регулирующего сплава 250 г металлического Nd 99% чистоты, 11 г металлического Dy 99% чистоты, 730 г электролитического железа 99% чистоты и 20 г сплава Fe-B, содержащего 20% B. Смесь плавят в атмосфере аргона и разливают в формы из железа. В результате исследования структуры полученной болванки сплава установлено, что кристаллизуется большое количество α -Fe, так что процесс гомогенизации проводят при 1000^oC в течение 12 ч. В результате компонентного анализа, выполненного таким же способом, как в варианте 4, установлено содержание 10,8 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,4 ат.% Dy, 2,4 ат.% B и Fe. Используя указанные выше два типа порошка, смешивают 30% порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы, получая магнит таким же способом, как в сравнительном примере 7. Магнитные характеристики полученного магнита приведены в табл. 3, 4.Comparative example 8. Use the alloy powder of the main phase of comparative example 1, and as materials for the powder of the regulatory alloy 250 g of metallic Nd 99% pure, 11 g metallic Dy 99% pure, 730 g electrolytic iron 99% pure and 20 g Fe- B containing 20% B. The mixture is melted in an argon atmosphere and poured into iron molds. As a result of a study of the structure of the obtained alloy ingot, it was found that a large amount of α-Fe crystallizes, so that the homogenization process is carried out at 1000 ^° C for 12 hours. As a result of component analysis performed in the same manner as in embodiment 4, the content of 10 was established. 8 at.% Nd, 0.1 at.% Pr, 0.4 at.% Dy, 2.4 at.% B and Fe. Using the above two types of powder, 30% of the regulating alloy powder is mixed with the main phase alloy powder, obtaining a magnet in the same manner as in comparative example 7. The magnetic characteristics of the obtained magnet are given in table. 3, 4.

Сравнительный пример 9. В качестве материалов используют 315 г металлического Nd 99% чистоты, 8,5 г металлического Dy 99% чистоты, 52 г сплава Fe-B, содержащего 20% B, и 636 г электролитического железа 99% чистоты. Смесь плавят в атмосфере аргона таким образом, чтобы получить сплав, имеющий определенный состав, затем получают литой образец, имеющий толщину листа около 2 мм, способом отливки с вытягиванием, используя медные валки. Затем литой образец грубо дробят при гидрировании, а после измельчают щековой дробилкой, дисковой мельницей и подобными, получая 800 г порошка со средним размером частиц 10 мкм. В результате EPMA-исследования полученного порошка установлено, что он состоит из 13,8 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,3 ат.% Dy, 6,3 ат.% B и Fe. Содержание кислорода около 800 млн долей. В результате EPMA-исследования структуры литого образца установлено, что размер частиц основной фазы R₂Fe₁₄B составляет 6 мкм вдоль короткой оси и 20-80 мкм вдоль длинной оси, фаза, обогащенная R, тонко диспергирована, как окружающая основная фаза. Используя порошок сплава при отливке с вытягиванием, получают такой же постоянный магнит, как в сравнительном примере 7. Магнитные характеристики полученного магнита также приведены в табл. 3, 4.Comparative Example 9. As materials, 315 g of metal Nd of 99% purity, 8.5 g of metal Dy of 99% purity, 52 g of Fe-B alloy containing 20% B, and 636 g of electrolytic iron of 99% purity were used. The mixture is melted in an argon atmosphere in such a way as to obtain an alloy having a specific composition, then a cast sample is obtained having a sheet thickness of about 2 mm by extrusion casting using copper rolls. Then, the cast sample is roughly crushed during hydrogenation, and then crushed by a jaw crusher, disk mill and the like, obtaining 800 g of powder with an average particle size of 10 μm. As a result of the EPMA study of the obtained powder, it was found that it consists of 13.8 at.% Nd, 0.1 at.% Pr, 0.3 at.% Dy, 6.3 at.% B and Fe. The oxygen content is about 800 million shares. As a result of an EPMA study of the structure of the cast sample, it was found that the particle size of the main phase R ₂ Fe ₁₄ B is 6 μm along the short axis and 20-80 μm along the long axis, the phase enriched in R is finely dispersed as the surrounding main phase. Using alloy powder during extrusion casting, the same permanent magnet is obtained as in comparative example 7. The magnetic characteristics of the obtained magnet are also given in table. 3, 4.

Вариант 5. Таким же образом, как в варианте 4, получают 800 г порошка сплава основной фазы со средним размером частиц 10 мкм, имеющего состав, отличающийся от варианта 4. Полученный порошок состоит из 14 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,5 ат.% Dy, 8 ат.% B и Fe. В результате исследования способом дифракции рентгеновских лучей EPMA установлено, что это, в основном, фаза R₂Fe₁₄B. Содержание кислорода около 80 млн. долей. В результате EPMA-исследования структуры литого образца установлено, что частицы основной фазы R₂Fe₁₄B имеют размер 0,5-15 мкм вдоль короткой оси и 5-90 мкм вдоль длинной оси, фаза, обогащенная R, тонко диспергирована, как и окружающая основная фаза. В качестве материалов для получения порошка регулирующего сплава, содержащего фазу R₂Fe₁₇, используют 125 г металлического Nd 99% чистоты, 5 г металлического Dy 99% чистоты и 275 г электролитического железа 99% чистоты, получают литой образец, имеющий толщину листа около 2 мм, способом отливки с вытягиванием, как и сплав основной фазы. Дальше порошок получают таким же способом, как порошок сплава основной фазы. Состав полученного порошка: 11,0 ат.% Nd, 0,05 ат.% Pr, 0,4 ат.% Dy и Fe. В результате EPMA-исследования структуры литого образца установлено, что он состоит из R₂Fe₁₇-фазы, частично из R₂Fe₁₄B и фазы, обогащенной R, α -Fe не обнаружено. Содержание кислорода 700 млн. долей при среднем размере частиц 10 мкм.Option 5. In the same manner as in option 4, receive 800 g of powder of the alloy of the main phase with an average particle size of 10 μm, having a composition different from option 4. The resulting powder consists of 14 at.% Nd, 0.1 at.% Pr, 0.5 at.% Dy, 8 at.% B and Fe. An EPMA X-ray diffraction study found that this is mainly the R ₂ Fe ₁₄ B phase. The oxygen content is about 80 ppm. As a result of the EPMA study of the structure of the cast sample, it was found that the particles of the main phase R ₂ Fe ₁₄ B have a size of 0.5-15 μm along the short axis and 5-90 μm along the long axis, the phase enriched in R is finely dispersed, as well as the surrounding main phase. As materials for producing a powder of a control alloy containing the R ₂ Fe ₁₇ phase, use is made of 125 g of 99% pure Nd metal, 99% pure Dy metal and 275% 99% pure electrolytic iron, and a cast sample is obtained having a sheet thickness of about 2 mm, by extrusion casting, like the alloy of the main phase. Further, the powder is obtained in the same manner as the powder of the alloy of the main phase. The composition of the obtained powder: 11.0 at.% Nd, 0.05 at.% Pr, 0.4 at.% Dy and Fe. As a result of an EPMA study of the structure of the cast sample, it was found that it consists of an R ₂ Fe ₁₇ phase, partly of R ₂ Fe ₁₄ B and a phase enriched in R, α -Fe was not detected. The oxygen content is 700 ppm with an average particle size of 10 microns.

Используя указанные выше два типа порошков, смешивают 25% по весу порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы. Смесь порошков загружают в такую дробилку, как распылительная мельница, измельчая до размера частиц около 3 мкм, затем загружают в каучуковую форму, а полученный тонкий порошок подвергают гидростатическому прессованию при давлении 2,5 т/см² при помощи изостатического пресса, получая формованный образец размером 8х15х10 мм после одновременного приложения импульсного магнитного поля 60 кЭ для ориентации. Формованный образец спекают в атмосфере аргона при 1100^oC в течение 3 ч и отжимают при 550^oC в течение часа. Магнитные характеристики полученного магнита приведены в таблице 5, 6.Using the above two types of powders, 25% by weight of the regulating alloy powder is mixed with the main phase alloy powder. A mixture of powders is loaded into a grinder such as a spray mill, crushed to a particle size of about 3 μm, then loaded into a rubber mold, and the resulting fine powder is hydrostatically pressed at a pressure of 2.5 t / cm ² using an isostatic press to obtain a molded sample with a size 8x15x10 mm after simultaneous application of a pulsed magnetic field of 60 kOe for orientation. The molded sample was sintered in an argon atmosphere at 1100 ^° C. for 3 hours and squeezed out at 550 ^° C. for one hour. The magnetic characteristics of the obtained magnet are shown in table 5, 6.

Пример 10 (сравнительный). В качестве порошка сплава основной фазы сплав, имеющий такой же состав, как вариант 5, плавят в железной форме, получая порошок со средним размером частиц около 10 мкм таким же способом, как в варианте 4. Состав такой: 14 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,5 ат.% Dy, 8 ат.% B и Fe. Содержание кислорода около 900 млн. долей. В результате получают частицы с размерами около 50 мкм вдоль короткой оси и около 500 мкм вдоль длинной оси, фаза, обогащения R, распределена локально с размером частиц 50 мкм. При этом в основной фазе присутствует α -Fe с размером частиц 5-10 мкм. Порошок регулирующего сплава, содержащего фазу R₂Fe₁₇, получают способом прямого восстановления и диффузии, как в сравнительном примере 7, используя 280 г Nd₂O₃ 98% чистоты, 12 г Dy₂O₃ 99% чистоты и 750 г порошка железа 99% чистоты. Содержание компонентов: 11,0 ат.% Nd, 0,05 ат.% Pr, 0,9 ат.% Dy и Fe. Содержание кислорода 1500 млн. долей.Example 10 (comparative). As a powder of the main phase alloy, an alloy having the same composition as option 5 is melted in iron form to obtain a powder with an average particle size of about 10 μm in the same manner as in embodiment 4. The composition is: 14 at.% Nd, 0 , 1 at.% Pr, 0.5 at.% Dy, 8 at.% B and Fe. The oxygen content is about 900 million shares. As a result, particles with sizes of about 50 μm along the short axis and about 500 μm along the long axis are obtained, the phase, enrichment R, is distributed locally with a particle size of 50 μm. Moreover, α-Fe with a particle size of 5-10 μm is present in the main phase. The alloy powder containing the R ₂ Fe ₁₇ phase is obtained by direct reduction and diffusion, as in comparative example 7, using 280 g of Nd ₂ O ₃ 98% pure, 12 g Dy ₂ O ₃ 99% pure and 750 g of iron powder 99 % purity. Content of components: 11.0 at.% Nd, 0.05 at.% Pr, 0.9 at.% Dy and Fe. The oxygen content is 1,500 million shares.

Используя указанные выше два типа порошков, смешивают 25% по весу порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы, смесь загружают в распылительную мельницу или подобную и размельчают до размера частиц около 5 мкм. Полученный тонкий порошок ориентируют в магнитном поле около 10 кЭ и формуют при давлении около 1,5 т/см² под прямым углом к магнитному полю, получая формованный образец размером 8х15х10 мм. Формованный образец спекают в атмосфере аргона при 1100^oC в течение 3 ч и отжигают при 550^oC в течение часа. Магнитные характеристики полученного магнита также приведены в табл. 5, 6.Using the above two types of powders, 25% by weight of the regulating alloy powder is mixed with the main phase alloy powder, the mixture is loaded into a spray mill or the like, and crushed to a particle size of about 5 μm. The obtained fine powder is oriented in a magnetic field of about 10 kOe and molded at a pressure of about 1.5 t / cm ² at right angles to the magnetic field, obtaining a molded sample of size 8x15x10 mm. The molded sample was sintered in an argon atmosphere at 1100 ^° C. for 3 hours and annealed at 550 ^° C. for one hour. The magnetic characteristics of the obtained magnet are also given in table. 5, 6.

Сравнительный пример 11. Используя порошок сплава основной фазы сравнительного примера 10, получают порошок регулирующего сплава плавлением 350 г металлического Nd, 10 г Dy металлического, 750 г электролитического железа 99% чистоты в атмосфере аргона и разливкой в железные формы. В результате исследования полученной болванки сплава обнаружено большое количество кристаллизованного α -Fe, поэтому проводят процесс гомогенизации при 1000^oC в течение 12 ч. В результате компонентного анализа установлен состав: 11 ат.% Nd, 0,05 ат.% Pr, 0,4 ат.% Dy и Fe.Comparative Example 11. Using the alloy powder of the main phase of Comparative Example 10, a regulatory alloy powder is obtained by melting 350 g of metallic Nd, 10 g of Dy metallic, 750 g of electrolytic iron of 99% purity in an argon atmosphere and casting into iron forms. As a result of the study of the obtained alloy ingot, a large amount of crystallized α-Fe was found, therefore, a homogenization process was carried out at 1000 ^° C for 12 hours. As a result of component analysis, the composition was established: 11 at.% Nd, 0.05 at.% Pr, 0, 4 at.% Dy and Fe.

Используя указанные выше два типа порошков, смешивают 25% по весу порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы, получая магнит таким же образом, как в сравнительном примере 10. Магнитные характеристики полученного магнита также приведены в табл. 5, 6. Using the above two types of powders, 25% by weight of the regulating alloy powder is mixed with the main phase alloy powder, obtaining a magnet in the same manner as in comparative example 10. The magnetic characteristics of the obtained magnet are also given in table. 5, 6.

Сравнительный пример 12. В качестве материалов используют 300 г металлического Nd, 13 г металлического Dy, 50 г сплава Fe-B, содержащего 20% B, и 645 г электролитического железа 99% чистоты. Смесь плавят в атмосфере аргона таким образом, чтобы получить сплав с определенным составом, затем проводят отливку с вытягиванием, используя медные валки, получают литой образец, имеющий толщину листа около 2 мм. Затем литой образец размельчают при гидрировании щековой дробилкой на дисковой мельнице и подобном, получая 800 г порошка со средним размером частиц около 100 мкм. Полученный порошок состоит из 13,3 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,5 ат.% Dy, 6 ат.% B и Fe. Содержание кислорода около 800 млн. долей. В результате EPMA-изучения структуры литого образца установлено, что размер частиц основной фазы R₂Fe₁₄B составляет от 0,3 до 15 мкм вдоль короткой оси и около 5-90 мкм вдоль длинной оси, фаза, обогащенная R, тонко диспергирована, как окружающая основная фаза.Comparative example 12. As materials, 300 g of metallic Nd, 13 g of metallic Dy, 50 g of Fe-B alloy containing 20% B, and 645 g of electrolytic iron of 99% purity are used. The mixture is melted in an argon atmosphere in such a way as to obtain an alloy with a certain composition, then casting with drawing is carried out using copper rolls, and a cast sample is obtained having a sheet thickness of about 2 mm. Then, the cast sample is crushed by hydrogenation with a jaw crusher in a disk mill and the like, to obtain 800 g of powder with an average particle size of about 100 μm. The resulting powder consists of 13.3 at.% Nd, 0.1 at.% Pr, 0.5 at.% Dy, 6 at.% B and Fe. The oxygen content is about 800 million shares. As a result of the EPMA study of the structure of the cast sample, it was found that the particle size of the main phase of R ₂ Fe ₁₄ B is from 0.3 to 15 μm along the short axis and about 5-90 μm along the long axis, the phase enriched in R is finely dispersed as surrounding main phase.

Используя порошок сплава в процессе отливки с вытягиванием, получают такой же магнит, как в сравнительном примере 10. Магнитные характеристики полученного магнита также приведены в табл. 5, 6. Using the alloy powder in the extrusion casting process, the same magnet is obtained as in comparative example 10. The magnetic characteristics of the obtained magnet are also given in table. 5, 6.

Вариант 6. Option 6

В качестве материала для порошка сплава основной фазы при отливке с вытягиванием используют 260 г металлического Nd 99% чистоты, 23 г металлического Dy 99% чистоты, 68,5 г сплава Fe-B, содержащего 20% B, и 655 г электролитического железа 99% чистоты. Смесь плавят в атмосфере аргона таким образом, чтобы получить сплав определенного заранее состава, затем отливают способом отливки с вытягиванием, используя медные валки и получая литой образец, имеющий толщину листа около 2 мм. Литой образец грубо дробят при гидрировании, измельчают в щековой дробилке, на дисковой мельнице и подобном, получая 800 г порошка со средним размером частиц около 10 мкм. Полученный порошок состоит из 11 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 1,0 ат.% Dy, 8 ат.% B и Fe, что определяли способом дифракции рентгеновских лучей EPMA, в результате установлено, что он состоит, в основном, из фазы R₂Fe₁₄B. Содержание кислорода около 800 млн. долей. В результате EPMA-исследования структуры литого образца установлено, что размер частиц основной фазы R₂Fe₁₄B составляет 0,5-1,5 мкм вдоль короткой оси и 5-90 мкм вдоль длинной оси, фаза, обогащенная R, тонко диспергирована, как окружающая основная фаза.As a material for the powder of the main phase alloy during casting with drawing, 260 g of metal Nd 99% pure, 23 g metal Dy 99% pure, 68.5 g Fe-B alloy containing 20% B and 655 g electrolytic iron 99% are used. purity. The mixture is melted in an argon atmosphere in such a way as to obtain an alloy of a predetermined composition, then cast by extrusion casting using copper rolls to obtain a cast sample having a sheet thickness of about 2 mm. The cast sample is roughly crushed during hydrogenation, crushed in a jaw crusher, in a disk mill and the like, obtaining 800 g of powder with an average particle size of about 10 μm. The resulting powder consists of 11 at.% Nd, 0.1 at.% Pr, 1.0 at.% Dy, 8 at.% B and Fe, which was determined by the X-ray diffraction method EPMA, as a result, it was found that it consists mainly from the R ₂ Fe ₁₄ B phase. The oxygen content is about 800 ppm. As a result of an EPMA study of the structure of the cast sample, it was found that the particle size of the main phase of R ₂ Fe ₁₄ B is 0.5-1.5 μm along the short axis and 5-90 μm along the long axis, the phase enriched in R is finely dispersed as surrounding main phase.

В качестве материалов для порошка регулирующего сплава, содержащего R-Co интерметаллическое соединение и получаемого способом отливки с вытягиванием, используют 490 г металлического Nd, 2,6 г металлического Dy и 500 г Co 99% чистоты. Получают литой образец, имеющий толщину листа около 2 мм, такую же, как сплав основной фазы. При этом, таким же способом, как в случае сплава основной фазы, получают порошок. Состав получаемого порошка такой: 27,0 ат.% Nd, 0,5 ат.% Pr, 1,3 ат.% Dy и Co. В результате EPMA-исследования структуры литого образца установлено, что он состоит из фазы R₂Co и частично из R₂Co₁₇ фазы, и фаза R₃Co тонко диспергирована. Содержание кислорода в порошке составляет 700 млн. долей при среднем размере частиц 10 мкм.As materials for a powder of a control alloy containing an R-Co intermetallic compound and obtained by extrusion casting, 490 g of metallic Nd, 2.6 g of metallic Dy and 500 g of Co 99% pure are used. A cast sample is obtained having a sheet thickness of about 2 mm, the same as the main phase alloy. In this case, in the same manner as in the case of an alloy of the main phase, a powder is obtained. The composition of the resulting powder is: 27.0 at.% Nd, 0.5 at.% Pr, 1.3 at.% Dy and Co. As a result of the EPMA study of the structure of the cast sample, it was found that it consists of the R ₂ Co phase and partially of the R ₂ Co ₁₇ phase, and the R ₃ Co phase is finely dispersed. The oxygen content in the powder is 700 million shares with an average particle size of 10 microns.

Используя указанные выше два типа порошков, смешивают 20% по весу порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы. Порошки загружают в такую дробилку, как распылительная мельница и подобные и размельчают до примерно 3 мкм, затем порошком загружают каучуковую форму и подвергают гидростатическому прессованию при давлении 2,5 т/см² при помощи гидростатического пресса, после одновременного приложения импульсного магнитного поля 60 кЭ для ориентации получают формованный образец размером 8х15х10 мм. Формованный образец спекают при 1100^oC в атмосфере аргона в течение 3 ч и отжигают при 550^oC в течение часа. Магнитные характеристики приведены в табл. 7, 8.Using the above two types of powders, 20% by weight of the regulating alloy powder is mixed with the main phase alloy powder. The powders are loaded into a grinder such as a spray mill and the like and crushed to about 3 μm, then the rubber form is loaded into the powder and subjected to hydrostatic pressing at a pressure of 2.5 t / cm ² using a hydrostatic press, after applying a pulsed magnetic field of 60 kOe for orientation receive a molded sample of size 8x15x10 mm. The molded sample was sintered at 1100 ^° C. under argon for 3 hours and annealed at 550 ^° C. for one hour. Magnetic characteristics are given in table. 7, 8.

Вариант 7. Option 7.

Магнитные характеристики магнита, полученного смешиванием 10% порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы, приготовленным в варианте 1, и намагничиванием способом, аналогичным рассмотренному в варианте 6, приведены в табл. 7, 8. The magnetic characteristics of the magnet obtained by mixing 10% of the powder of the regulatory alloy with the powder of the alloy of the main phase prepared in option 1, and magnetizing in a manner similar to that described in option 6, are given in table. 7, 8.

Сравнительный пример 13. Для порошка сплава основной фазы, аналогичного варианту 6, используют 260 г металлического Nd 99% чистоты, 26 г металлического Dy 99% чистоты, 665 г электролитического железа 99% чистоты и 68,5 г сплава Fe-B, содержащего 20%. B. Смесь расплавляют в атмосфере аргона и отливают в железной форме. Полученную болванку сплава размельчают в порошок со средним размером частиц 10 мкм таким же способом, как в варианте 1. В результате компонентного анализа установлен состав порошка: 11 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 1,0 ат.% Dy, 8 ат.% B и Fe, содержание кислорода 900 млн. долей. В результате EPMA-исследования структуры болванки сплава установлено, что размер частиц основной фазы R₂Fe₁₄B составляет около 50 мкм вдоль короткой оси и около 500 мкм вдоль длинной оси, фаза, обогащенная R, распределена локально с размером частиц 50 мкм. В основной фазе присутствует часть α -Fe с размерами частиц 5-10 мкм. В качестве регулирующих материалов, содержащих R-Co-интерметаллические соединения, при способе прямого восстановления и диффузии используют 550 г Nd₂O₃ 98% чистоты, 29 г Dy₂O₃ 99% чистоты и 500 г порошка Co 99% чистоты, к которым подмешивают 350 г Ca 99% чистоты и 60 г ангидрида CaCl₂, смесь загружают в контейнер из нержавеющей стали, получая порошок сплава в атмосфере аргона при 750^oC в течение 8 ч. В результате компонентного анализа установлен состав получаемого порошка сплава, состоящего из 27,0 ат. % Nd, 0,6 ат.% Pr, 1,3 ат.% Dy и Co, содержание кислорода 1500 млн. долей.Comparative Example 13. For a powder of the main phase alloy similar to embodiment 6, 260 g of 99% pure Nd metal, 26 g 99% pure Dy, 665 g 99% pure electrolytic iron and 68.5 g Fe-B alloy containing 20 were used. % B. The mixture is melted in an argon atmosphere and cast in iron form. The obtained alloy ingot is crushed into a powder with an average particle size of 10 μm in the same manner as in option 1. As a result of component analysis, the composition of the powder was established: 11 at.% Nd, 0.1 at.% Pr, 1.0 at.% Dy , 8 at.% B and Fe, the oxygen content of 900 million shares. As a result of an EPMA study of the alloy ingot structure, it was found that the particle size of the main phase of R ₂ Fe ₁₄ B is about 50 μm along the short axis and about 500 μm along the long axis, the phase enriched in R is distributed locally with a particle size of 50 μm. In the main phase, a part of α-Fe is present with particle sizes of 5-10 μm. 550 g of Nd ₂ O ₃ 98% pure, 29 g of Dy ₂ O ₃ 99% pure and 500 g of 99% pure Co, which are used for direct reduction and diffusion, are used as regulatory materials containing R-Co-intermetallic compounds. 350 g of Ca 99% pure and 60 g of CaCl ₂ are mixed, the mixture is loaded into a stainless steel container, obtaining an alloy powder in argon atmosphere at 750 ^° C for 8 hours. As a result of component analysis, the composition of the obtained alloy powder consisting of 27 , 0 at. % Nd, 0.6 at.% Pr, 1.3 at.% Dy and Co, oxygen content of 1500 ppm.

Используя указанные выше два типа порошков, смешивают 20% по весу порошка регулирующего сплава с порошком основной фазы, загружают в такую дробилку, как распылительная мельница и подобное и измельчают до размера частиц 3 мкм. Полученный тонкий порошок ориентируют в магнитном поле около 10 кЭ и формуют при давлении около 1,5 т/см² под прямым углом к магнитному полю, получают формованный образец размера 8х15х10 мм. Формованный образец спекают в атмосфере аргона при 1100^oC в течение 3 ч и отжигают при 550^oC в течение часа. Магнитные характеристики полученного магнита также представлены в табл. 7, 8.Using the above two types of powders, 20% by weight of the regulating alloy powder is mixed with the main phase powder, loaded into a grinder such as a spray mill and the like, and ground to a particle size of 3 μm. The resulting fine powder is oriented in a magnetic field of about 10 kOe and molded at a pressure of about 1.5 t / cm ² at right angles to the magnetic field to obtain a molded sample of size 8x15x10 mm. The molded sample was sintered in an argon atmosphere at 1100 ^° C. for 3 hours and annealed at 550 ^° C. for one hour. The magnetic characteristics of the obtained magnet are also presented in table. 7, 8.

Сравнительный пример 14. Используя сплав основной фазы варианта 13, получают порошок регулирующего сплава при плавлении 490 г металлического Nd, 26 г металлического Dy и 500 г Co 99% чистоты в атмосфере аргона, расплав отливают в железной форме. В результате исследования структуры полученной болванки сплава установили наличие большого количества кристаллизованного Co, так что проводят гомогенизацию при 800^oC в течение 12 ч. В результате компонентного анализа определяли состав: 11,0 ат.% Nd, 0,6 ат.% Pr, 1,3 ат.% Dy и Co.Comparative example 14. Using the alloy of the main phase of option 13, a regulatory alloy powder is obtained by melting 490 g of metallic Nd, 26 g of metallic Dy and 500 g of Co 99% pure in an argon atmosphere, the melt is cast in iron form. As a result of studying the structure of the obtained alloy ingot, the presence of a large amount of crystallized Co was established, so that homogenization was carried out at 800 ^° C for 12 hours. As a result of component analysis, the composition was determined: 11.0 at.% Nd, 0.6 at.% Pr, 1.3 at.% Dy and Co.

Используя два типа упомянутых выше порошков, смешивают 20% по весу порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы, получая такой же магнит, как в сравнительном примере 13. Магнитные характеристики полученного магнита также представлены в табл. 7, 8. Using the two types of powders mentioned above, 20% by weight of the regulating alloy powder is mixed with the main phase alloy powder, obtaining the same magnet as in comparative example 13. The magnetic characteristics of the obtained magnet are also presented in table. 7, 8.

Сравнительный пример 15. В качестве материалов используют 305 г металлического Nd, 26 г металлического Dy, 55 г сплава Fe-B, содержащего 20% B, 100 г Co 99% чистоты и 525 г электролитического железа 99% чистоты. Смесь расплавляют в атмосфере аргона таким образом, чтобы получить сплав, имеющий определенный заранее состав, способом отливки с вытягиванием, используя медные валки, получают литой образец, имеющий толщину листа около 2 мм. Литой образец грубо дробят при гидрировании и размельчают щековой дробилкой, дисковой мельницей и подобными, получая 800 г порошка со средним размером частиц 10 мкм. Полученный порошок состоит из 13,5 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 1,0 ат. % Dy, 6,7 ат.% B, 11,3 ат.% Co и Fe. Содержание кислорода около 800 млн. долей. В результате EPMA-исследования структуры установлено, что размер частиц фазы R₂(Fe, Co₁₄)B составляет 0,3-1,5 мкм вдоль короткой оси и 5-90 вдоль длинной оси, фаза, обогащенная R, и фаза R-Co тонко диспергированы, как окружающая основная фаза. Используя порошок сплава в процессе отливки с вытягиванием, получают такой же магнит, как в сравнительном примере 3. Магнитные характеристики полученного магнита также приведены в табл. 7, 8.Comparative Example 15. As materials, 305 g of metallic Nd, 26 g of metallic Dy, 55 g of Fe-B alloy containing 20% B, 100 g of Co 99% pure and 525 g electrolytic iron 99% pure were used. The mixture is melted in an argon atmosphere in such a way as to obtain an alloy having a predetermined composition by a method of extrusion casting using copper rolls to obtain a cast sample having a sheet thickness of about 2 mm. The cast sample is roughly crushed during hydrogenation and crushed by a jaw crusher, disk mill, and the like, yielding 800 g of powder with an average particle size of 10 μm. The resulting powder consists of 13.5 at.% Nd, 0.1 at.% Pr, 1.0 at. % Dy, 6.7 at.% B, 11.3 at.% Co and Fe. The oxygen content is about 800 million shares. As a result of the EPMA study of the structure, it was found that the particle size of the phase R ₂ (Fe, Co ₁₄ ) B is 0.3-1.5 μm along the short axis and 5-90 along the long axis, the phase enriched in R, and the phase R- Co is finely dispersed, like the surrounding main phase. Using the alloy powder in the extrusion casting process, the same magnet is obtained as in comparative example 3. The magnetic characteristics of the obtained magnet are also given in table. 7, 8.

Claims

1. Material for permanent magnets based on alloys of the R-Fe-B system, where R is at least one of the rare-earth elements, including yttrium, containing boron, oxygen and iron, characterized in that it contains elements in the following ratio, at. %:
R - 12 - 16
Boron - 4 - 8
Oxygen - 0.08 - 2.1
Iron - Else
moreover, as the main phase, it contains the phase R ₂ Fe ₁₄ B in an amount of more than 90 vol. % with a grain size of not more than 10 μm with an orientation degree of 85% with a bulk density of the material of at least 7.45 g / cm ³ and with an A + B value of at least 59, where the (HV) _max value is considered as A (MCE) and the value of LH _{c is} considered as B (kOE), and for the value of the quadratic characteristic (B

\binom{2}{r}

/ 4) (HV) _max in the range of 1.01 - 1.045.

2. The material according to claim 1, characterized in that it further comprises cobalt and / or nickel as elements that partially replace iron atoms in the main phase.

3. The material according to claim 1, characterized in that it further comprises cobalt and / or nickel as elements replacing up to 50 at.% Iron in the main phase.

4. The material according to claim 1, characterized in that it contains elements in the following ratio, at.%:
R (R - at least one of the rare-earth elements, including yttrium) - 12.5 - 14
Boron - 5.8 - 7
Oxygen - 0.08 - 1.3
Iron - Else
moreover, part of the atoms can be replaced by cobalt and / or nickel.

5. The material according to claim 1, characterized in that it as an additive further comprises at least one element selected from the group comprising, at.%:
Aluminum - Up to 9.5
Titanium - Up to 4.5
Vanadium - Up to 9.5
Chrome - Up to 8.5
Manganese - Up to 8.5
Bismuth - Up to 5.0
Niobium - Up to 12.5
Tantalum - Up to 10.5
Molybdenum - Up to 9.5
Tungsten - Up to 9.5
Antimony - Up to 2.5
Germanium - Under 7
Tin - Up to 3.5
Zirconium - Up to 5.5
Hafnium - Up to 5.5
6. The material according to claim 1, characterized in that as the main phase it contains the phase R ₂ Fe ₁₄ B in an amount of more than 94 vol.%.

7. The material according to claim 1, characterized in that the grain size in the main phase is 5-6 microns.

8. The material according to claim 1, characterized in that the degree of orientation of the particles of the main phase is at least 92%.

9. The material according to claim 1, characterized in that the value of its energy product (BH) _max is more than 50 MGSE, and the value of the coercive force iH _c is more than 9 kOe.

10. The material according to claim 1, characterized in that the value of its energy product (BH) _max is more than 45 MGSE, and the value of the coercive force iH _c is more than 14 kOe.

11. A method of producing permanent magnet material based on R-Fe-B system alloys containing mainly the R ₂ Fe ₁₄ B phase, including casting, grinding the resulting casting into fine powder, placing the ground powder in a container, processing the powder placed in the container with a pulse magnetic field, molding the powder thus treated into a mold and sintering the mold obtained, characterized in that the casting is performed by strip casting from a melt containing, at.%:
R (R - at least one of the rare earths, including yttrium) - 12 - 16
Boron - 4 - 8
Oxygen - 0.08 - 2.1
Iron - Else
and for grinding the castings are placed in a container, air is evacuated from it and the container is filled with hydrogen, hydrogenation is carried out until the castings are destroyed and the obtained powder is dehydrated, which is additionally crushed to a particle size of 1-10 μm by spraying in an inert gas stream, the powder is oriented by applying a pulsed magnetic field with an intensity of at least 10 kOe, molding is carried out by pressing, sintering is carried out with subsequent annealing, and a material with a sum of A + B of at least 59 is obtained, where the value of (BH) _{m ax is} considered as A (MCE) and the value of iH _{c is} considered as B (kOE), and with the magnitude of the quadratic demagnetization characteristic (B

\binom{2}{r}

/ 4) / (BH) _max in the range of 1.01 - 1.045.

12. The method according to claim 11, characterized in that the casting is obtained from a melt containing, at.%:
R (R - at least one of the rare-earth elements, including yttrium) - 12.5 - 14
Boron - 5.8 - 7
Oxygen - 0.08 - 1.3
Iron - Else
moreover, part of the iron atoms can be replaced by cobalt and / or nickel.

13. The method according to claim 11, characterized in that at least one element selected from the group including at.% Is additionally added to the alloy powder as an additive:
Aluminum - Up to 9.5
Titanium - Up to 4.5
Vanadium - Up to 8.5
Chrome - Up to 8.5
Manganese - Up to 8.0
Bismuth - Up to 5.0
Niobium - Up to 12.5
Tantalum - Up to 10.5
Molybdenum - Up to 9.5
Tungsten - Up to 9.5
Antimony - Up to 2.5
Germanium - Up to 7.0
Tin - Up to 3.5
Zirconium - Up to 5.5
Hafnium - Up to 5.5
14. The method according to claim 11, characterized in that the casting is obtained by strip casting, including subsequent one-time or two-time rolling.

15. The method according to claim 11, characterized in that after the strip casting a strip is obtained with a thickness of 0.03-10 mm.

16. The method according to claim 11, characterized in that after carrying out strip casting, the crystalline grain size is obtained in the cast along the short axis 0.1 - 50 μm, along the long axis 5 - 200 μm, and the phase enriched in R element is obtained finely dispersed with grain size less than 5 microns.

17. The method according to claim 11, characterized in that the hydrogen pressure during hydrogenation is set 0.27 to 50 kg / cm ² .

18. The method according to 17, characterized in that the hydrogen pressure during hydrogenation is set 2 to 10 kg / cm ² .

19. The method according to claim 11, characterized in that during the dehydrogenation of the alloy powder, it is heated and aged at a temperature of 100 - 750 ^o C for at least 0.5 hours

20. The method according to claim 19, characterized in that during the dehydrogenation of the alloy powder, it is heated and aged at a temperature of 200 - 600 ^o C for at least 0.5 hours

21. The method according to claim 11, characterized in that the powder is ground by spraying to a particle size of 2 to 4 microns.

22. The method according to claim 11, characterized in that the powder is molded in a mold made of non-magnetic metals, oxides or organic compounds such as plastic or rubber.

23. The method according to claim 11, characterized in that during molding, filling the mold with powder is carried out to a bulk density of 1.4 - 3.0 g / cm ³ .

24. The method according to claim 11, characterized in that the orientation of the powder is carried out by applying a pulsed magnetic field using a coil and a power capacitor.

25. The method according to claim 11, characterized in that the orientation of the powder is carried out by applying a pulsed magnetic field of at least 10 kOe.

26. The method according A.25, characterized in that the orientation of the powder is carried out by applying a pulsed magnetic field from 30 to 80 kOe.

27. The method according to claim 11, characterized in that the orientation of the powder is carried out by applying a pulsed magnetic field with a duration of from 1 μs to 10 s.

28. The method according to item 27, wherein the orientation of the powder is carried out by applying a pulsed magnetic field with a duration of from 5 μs to 100 ms.

29. The method according to claim 11, characterized in that the pulsed magnetic field is applied 1 to 10 times.

30. The method according to clause 29, wherein the pulsed magnetic field is applied 1 to 5 times.

31. The method according to claim 11, characterized in that the molding after orientation is carried out by hydrostatic pressing.

32. The method according to p, characterized in that during hydrostatic pressing apply a pressure of 0.5 to 5 t / cm ² .

33. The method according to p, characterized in that during hydrostatic pressing apply a pressure of 1 to 3 t / cm ² .

34. The method according to claim 11, characterized in that the molding after orientation is carried out by pressing with a magnetic field.

35. The method according to p. 34, characterized in that when pressing by a magnetic field a pressure of 0.5 to 5 t / cm ^{2 is} applied.

36. The method according to p. 35, characterized in that when pressing by a magnetic field, a pressure of 1 to 3 t / cm ^{2 is} applied.

37. A method of obtaining a material for permanent magnets based on an alloy of the R-Fe-B system, containing mainly the R ₂ Fe ₁₄ B phase, including casting, grinding the obtained casting into fine powder, placing the ground powder in a container, processing the powder placed in the container with a pulse by a magnetic field, molding the powder thus treated into a mold and sintering the mold obtained, characterized in that the casting is performed by strip casting from a melt of a base alloy containing, at.%:
R (R - at least one of the rare earths, including yttrium) - 11 - 20
Boron - 4 - 12
Iron - Else
and from the melt of the regulatory alloy R ₂ Fe ₁₇ containing, at.%:
R - No more than 20
Iron - Else
and for grinding the castings from the main and control alloy are jointly placed in a container, air is evacuated from it, the container is filled with air, the castings are hydrogenated and dehydrated, followed by spraying the powder to a particle size of 1-10 μm in an inert gas stream, then the alloy powders are mixed and the powder is oriented by a pulsed magnetic field with a strength of at least 10 kOe, the formation is carried out by pressing, then sintering with annealing is carried out and a material with an A + B value of at least 59 g is obtained e value (BH) _max is regarded as A (MGOe) and the value iH _c is regarded as B (kOe) with the value of the squareness of demagnetization (B

\binom{2}{r}

/ 4) / (BH) _max in the range of 1.01 - 1.045.

38. The method according to clause 37, wherein the melt casting of the main alloy is carried out with the following components, at.%:
R (R - at least one of the rare earths, including yttrium) - 13 - 16
Boron - 6 - 10
Iron - Else
moreover, part of the iron atoms can be replaced by cobalt and / or nickel.

39. The method according to clause 37, wherein the melt casting of the regulatory alloy is produced in the following ratio of components, at.%:
R (R - at least one of the rare earths, including yttrium) - Up to 20
Bor - Up to 6
Iron - Else
moreover, part of the iron atoms can be replaced by cobalt and / or nickel, including inevitable impurities.

40. The method according to § 39, characterized in that the melt casting of the regulatory alloy is produced in the following ratio of components, at.%:
R (R - at least one of the rare earths, including yttrium) - 5 - 15
Bor - Up to 6
Iron - Else
moreover, part of the iron atoms can be replaced by cobalt and / or nickel, including inevitable impurities.

41. The method according to clause 37, wherein the casting from an alloy containing the phase R ₂ Fe ₁₄ B as the basis is obtained when the R element is contained in it in an amount of 13-16 and with a boron content of 6-10 at. %

42. The method according to clause 37, wherein in the manufacture of castings from an alloy containing as phase basis the phase R ₂ Fe ₁₄ B, part of the iron atoms are replaced with cobalt in an amount of from 10 at.% And / or nickel in an amount of up to 3 at. %

43. The method according to clause 37, wherein the powder is obtained from an alloy containing the phase R ₂ Fe ₁₇ when the content of the R-element in it is from 5 to 15 at.%.

44. The method according to clause 37, wherein at least one element selected from the group comprising, at.%: Is additionally added to the powder of the main and / or regulatory alloy as an additive:
Aluminum - Up to 9.5
Titanium - Up to 4.5
Vanadium - Up to 9.5
Chrome - Up to 8.5
Manganese - Up to 8.0
Bismuth - Up to 5.0
Niobium - Up to 12.5
Tantalum - Up to 10.5
Molybdenum - Up to 9.5
Tungsten - Up to 9.5
Antimony - Up to 2.5
Germanium - Up to 7.0
Tin - Up to 3.5
Zirconium - Up to 5.5
Hafnium - Up to 5.5
45. The method according to clause 37, wherein the powder of the regulatory alloy is introduced by interfering with the powder of the main alloy in an amount of up to 60 wt.%.

46. The method according to item 45, wherein the regulatory alloy powder is introduced by interfering with the base alloy powder in an amount of 0.1 to 40 wt.%.

47. The method according to clause 37, wherein the casting is obtained by strip casting, including one-time or two-time rolling.

48. The method according to clause 37, characterized in that after the strip casting receive a strip with a thickness of 0.03 to 10 mm

49. The method according to clause 37, wherein after carrying out strip casting, crystalline grain size is obtained in the cast along the short axis of 0.1 - 50 μm and along the long axis of 5 - 200 μm, and the phase enriched in R-element is obtained finely dispersed with a size grains less than 5 microns.

50. The method according to clause 37, wherein the hydrogen pressure during hydrogenation is set 0.27 - 50 kg / cm ² .

51. The method according to p. 50, characterized in that the hydrogen pressure during hydrogenation is set to 2 to 10 kg / cm ² .

52. The method according to clause 37, characterized in that when the dehydrogenation of the alloy powder is carried out, it is heated and held at a temperature of 100 - 750 ^o C for at least 0.5 hours

53. The method according to paragraph 52, wherein when dehydrogenating the alloy powder, it is heated and aged at a temperature of 200 - 600 ^o C for at least 0.5 hours

54. The method according to clause 37, wherein the powder is pulverized by spraying to a particle size of 2 to 4 microns.

55. The method according to clause 37, wherein the molding of the powder is carried out in a mold made of non-magnetic metals, oxides or organic compounds such as plastic or rubber.

56. The method according to clause 37, characterized in that during molding, filling the mold with powder is carried out to a bulk density of 1.4 to 3.0 g / cm ³ .

57. The method according to clause 37, wherein the orientation of the powder is carried out by applying a pulsed magnetic field using a hollow coil and a power capacitor.

58. The method according to clause 37, wherein the orientation of the powder is carried out by applying a pulsed magnetic field of at least 10 kOe.

59. The method according to p, characterized in that the orientation of the powder is carried out by applying a pulsed magnetic field with a strength of 30 to 80 kOe.

60. The method according to clause 37, wherein the orientation of the powder is carried out by applying a pulsed magnetic field with a duration of from 1 μs to 10 s

61. The method according to p. 60, characterized in that the orientation of the powder is carried out by applying a pulsed magnetic field with a duration of from 5 μs to 100 ms.

62. The method according to clause 37, wherein the pulsed magnetic field is applied 1 to 10 times.

63. The method according to item 62, wherein the pulsed magnetic field is applied 1 to 5 times.

64. The method according to clause 37, wherein the molding after orientation is carried out by hydrostatic pressing.

65. The method according to item 64, wherein the hydrostatic pressing is applied pressure of 0.5 to 5 t / cm ² .

66. The method according to p, characterized in that during hydrostatic pressing apply a pressure of 1 to 3 t / cm ² .

67. The method according to clause 37, wherein the molding after orientation is carried out by pressing with a magnetic field.

68. The method according to p. 67, characterized in that when pressing by a magnetic field a pressure of 0.5 to 5 t / cm ^{2 is} applied.

69. The method according to p. 68, characterized in that when pressing with a magnetic field a pressure of 1-3 t / cm ^{2 is} applied.

70. A method of obtaining a material for permanent magnets based on alloys of the R-Fe-B system, containing mainly the R ₂ Fe ₁₄ B phase, including casting, grinding the resulting casting into fine powder, placing the ground powder in a container, processing the powder placed in the container with a pulse by a magnetic field, molding the powder thus treated into a mold and sintering the obtained mold, characterized in that the casting is performed by strip casting from a melt of a base alloy containing, at.%:
R (R - at least one of the rare earths, including yttrium) - 11 - 15
Boron - 4 - 12
Iron - Else
and from the melt of the regulatory alloy R-Co, containing, at.%:
R - Not more than 45
Cobalt - Else
and for grinding castings from the main and control alloys are jointly placed in a container, air is evacuated from the container, the container is filled with hydrogen, the castings are hydrogenated and dehydrated, followed by spraying the powder to a particle size of 1 - 10 μm in an inert gas stream, then the powders are mixed and the powder is oriented pulsed magnetic field intensity of at least 10 kOe, produced by compression molding, then subjected to sintering and annealing the material obtained with the value of the sum a + B of at least 59, where the value of (BH) _{ma a} is regarded as A (MGOe) and the value iH _c is regarded as B (kOe) and the squareness of demagnetization value (B

\binom{2}{r}

/ 4) / (BH) _max in the range of 1.01 - 1.045.

71. The method according to p. 70, characterized in that the casting of the alloy containing the phase phase R ₂ Fe ₁₄ B as the basis is obtained when the R-element is contained in it in an amount of 12-14 at.% And boron in an amount of 6-10 at.%.

72. The method according to p. 70, characterized in that in the production of an alloy containing the phase phase R ₂ Fe ₁₄ B as the basis, part of the iron atoms are replaced with cobalt in an amount of from 10 at.% And / or nickel in an amount of up to 3 at. %

73. The method according to p. 70, characterized in that after spraying receive the powder of the regulatory alloy based on the R-Co phase in the form of an intermetallic compound with the content of the element R in the amount of 10 to 20 at.%.

74. The method according to p. 70, characterized in that after spraying get the powder of the regulatory alloy R-Co, where some of the cobalt atoms are replaced by iron in an amount of up to 50 at.% And / or nickel in an amount of up to 10 at.%.

75. The method according to item 70, wherein the powder of the main and / or regulatory alloy as an additive additionally introduce at least one element selected from the group comprising, at.%:
Aluminum - Up to 9.5
Titanium - Up to 4.5
Vanadium - Up to 9.5
Chrome - Up to 8.5
Manganese - Up to 8.0
Bismuth - Up to 5.0
Niobium - Up to 12.5
Tantalum - Up to 10.5
Molybdenum - Up to 9.5
Tungsten - Up to 9.5
Antimony - Up to 2.5
Germanium - Up to 7.0
Tin - Up to 3.5
Zirconium - Up to 5.5
Hafnium - Up to 5.5
76. The method according to item 70, wherein the powder of the regulatory alloy is introduced by mixing in a powder of the main alloy in an amount of up to 60 wt.%.

77. The method according to p, characterized in that the powder of the regulatory alloy is introduced by mixing into a powder of the main alloy in an amount of 0.1 to 40 wt.%.

78. The method according to item 70, wherein the casting is obtained by strip casting, including one-time or two-time rolling.

79. The method according to p, characterized in that after the strip casting receive a strip with a thickness of 0.03 to 10 mm

80. The method according to p. 70, characterized in that after the strip casting is obtained, the crystalline grain size is obtained in the cast along the short axis 0.1 - 50 μm and along the long axis 5 - 200 μm, and the phase enriched in R-element is obtained finely dispersed with a size grains less than 5 microns.

81. The method according to item 70, wherein the hydrogen pressure during hydrogenation is set 0.27 to 50 kg / cm ² .

82. The method according to p, characterized in that the pressure during hydrogenation is set 2 to 10 kg / cm ² .

83. The method according to p. 70, characterized in that during dehydrogenation of the alloy powder, it is heated and aged at a temperature of 100 - 750 ^o C for at least 0.5 hours

84. The method according to p. 83, characterized in that during dehydrogenation of the alloy powder, it is heated and aged at a temperature of 200 - 600 ^o C for at least 0.5 hours

85. The method according to item 70, wherein the powder is pulverized by spraying to a particle size of 2 to 4 microns.

86. The method according to item 70, wherein the molding of the powder is carried out in a mold made of non-magnetic metals, oxides or organic compounds such as plastic or rubber.

87. The method according to item 70, wherein when molding the powder is compacted in the mold to a bulk density of 1.4 to 3.0 g / cm ³ .

88. The method according to item 70, wherein the powder is oriented by applying a pulsed magnetic field through a hollow coil and a power capacitor.

89. The method according to item 70, wherein the orientation of the powder is carried out by applying a pulsed magnetic field of at least 10 kOe.

90. The method according to p, characterized in that the orientation of the powder is carried out by applying a pulsed magnetic field with a strength of 30 to 80 kOe.

91. The method according to item 70, wherein the orientation of the powder is carried out by applying a pulsed magnetic field with a duration of from 1 μs to 10 s.

92. The method according to p. 91, characterized in that the orientation of the powder is carried out by applying a pulsed magnetic field with a duration of from 5 μs to 100 ms.

93. The method according to item 70, wherein the pulsed magnetic field is applied 1 to 10 times.

94. The method according to p. 93, characterized in that the pulsed magnetic field is applied 1 to 5 times.

95. The method according to item 70, wherein the molding after orientation is carried out by hydrostatic pressing.

96. The method according to p. 95, characterized in that when hydrostatic pressing a pressure of 0.5 to 5 t / cm ² .

97. The method according to p, characterized in that during hydrostatic pressing apply a pressure of 1 to 3 t / cm ² .

98. The method according to item 70, wherein the molding after orientation is carried out by pressing with a magnetic field.

99. The method according to p. 98, characterized in that when pressing with a magnetic field a pressure of 0.5-5 t / cm ^{2 is} applied.

100. The method according to p. 99, characterized in that when pressing with a magnetic field a pressure of 1-3 t / cm ^{2 is} applied.

Priority on points:
07.28.93 - according to claims 1 to 10;
07/06/93 - according to PP.11 - 36;
07.28.93 - according to claims 37 - 69;
08/03/93 - according to paragraphs 70-100.