Материалы r-fe-b постоянных магнитов и способы их получения

Материалы r-fe-b постоянных магнитов и способы их получения

Реферат

 

Изобретение относится к составам материалов для постоянных магнитов на основе сплавов системы R-Fe-B и способам их получения, R обозначает по меньшей мере один из редкоземельных элементов, включая иттрий. Материал содержит, ат.% : R 12-16; бор 4-8; кислород 0,08-2,1; железо остальное, причем в качестве основной фазы он содержит R₂Fe₁₄B в количестве более 90 об.% с размером зерна не более 10 мкм со степенью ориентации 85% при насыпной плотности материала не менее 7,45 г/см³ и при величине суммы А+В не менее 59, где А рассматривается как (BH)_макс и B-как значение iH_c. Величина квадратичной характеристики (Br²/4) /(BH)_макс составляет 1,01 - 1,045. Способ включает получение отливки методом полосового литья и ее измельчение методом гидрирования, дегидрирования с последующим измельчением до крупности 1-10 мкм распылением в инертном газе, ориентацией импульсом магнитного поля, затем проводят прессование и спекание. 4 с. и 96 з.п. ф-лы, 2 ил., 8 табл.

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 {( B²_r /4 (BH_макс} составляет величину 1,01 - 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.

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)f{/_o(1-)}^2/3 (1) , где I_s - намагниченность насыщения; - температурная надежность I_s; f - степень ориентации; - плотность спеченного тела; _o - теоретическая плотность; - объемная доля поверхностной фазы (объемная доля немагнитной фазы).

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.

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 - 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) - 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.

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.

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 {( B²_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 - 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).

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.

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.

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 -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 -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.

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 { ( B²_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.

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.

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.

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.

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.

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.

Предпочтительные варианты.

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 { ( B²_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 -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.

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 {( B²_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.

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 { B²_r /4)/(BH)_макс.} 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.

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 -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+Nd₃Coфаза 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.

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.

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.

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.

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 -Fe, размеры частиц становятся больше, а также в объеме присутствует обогащенная По фаза, таким образом, ухудшаются магнитные характеристики.

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.

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.%.

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.

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.

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