稀土-鐵-硼磁體粉末及其製備方法

2023-07-28 04:03:46 2

專利名稱：稀土-鐵-硼磁體粉末及其製備方法
技術領域：
本發明涉及具有改善的磁性能的稀土-鐵-硼合金磁體粉末及其製備方法。
自從稀土-鐵-硼合金作為具有優越的磁性能的永磁材料而引起人們注意以來，已研製出由鐵(Fe)，硼(B)，和包括釔(Y)在內的一種稀土元素(稀土元素以下用R表示)組成的稀土-鐵-硼合金磁體粉末，它們主要用來製造粘結磁體。這種粘結磁體在磁性能方面不如其所含的磁體粉末或其他同類的燒結磁體，但在物理強度方面卻優於它們，並且具有很高的自由度，可以製成任意一種形狀，因此在最近幾年中各種各樣的應用得以迅速發展。這種粘結磁體是由磁體粉末用有機或金屬粘結劑或類似物粘結而成的，其磁性能受磁體粉末磁性能的影響。
在上述的合金磁體粉末中，它們的磁性能在很大程度上取決於合金磁體粉末的結構，因此研究一直集中於那些具有最充分地發揮合金優異磁性能的結構的磁體粉末。
迄今已知的稀土-鐵-硼合金磁體粉末可以採用多種方法製備。
(1)日本專利申請公開號59-219904、60-257107和62-23903中描述了一種製取磁體粉末的方法，該方法包括使用各種機械破碎法或涉及到氫化-脫氫過程的燒爆或分裂法來破碎稀土-鐵-硼合金的錠，粗粉或永磁體。
附圖中圖1(a)表示稀土-鐵-硼合金粗粉的一個顆粒，它含有R2Fe14B金屬間相1，富稀土相2和富硼相3，R2Fe14B相1作為主導相。將粗粉破碎成細粉，它的R2Fe14B相1受到穿晶或晶間斷裂，如圖1(b)所示。此外，也可以使用錠子或永磁體而不用粗粉。
用這種方法破碎的合金磁體粉末保持了粗粉、錠或永磁體的結構不發生改變，每個單獨粉末顆粒的R2Fe14B相1可以是單晶的或多晶的，這取決於破碎程度。為了實際使用，磁體粉末的平均顆粒度應在幾微米到幾百微米的範圍內，它的R2Fe14B相的平均晶粒度為3微米至幾十微米。
(2)日本專利申請公開號61-266502、61-179801和61-214505中公開了對按上述方法(1)得到的磁體粉末進行熱處理消除應變的步驟或進一步將粉末在800℃至1100℃下加熱製備粉末的聚結體，以提高矯頑磁性。在這樣的處理過程中，粉末的每個單獨顆粒中的R2Fe14B相也是保持不變的。
(3)日本專利申請公開號60-17905和60-207302中描述了一種製備稀土-鐵-硼合金磁體粉末的方法，該方法包括利用快淬或霧化使熔融合金急冷以製備磁體粉末的步驟。如此製備的磁體粉末在必要時可以進行熱處理以改善矯頑磁性。
圖2描畫了使熔融合金驟冷而製備的稀土-鐵-硼合金磁體粉末的一個顆粒。該粉末顆粒具有R2Fe14B相1的多晶結構，在其晶界處有富稀土非晶相2′包圍著R2Fe14B相1。這種磁體粉末具有幾微米至幾百微米的平均顆粒度。應用快淬法時，R2Fe14B相的平均晶粒度是幾十毫微米級，而在應用霧化法的情況下，則是幾十微米級。
這樣製備的磁體粉末的結構，是驟冷熔融合金凝固形成的結構，或是在需要時通過熱處理使R2Fe14B相形核、長大所得到的結構。因此，R2Fe14B相中晶粒的晶體取向是任意的，並且磁晶各向異性的易磁化軸可以用圖2中標有A的箭頭表示。因此每個粉末顆粒不是晶體各向異性的，而是各向同性的，也就是說它的磁性能是各向同性的。
其他方法，例如共還原法和汽相法也可以用來製取稀土-鐵-硼合金磁體粉末，但用這種方法得到的粉末具有與前述方法製備的粉末相似的結構。
如上所述，現有技術的合金粉末的結構由以下所述的結構所確定保持錠、粗粉末或永磁體的結構不變;由驟冷合金熔體的凝固形成的結構;或是由庵幟絛緯傻慕峁咕卻硨蟮玫降慕峁埂 一般認為，為了展現出優異的磁性能，稀土-鐵-硼磁體粉末的結構應滿足下面的條件(Ⅰ)作為主導相的R2Fe14B相具有不大於50微米的平均晶粒度，最好不大於0.3微米，其中的晶粒可以是一個單一磁疇的顆粒。
(Ⅱ)主導相的晶粒中或晶界上既沒有雜質也沒有應變，這些雜質和應變在生成反磁疇時有可能成為核心。
(Ⅲ)在R2Fe14B相的晶界處存在著富稀土相或富稀土非晶相，並且R2Fe14B相的晶粒被富稀土相或富稀土非晶相所包圍。
(Ⅳ)每個單獨的磁體粉末中晶粒的易磁化軸排列成一行，因此磁體粉末具有磁各向異性。
然而用上述方法(Ⅰ)得到的磁粉通常被破碎到不小於3微米的平均顆粒度，R2Fe14B相受到穿晶或晶間斷裂，如圖1所示。因此，磁體粉末的結構不是那種R2Fe14B相1的晶粒被富稀土相2包圍的結構，而成為一種富稀土相2的一部分附著在部分R2Fe14B相1上的結構，並且破碎時產生的應變仍然存留在這種結構中。結果由方法(1)製備的現有技術磁體粉末表現出僅僅0.5至3千奧級的矯頑磁性(iHC)。至於按方法(2)製備的磁體粉末，當用這種磁體粉末製造粘結磁體時，製造出來的粘結磁體的矯頑磁性隨模製壓力的增加而降低。例如在一個定向磁場中用5噸/釐米2壓力壓制而成的粘結磁體的矯頑磁性不大於5千奧，因此它的磁性能不高。
在按方法(3)製備的磁體粉末中，R2Fe14B相中晶粒的晶體取向是任意的，每個粉末顆粒的磁性能是各向同性的。當用這種磁體粉末製造粘結磁體時，製得的磁體也表現出8至15千奧級的較大的矯頑磁性。然而，由於這種粉末是各向同性的，因此需要用一個20至45千奧的強磁場來進行磁化，這樣就限制了它的實際應用。
此外，在按上述方法製備的磁體粉末中，R2Fe14B相的晶粒邊界上的富稀土相和富稀土非晶相是以包圍R2Fe14B相的形式存在的這一事實被認為是產生較大的矯頑磁性的原因。因此晶界相的存在減少了R2Fe14B相的體積百分比，從而降低了磁粉的磁化值。
因而現有技術合金磁體粉末沒有充分地發揮稀土-鐵-硼合金固有的磁性能。
本發明的首要目的是提供一種稀土-鐵-硼合金磁體粉末，當這種粉末用作粘結磁體時顯示出更為優異的磁性能。
本發明的另一個目的是提供一種能以高產率從一種合金材料製備上述磁體粉末的改進了的方法。
根據本發明的第一個方面，提供了一種稀土-鐵-硼合金磁體粉末，它的每個單獨顆粒包括一個以R2Fe14B金屬間化合物為主導相的再結晶晶粒結構，其中R代表一種稀土元素，金屬間化合物相是由平均晶粒度為0.05微米至50微米的四方晶體結構的再結晶晶粒組成。
根據本發明的第二個方面，提供了一種製備稀土-鐵-硼合金磁體粉末的方法，該方法包括以下步驟(a)製備稀土-鐵-硼合金材料;
(b)接著，在從氫氣和氫與惰性氣體混合物中任選一種氣體的氣氛中，將該材料保持在500℃至1000℃溫度下，使氫吸收到材料中;
(c)接下來在500℃至1000℃溫度下使這合金材料脫氫，直至氣氛中的氫氣壓力減小到不大於1×10-1乇;
(d)最後，冷卻該合金材料。


圖1(a)是一個粗粉末結構的示意圖;
圖1(b)是由破碎圖1(a)中粗粉末得到的現有技術稀土合金磁體顆粒的示意圖;
圖2是採用已知的霧化法得到的另一種現有技術稀土合金磁體粉末結構的示意圖;
圖3(a)是用機械破碎得到的粉末的一個顆粒的示意圖;
圖3(b)是圖3(a)中的粉末經過處理後得到的顆粒的示意圖，顆粒中有R2Fe14B相的再結晶晶粒;
圖3(c)是按照本發明處理圖3(b)中的粉末得到的稀土-鐵-硼合金磁體粉末顆粒的示意圖，該顆粒具有再結晶聚集體結構，其中的再結晶晶粒在三個晶粒的晶界交點上生成;
圖4(a)是稀土-鐵-硼合金錠或永磁體的結構的示意圖;
圖4(b)是處理圖4(a)中的錠或磁體得到的錠或永磁體的示意圖，該錠或磁體中具有R2Fe14B相的再結晶晶粒;
圖4(c)是處理圖4(b)中的錠或磁體得到的錠或永磁體的示意圖，該錠或磁體具有再結晶聚集體結構;
圖4(d)是根據本發明的另一種稀土-鐵-硼合金磁體粉末顆粒的示意圖，是由破碎圖4(c)中的錠或永磁體得到的;
圖5(a)是另一種由機械破碎得到的粉末的一個顆粒的示意圖;
圖5(b)是圖5(a)的粉末經過處理後得到的顆粒的示意圖，該顆粒中形成了R2Fe14B相的再結晶晶粒;
圖5(c)是按照本發明處理圖5(b)粉末而得到的又一種稀土-鐵-硼合金磁體粉末顆粒的示意圖，該顆粒具有再結晶聚集體結構，其中再結晶晶粒是在三晶粒的晶界交點處形成的;
圖6(a)是另一種稀土-鐵-硼合金錠或永磁體的結構的示意圖;
圖6(b)是圖6(a)中的錠或磁體經過處理後得到的錠或永磁體的示意圖，該錠或磁體中形成了R2Fe14B相的再結晶晶粒;
圖6(c)是圖6(b)中的錠或磁體經處理後得到的錠或永磁體的示意圖，這種錠或磁體具有再結晶聚集體結構;
圖6(d)是按照本發明的又一種稀土-鐵-硼合金磁體粉末顆粒的示意圖，它是通過破碎圖6(c)中的錠或永磁體而得到的;
圖7至10是本發明的磁合金粉末製備工藝過程的典型模式的圖示;
圖11是與圖3相似的示意圖，但在這個例子中需用均勻化處理;
圖12是表明本發明的一種稀土-鐵-硼合金磁體粉末的X射線衍射分析結果的圖示;
圖13(a)是實施例1中的稀土-鐵-硼合金磁體的微觀結構的電子顯微照片;
圖13(b)是圖13(a)的顯微照片中所示微觀結構的摹圖;
圖14是表示實施例7中的粘結磁體的退磁曲線的圖示;
圖15是表示實施例10中的粘結磁體的退磁曲線的圖示;
圖16是表示平均再結晶晶粒度與矯頑磁性間關係的圖示;
圖17(a)是另一種稀土-鐵-硼合金磁體微觀結構的顯微照片;
圖17(b)是圖17(a)的顯微照片中所示微觀結構的摹圖;
圖18是實施例23的工藝過程模式的圖示;
圖19是與圖18相似的圖示，但表示的是對比例9的工藝過程模式;
圖20是與圖18相似的圖示，但表示的是對比例10的工藝過程模式;
圖21(a)是實施例23中的稀土-鐵-硼合金磁體粉末的微觀結構的顯微照片;
圖21(b)是圖21(a)的顯微照片所示微觀結構的摹圖;
圖22是表示實施例24和對比例12的工藝過程模式的圖示;
圖23是表示稀土-鐵-硼磁體粉末的矯頑磁性與保持溫度之間關係的圖示;
圖24是表示實施例25和對比例13的工藝過程模式的圖示;
圖25是實施例26的模式圖示;
圖26是表示實施例26中的粘結磁體的退磁曲線的圖示;
圖27至30分別表示實施例27至30的工藝過程模式;
圖31表示實施例31至33的工藝過程模式;
圖32和33分別是實施例34和35的工藝過程模式。
本發明人對現有技術的磁體粉末的改進進行了廣泛的研究，得到了本發明的稀土-鐵-硼合金磁體粉末，這種磁體粉末用作粘結磁體時顯示了優異的磁性能。本發明的合金磁體粉末的特徵是，含有R2Fe14B金屬間化合物相作為主導相的再結晶晶粒結構，R2Fe14B金屬間化合物相是由平均晶粒度為0.05微米至50微米的四方晶體結構的再結晶晶粒組成。
一般地說，再結晶結構是通過以下方式得到的結構，即在金屬中造成高密度的應變，例如位錯和孔隙，然後對金屬進行適當的熱處理，使再結晶晶粒形成和長大。前面提到，再結晶的R2Fe14B金屬間化合物相所佔的體積可以小於50%，但最好應當是不小於50%(體積)。
現在參考附圖3至6來描述這種再結晶結構。
首先參考圖3和圖4說明在合金材料中稀土元素R的含量大於在組合物R2Fe14B中的含量這種情況，也就是說合金材料由Rx(Fe，B)100-X表示，其中x＞13。
圖3(a)是對在這種情況下用機械破碎稀土-鐵-硼合金的錠、粗粉末或永磁體得到的一個磁體粉末顆粒的圖示。這種粉末也可以用基於氫化-脫氫的熱裂法來製備。無論用哪種方法，圖3(a)所示粉末顆粒的結構都是未破碎前的錠、粗粉末或永磁體的結構。
在圖3(a)中，1和2分別表示R2Fe14B相和富稀土相。當按本發明的方法對圖3(a)所示的粉末顆粒進行處理時，形成圖3(b)中所示的R2Fe14B相的再結晶晶粒1′並生長成為如圖3(c)中所示的R2Fe14B相的再結晶聚集體結構，聚集體結構的再結晶晶粒的平均晶粒度為0.05微米至幾微米。
前面提到，按已有技術方法製備的粉末的R2Fe14B相1進行再再結晶處理生成如圖3(b)所示的再結晶晶粒1′，再結晶晶粒1′進一步生長成為如圖3(c)所示的再結晶聚集體結構。然而圖3(b)和圖3(c)中所示的R2Fe14B相的再結晶晶粒1′的晶體取向的排列並不是完全隨機的，而是確定了一個具有規定取向的結構。
另一方面，在再結晶的開始階段富稀土相併不像圖3(b)中所示的那樣能夠清晰地辨認出來，而是當R2Fe14B相的再結晶晶粒1′長大成為如圖3(c)所示的再結晶聚集體晶粒結構時，這種富稀土相在再結晶晶粒1′間的三晶界匯合點上形成。
圖4(a)表示了一種稀土-鐵-硼合金錠或永磁體的結構，它可以用Rx(Fe，B)100-X來表示，其中X＞13。在圖4(a)中，1和2分別代表R2Fe14B相和富稀土相。按本發明的方法對圖4(a)所示的錠或永磁體進行處理時，在晶粒內或晶界上形成R2Fe14B相的再結晶晶粒1′(如圖4(b)所示)，並長大成為如圖4(c)所示的R2Fe14B相的再結晶聚集體結構，聚集體結構再結晶晶粒的平均晶粒度為0.05微米至幾微米。
另一方面，在再結晶的開始階段，富稀土相併不像圖4(b)中所示的那樣能夠清楚地辨認，而是當R2Fe14B嗟腦俳峋ЬЯ ′長大成為如圖4(c)所示的再結晶聚集體晶粒結構時，這種富稀土相在再結晶晶粒1′間的三晶界匯合點上形成。
具有如圖4(c)所示的R2Fe14B相再結晶晶粒1′的聚集體結構的錠或永磁體可以用機械法或經過氫化-脫氫過程的熱裂法破碎成磁體粉末，隨後可對其進行熱處理以消除應變，結果得到一種具有如圖4(d)所示的再結晶晶粒1′的聚集體結構的磁體粉末。這種磁體粉末在結構上與圖3(c)所示的磁體粉末相似，幾乎無法區分。
下面參考圖5和6對另一種情況進行說明，在這種情況中合金材料的成分與R2Fe14B相近，即合金材料由Rx(Fe，B)100-X來表示，其中11≤x≤13，最好的情況是合金材料的成分接近於R12Fe82B6。
圖5(a)是一個用機械法破碎一種稀土-鐵-硼合金的錠、粗粉末或永磁體得到的磁體粉末的一個顆粒的示意圖，該合金的成分近似為R12Fe82B6。
這種粉末可以用歸結為氫化-脫氫的熱裂法來製備。無論用哪種方法破碎，圖5(a)所示粉末顆粒的結構就是未破碎前的錠，粗粉末或永磁體的結構。
在圖5(a)中，1和2分別代表R2Fe14B相和富稀土相。當按照本發明的方法處理圖5(a)所示的粉末顆粒時，就形成了R2Fe14B相的再結晶顆粒1′，如圖5(b)所示，並長大成如圖5(c)所示的R2Fe14B相再結晶晶粒1′的聚集結構，這種聚集結構的再結晶晶粒的平均晶粒度從0.05微米到幾個微米。
在上文中，把按照已有的工藝方法製成的粉末的R2Fe14B相進行再結晶，形成如圖5(b)所示的再結晶晶粒1′，然後進一步長成如圖5(c)所示的再結晶聚集結構。然而，圖5(b)和圖5(c)中，R2Fe14B相的再結晶晶粒1′不是按照完全無規則的晶體取向排列，而是確定了一個具有規定取向的結構。
在如圖5(b)所示的再結晶開始階段，還不能清楚地辨別出富稀土相，甚至當R2Fe14B相的再結晶晶粒1′長大成如圖5(c)所示的再結晶聚集晶粒結構時，也只是在再結晶晶粒1′之間的某些三晶界匯合點上形成了富稀土相。所以，圖5(c)所示的再結晶聚集晶粒結構，實質上是由R2Fe14B再結晶相組成的。
圖6(a)示意地描述了具有接近於R12Fe82B6組成的稀土-鐵-硼合金錠或永磁體的結構。圖6(a)中，1和2分別代表R2Fe14B相和富稀土相。按照本發明的工藝方法處理如圖6(a)所示的錠或永磁體時，如圖6(b)所示，在晶粒內或晶界處形成了R2Fe14B相的再結晶晶粒1′，並長大成如圖6(c)所示的R2Fe14B相的再結晶聚集結構。
在圖6(b)所示的再結晶開始階段，還不能清晰地辨認出富稀土相，即使當R2Fe14B相的再結晶晶粒長大成圖6(c)所示的聚集結構時，也只是在再結晶晶粒1′之間的某些三晶界交點處形成了富稀土相。所以，再結晶晶粒結構實質上只是由R2Fe14B相組成。
具有如圖6(c)所示的R2Fe14B相的再結晶聚集結構1′的合金錠或永磁體，也可以採用機械破碎或加氫-脫氫作用的熱裂法破碎，粉碎成磁體粉末。如同從圖6(c)中看到的那樣，如此獲得的磁體粉末的某些顆粒具有聚集結構，其中富稀土相存在於再結晶晶粒1′之間的某些三晶界交點處，所以，這些磁體粉末在結構上與圖5(c)所示的磁體粉末相似。其它的粉末顆粒也具有聚集結構，不過聚集結構的再結晶晶粒根本不含有富稀土相，而是由100%的R2Fe14B相組成。
本發明不但包括具有如圖3(c)、4(d)、5(c)和6(d)所示的R2Fe14B相再結晶晶粒1′的聚集結構的磁體粉末，而且還包括如圖3(b)和5(b)所示的含有不少於50%(體積)的R2Fe14B相再結晶晶粒1′的磁體粉末，以及含有R2Fe14B相的再結ЬЯ ′不少於50%(體積)的稀土-鐵-硼合金或永磁體經破碎而得到的磁體粉末，如圖4(b)和6(b)所示。
因此，本發明的稀土-鐵-硼合金磁體粉末的特點在於再結晶的晶粒結構，它完全不同於不含再結晶結構的已有技術的稀土-鐵-硼合金磁體粉末，即使將熔融的合金進行快淬或霧化獲得圖2所示的粉末，所得到的粉末中也未形成再結晶的結構。
而且，為使已有技術的磁體粉末具有高矯頑磁力，必須有富稀土相環繞在R2Fe14B相的周圍，但是，本發明的稀土-鐵-硼磁體粉末不需要這樣的富稀土晶界相。在本發明的磁體粉末中，富稀土相不可避免地要在製造過程中在三晶界交匯點處形成，這可以用以Rx(Fe，B)100-X(其中X＞13)表示的合金材料作為例子加以說明，但是，粉末實質上只是由R2Fe14B相的再結晶晶粒組成。
本發明的稀土-鐵-硼合金磁體粉末由於具有再結晶晶粒結構，因而顯示出較高的磁性，更準確地說，磁體粉末每個單獨的顆粒都是由再結晶晶粒組成的，因此，在晶粒內部或晶界上，既沒有雜質，也沒有應變。此外要限制R2Fe14B相再結晶晶粒的平均尺寸，使之不大於50微米，最好是在0.05～3微米範圍內，這樣的尺寸接近於再結晶晶粒可以成為單磁疇的顆粒的尺寸-0.3微米。因此，本發明的磁體粉末能顯示出較高的矯頑磁力。由以Rx(Fe，B)100-X(其中11≤x≤13)式表示其組成的合金材料製備的磁體粉末顯示出格外高的磁化值。
本發明的磁體粉末顆粒的平均粒徑最好在2.0～500微米，在每個具有上述平均粒徑的顆粒中，再結晶R2Fe14B相應該具有0.05-50微米的平均晶粒度，最好是0.05-3微米。
如果磁體粉末的平均粒徑小於2.0微米，那麼在對它進行處理時，就會發生困難，如粉末的氧化和燒損。反之，如果粒徑超過500微米，則粉末不適於實際應用。
如果每個粉末微粒中的R2Fe14B相的平均晶粒度小於0.05微米，則難以使微粒磁化;反之，如果平均晶粒度超過50微米，那麼矯頑磁力(iHc)將不超過5千奧。由於不大於5千奧的矯頑磁力落入已有技術的稀土-鐵-硼合金磁體粉末所具有的矯頑磁力的範圍內，因此，具有這樣的矯頑磁力的磁體粉末，在磁性能上絕不佔優勢。
在上文中，本發明的稀土-鐵-硼合金磁體粉末中的一部分鐵可從下列元素中選擇一種或多種來代替，這些元素包括鈷(Co)、鎳(Ni)、釩(V)、鈮(Nb)、鉭(Ta)、銅(Cu)、鉻(Cr)、鉬(Mo)、鎢(W)、鈦(Ti)、鋁(Al)、鎵(Ga)、銦(In)、鋯(Zr)和鉿(Hf)。同樣地，一部分硼可從下列元素中選擇一種或多種來代替之，這些元素包括氮(N)、磷(P)、硫(S)、氟(F)、矽(Si)、碳(C)、鍺(Ge)、錫(Sn)、鋅(Zn)、銻(Sb)和鉍(Bi)。
本發明的稀土-鐵-硼合金磁體粉末通常具有磁各向異性。但是，有時也能製造出磁各向同性的粉末，這將在下面解釋。
在本發明的磁體粉末中，每個單獨的微粒中再結晶晶粒不是按完全無規則的晶體取向排列，而是確定了一個具有規定晶體取向的結構。因此，具有平均晶粒度小於由磁體粉末平均粒徑相關確定的平均晶粒度的再結晶晶粒的磁體粉末就會具有磁各向同性，而具有平均晶粒度大於以上確定的平均晶粒度的再結晶晶粒的磁體粉末則將成為具有磁各向異性。
即使是具有這種磁各向同性的再結晶結構的磁體粉末，利用塑性變形如熱軋和熱擠壓也能完全將其轉化為磁各向異性。這是因為，由於塑性變形，使得以易磁化軸表示的單個再結晶晶粒的晶體取向排列成一行。塑性變形不但可應用於本發明的粉末，而且還可應用於具有R2Fe14B相聚集晶粒結構的合金錠，粗粉末或永磁體。例如，圖3(c)或6(c)所示的粗粉末或錠，可通過對其進行塑性變形，用適當的破碎方法破碎成粉末，並且對破碎後的產物進行熱處理，以消除應變，從而將其轉化為具有磁各向異性的磁體粉末。
本發明的磁體粉末可與現有技術的磁體粉末混合。當本發明的磁體粉末以不低於總重量50%的比例與現有技術的稀土-鐵-硼合金的磁體粉末混合時，得到的磁體粉末顯示出不低於5千奧的矯頑磁力。
迄今用於獲得上述再結晶結構的一種慣用方法包括，在金屬中產生高密度應變，如位錯和孔隙，對金屬進行適當的熱處理，以形成再結晶晶粒並使其長大。而在本發明中，首先使氫被吸收到R2Fe14B相中以產生晶格變形，然後在適當的溫度下脫氫以避免脆性斷裂，促進結構的回覆，包括相變和再結晶晶粒的形成及長大。
現在，詳細敘述本發明的工藝方法。
本發明的方法其特徵在於以下步驟(a)以錠、粉末、均質錠或均質粉末的形態製備稀土-鐵-硼合金材料;
(b)接著，在氫氣或氫氣與惰性氣體的混合氣的氛圍中，將該材料保持在500-1000℃，使氫吸收到合金材料中;
(c)隨後，將合金材料在500～1000℃溫度下脫氫，直到氣氛成為氫氣壓力下降到不大於1×10-1乇的真空氣氛，或成為氫氣分壓降低到不大於1×10-1乇的惰性氣體氣氛;
(d)然後將材料冷卻，或在300～1000℃下對材料進行熱處理後再將其冷卻。
在(a)步驟中，製備的稀土-鐵-硼合金材料可以是錠或粉末形式。粉末可通過破碎鑄造合金錠得到，也可通過已知的共還原擴散法得到。無論哪一種情況，最好預先將其保持在600～1200℃的溫度下進行均勻化處理。通過這種均勻化處理，可顯著改善根據以上步驟獲得的稀土-鐵-硼合金磁體粉末的磁性能。
這是因為，儘管稀土-鐵-硼合金鑄錠、通過破碎鑄錠得到的粉末或由共還原得到的粉末具有基本上由R2Fe14B相和富稀土相組成的顯微組織，但是非平衡組織如α-Fe相和R2Fe17相常常會在R2Fe14B相中形成。因此，寧可使用通過消除這樣的非平衡組織而製備的、基本上由R2Fe14B相和富稀土相構成的均質的錠或粉末作為合金材料，以改善磁性能。
當使用錠或均質錠作為合金材料時，與使用均質粉末作為合金材料的情況相比，避免了由於氧化作用而造成的磁性降低。此外，儘管使用了錠或均質錠，但由於錠是通過脫氫被粉碎的，所以不需要額外增加破碎步驟。由於不需要破碎步驟，這樣在破碎過程中磁體粉末氧化的問題就自然地消除了。
就成分接近於R2Fe14B相組成的合金來說，即用Rx(Fe，B)100-X表示的合金，其中11.7≤x≤15，使用均質錠作為原料是可取的。
然而，對於以Rx(Fe，B)100-X(其中x＜11.7或x＞15)表示的合金來說，在某些情況下，使用粉末或均質粉末比使用錠或均質錠更可取，這取決於合金的成分。相對地說，存在這樣一種傾向，即錠對於稀土和硼的含量較低的合金來說是合適的，而粉末對於稀土和硼的含量較高的合金來說是較為理想。
均質化的溫度應該在600～1200℃的範圍內，最好在900～1100℃之間。如果溫度低於600℃，則均質化過程要花費很長時間，因而降低了工業生產率。反之，由於錠或粉末在1200℃下熔化，因此，超過該溫度是不可取的。
在(b)步驟中，要選用氫氣氣氛或氫氣與惰性氣體的混合氣的氣氛。這是因為，這樣的氣氛不僅在防止氧化的同時對消除材料中的應變和引起氫化是適合的，而且也在材料中引起結構變化，在其中生長出再結晶晶粒結構。如果把材料保持在其他氣氛中，例如只有惰性氣體的氣氛或真空氣氛，那麼，就得不到再結晶晶粒結構。上述(b)步驟中的氣氛，如果是氫氣氣氛，那麼，氫氣的壓力應不低於10乇，如果是混合氣體氣氛，那麼，其中氫氣的分壓應不低於10乇。如果這種氣氛中氫氣的壓力或分壓小於10乇，那麼，合金材料就不能吸收足夠量的氫，使材料產生充分的結構變化。另一方面，如果壓力大於760乇，即氣氛處於受壓狀態，那麼，脫氫過程就要耗費很長時間，因而對工業生產是不合適的。
「將材料保持在500～1000℃的溫度」不僅指將合金保持在500～1000℃範圍內的一個恆定溫度下這一情況，也指溫度在上述範圍內起伏變化的情況。溫度可以以直線式或曲線式升高或降低。升高、保持和降低溫度的步驟可任意組合。
雖然氫氣氣氛是最可取的，但是把合金從室溫加熱到500～1000℃也可以在另一種氣氛中進行，如在惰性氣體或真空氣氛中。不過，如上所述，當把合金保持在500～1000℃的溫度時，氫氣氣氛是必不可少的。此外，所獲得的磁體粉末的矯頑磁力和磁性各向異性可以通過在500～1000℃內調節保持溫度、保持時間及氫氣的壓力來加以控制。如果設置保持溫度低於500℃，則磁體粉末中就不會發生充分的結構變化;反之，如果溫度高於1000℃，則進行氫化的材料或粉末顆粒就會互相焊合在一起，此外，還將產生過分的結構變化，使再結晶晶粒長大到使得矯頑磁力降低的程度。
在(b)步驟結束後，進行步驟(c)的脫氫過程直到氫氣氣氛變成真空氣氛，即氫氣的壓力下降到不高於1×10-1乇，或混合氣氣氛變成惰性氣體氣氛，即氫氣的分壓下降到不高於1×10-1乇。脫氫這一步的目的是要幾乎完全地把氫從合金的磁體粉末中除去。如果氫殘留在磁體粉末中，就不可能得到高矯頑磁力。為了保證近乎完全脫氫，氫氣的壓力或氫氣的分壓必須降到1×10-1乇，脫氫溫度必須保持在500～1000℃的範圍內。如果壓力超過上面的數值，脫氫作用就會變得不充分。同樣，如果脫氫溫度低於500℃，即使壓力降到不高於1×10-5乇，氫仍殘留在磁體粉末中。反之，如果溫度高於1000℃，則氫化的材料或粉末顆粒就會互相焊合在一起，此外，還將引起過分地結構變化，使再結晶晶粒長大到減弱矯頑力的程度。在這一脫氫步驟中，溫度可在500～1000℃範圍內維持恆定，也可在此範圍內上下波動。溫度同樣可以以直線方式或曲線方式升高或降低。升高、保持和降低溫度的步驟也可以任意組合。
如前所述，(b)步和(c)步中所設定的溫度範圍是相同的，但是不要求一定得相同。不過，為防止再結晶晶粒長大，以獲得具有高矯頑磁力的再結晶晶粒結構的磁體粉末，脫氫應該在合金材料保持在氫氣或混合氣氣氛中所處的溫度下進行。
此外，在(b)和(c)步驟結束後，它們可以反覆進行。
然後，經過這樣近乎完全脫氫的合金材料要用惰性氣體如氬氣進行冷卻，或者在冷卻過程中，使其處在真空或惰性氣體的氣氛中，保持恆定溫度進行熱處理。這種熱處理的目的是為了改善通過上述(a)步到(c)步獲得的磁體粉末的矯頑磁力，必要時可進行這一處理。熱處理的溫度應該在300～1000℃範圍內，最好是在550～700℃之間。這一熱處理可以在用惰性氣體將材料冷卻到室溫後進行，此過程可進行一次或兩次以上。熱處理後的冷卻及脫氫後的冷卻應該在這種前處理完成後立即進行。
圖7到圖10，用圖解說明了本發明的稀土-鐵-硼合金磁體粉末生產工藝過程的幾個典型模式。
在圖7所示的模式中，溫度升高到500～1000℃範圍。溫度在該範圍內保持恆定，與此同時對合金材料進行脫氫，直到氫氣氛成為真空氣氛，即氫氣壓力下降到不大於1×10-1乇，或者直到混合氣體氣氛成為惰性氣體氣氛，即其中的氫氣分壓降至不大於1×10-1乇，接下去是冷卻步驟。
圖8表示的生產工藝過程包括以下步驟在氫氣氣氛或氫氣與惰性氣體的混合氣體氣氛中在500～1000℃的溫度範圍內升溫，接著，在500～1000℃範圍內降溫的同時對材料進行脫氫，直到氫氣氣氛的氫氣壓力下降到不大於1×10-1乇而成為真空氣氛，或直到混合氣體氣氛中的氫氣分壓下降到不大於1×10-1乇而成為惰性氣體氣氛，然後對材料進行冷卻。
圖9表示的工藝過程包括以下步驟首先在500～1000℃範圍內於氫氣氛或氫氣與惰性氣體的混合氣體氣氛中升溫，然後在以上氣氛中和溫度範圍內保持溫度恆定，接著，在500～1000℃範圍內升溫、保溫和降溫，與此同時對材料進行脫氫，直到氫氣氣氛的氫氣壓力下降到不大於1×10-1乇而成為真空氣氛，或混合氣體氣氛中的氫氣分壓下降到不大於1×10-1乇而成為惰性氣體氣氛，緊接著，將材料保持在一個恆定溫度下對其進行熱處理，然後將材料冷卻。
圖10表示的工藝過程包括以下步驟在氫氣或氫氣與惰性氣體混合氣的氣氛中在500～1000℃範圍內升溫、保溫、然後降溫，接著，再在500～1000℃範圍內升溫、保溫和降溫，與此同時進行脫氫，直到氫氣氣氛的氫氣壓力下降到不大於1×10-1乇而成為真空氣氛，或混合氣體氣氛中氫氣分壓下降到不大於1×10-1乇而成為惰性氣體氣氛，接著，急冷至室溫，然後，在升溫並且將材料保持在一恆定溫度下，對材料進行熱處理，最後將材料冷卻。
圖7到圖10所展現的模式只不過是對本發明工藝方法的典型介紹，因此，本發明不受這些模式的限制。
當實施上面這些工藝過程時，呈錠、粉末、均質錠或均質粉末狀態的稀土-鐵-硼合金就形成了具有R2Fe14B相再結晶晶粒結構的粉末，例如當根據以上工藝過程處理圖3(a)所示的顆粒時，它就經歷如圖3(b)所示的狀態變成如圖3(c)所示的聚集晶粒結構。
圖3(a)所示的顆粒由R2Fe14B相和富稀土相組成。但是，在工廠的日常操作中，由於生產中條件的控制通常不十分完善，所以得到這樣理想的顆粒是不多見的。實際上，在大部分合金錠或粉末中經常發生偏析，而且還可能存在非衡相如α-Fe相和R2Fe17相。圖11(a)表示的就是這種非平衡相，圖中4和5分別代表α-Fe相和R2Fe17相。
當根據前面所述的工藝過程對如圖11(a)所示的錠或粉末進行處理時，只能生產出磁性能相對較低的合金磁體粉末。因此，如圖11(a)所示的錠或粉末應該預先進行均勻化處理，以使α-Fe相和R2Fe17相擴散，儘可能地將它們除去。圖11(b)所示的是經過這樣處理的粉末，該粉末基本上是由R2Fe14B相和富稀土相組成的。按照本發明的工藝方法進一步對這種粉末或錠進行處理，它就能經由圖11(b)所示的狀態變成圖11(d)所示的聚集晶粒結構。
現在用下列實例說明本發明。
實施例1將從稀土元素中選出的釹(Nd)，與鐵和硼在高頻感應爐中熔煉並澆鑄成釹-鐵-硼合金錠，其主要成分以原子組成表示為Nd15.0Fe77.0B8.0。此錠的R2Fe14B相平均晶粒度為110μm。按上述製備好的錠在氬氣氣氛中先用搗磨機粗加工搗碎，隨後用振動球磨機細磨或粉碎，製成平均粒徑3.7μm的釹-鐵-硼合金粉末。此後，取適量這種細粉末置於一平板上，放入一個熱處理爐中，爐子抽成1.0×10-5乇的真空，然後向爐中通入1大氣壓的氫氣，爐溫從室溫升到850℃，而氫氣壓力保持不變。達到850℃後，爐子抽真空30分鐘，使爐內真空度達到1.0×10-5乇，然後輸入氬氣直至壓力達到1大氣壓時止，將該粉末急速冷卻。把粉末收集在一個研缽內而後破碎之，便得到釹-鐵-硼合金磁體粉，其平均粒徑為5.8μm。
將得到的磁體粉進行X射線衍射並用透射電子顯微鏡進行觀察。
其結果如圖12和13所示。圖12是X射線衍射儀記錄紙的摹圖，入射的X射線源是Cuk。圖13中，(a)是用透射電子顯微鏡獲得的顯微照片，顯示出該磁體粉的微細結構，而圖(b)是該顯微照片的摹圖。
如從圖12中所看到的，主要的衍射峰標誌出具有四方晶體結構的金屬間化合物Nd2Fe14B，可見本發明的磁體粉末的主要相是Nd2Fe14B。同樣，因為其他幾個衍射峰標誌出具有面心立方結構的富釹相的晶面指數，所以也存在富釹相。
此外，從圖13(a)中可以發現，本發明的磁體粉末的結構，並不是稀土合金錠結構簡單地粉碎之後而得到的結構，而是再結晶晶粒結構，其中有大量的0.3μm左右的新的再結晶晶粒。
再具體地說，從圖13(b)可以看出，實施例1中製備的稀土-鐵-硼合金磁體粉末的顆粒具有再結晶的Nd2Fe14B相1′，且因為使用了以Rx(Fe，B)100-X(X＞13)表示的材料，因而多處存在富釹相2，特別是在晶粒邊界的三交界點處，三個再結晶Nd2Fe14B相1′與之相鄰。
該磁體粉末的磁特性由標準振動磁力儀(VS.)測量，發現其矯頑力(iHc)為11.5千奧斯特，表明了優良的磁性。
下一步，將上述磁體粉末與4.5%(重量)的雙順丁烯二醯胺三嗪(bismaleimidotriazine)樹脂混合，在15千奧斯特的磁場中和5噸/釐米2的壓力下壓製成型，接著將壓制坯在180℃保持6小時使樹脂固化，獲得粘結的磁體。這粘結磁體的磁性能列於表1中。
對比例1實施例1中的稀土合金錠材料，其主要成分按原子組成可表示為Nd15.0Fe77.0B8.0，將其在搗磨機中於氬氣氣氛下進行粗加工破碎，再經過振動球磨機的細研磨，得到平均粒徑3.7微米的供對比用的釹-鐵-硼合金磁體粉。
用VSM儀測定該合金磁體粉末的磁特性，矯頑力(iHc)為2.0千奧斯特。
然後，把這種磁體粉末與4.5%(重量)的雙順丁烯二醯胺三嗪樹脂混合，按實施例1中所述的條件製成粘結磁體，所得粘結磁體的磁性能列於表1中。
對比例2取適量的對比例1中所述的磁體粉末置於一平板上，而後放入熱處理爐中，爐子抽真空到1.0×10-5乇。再把1大氣壓的氬氣引入爐中，爐溫從室溫升到500℃，而氬氣壓力保持恆定。當達到500℃後，讓磁體粉末在該溫度保持30分鐘以消除在磨碎過程中其內部產生的應變，然後急速冷卻。在研缽中將所得聚結粉末破碎開，得到平均粒徑為6.6微米的釹-鐵-硼合金磁體粉末。
將上述對比用的磁體粉末與4.5%(重量)的雙順丁烯二醯胺三嗪樹脂摻混，在5噸/釐米2的壓力下和15千奧斯特的磁場中壓製成型，然後將所得產物在180℃的溫度下保持6小時，製成粘結磁體。這樣獲得的粘結磁體的磁性能也列於表1中。
實施例2把釹與鐠同鐵與硼在高頻感應爐內熔煉後，鑄成釹-鐠-鐵-硼合金錠，其基本成分以原子組成表示為Nd13.6Pr0.4Fe78.1B7.9。所得之合金錠在氬氣氣氛中及1100℃下經過30小時的均勻化處理後，切成10mm×10mm×50mm的長方體。這些長方體鑄錠塊中有平均晶粒度為280微米的R2Fe14B相的再結晶晶粒，把長方體鑄錠塊置於熱處理爐中，然後爐內抽真空至1.0×10-5乇，溫度從室溫升到840℃，同時仍保持原真空度。當達到840℃後，向爐內通入氫氣，直至真空度降到180乇，此氣氛保持10小時，這期間仍維持氫氣壓力不變。此後，爐內抽成真空到1.0×10-5乇對錠進行脫氫1.5小時。隨後引氬氣入爐內直至壓力達到1大氣壓，從而實現急速冷卻。處理過的長方體鑄錠塊在氬氣氣氛中再用搗磨機破碎成釹-鐠-鐵-硼合金磁體粉末，其平均粒徑25微米。
按上述方法獲得的磁體粉末的單個顆粒，都具有與實施例1中相同的再結晶晶粒結構，再結晶組織的平均晶粒度為0.8微米。用VSM測定該磁體粉末的磁性，發現其矯頑力(iHc)為8.6千奧斯特。接下來，將該磁體粉末與4.5%(重量)的雙順丁烯二醯胺三嗪樹脂摻混，按實施例1所述同樣的條件製成粘結磁體，粘結磁體的磁性能也列於表1中。
實施例3取適量實施例2中的磁體粉末，將其置於一塊板上並放入熱處理爐內，爐內抽真空至1.0×10-5乇，然後再將1大氣壓的氬氣引入爐內，爐溫從室溫升到600℃，同時保持氬氣壓力不變。達到600℃後，材料在該溫度下保持10分鐘以消除破碎時產生的應變，然後急速冷卻。在研缽中將所得到的聚結磁體粉末破碎就得到平均粒徑26微米的釹-鐠-鐵-硼合金磁體粉末。
按這種方法得到的磁體粉末，其每個單個粒子都有與實施例1中相同的再結晶晶粒結構，再結晶組織的平均晶粒尺寸為0.8微米。該磁體粉末的磁性能用VSM儀測定，矯頑力(iHc)為10.3千奧斯特。下一步，將磁體粉末與4.0%(重量)的雙順丁烯二醯胺三嗪樹脂混合，按實施例1中相同的條件製成粘結磁體。該粘結磁體的磁性能也列於表1中。
實施例4將實施例2中經過氫氣氛圍中熱處理後的長方體錠置於熱處理爐中，在330℃溫度下使壓力為180乇的氫氣吸收進入錠內，這一過程進行3小時，使錠熱裂破碎，然後在將爐子抽真空的同時使爐溫升到700℃，在700℃保持5分鐘，隨後脫氫處理至1.0×10-5乇。接著通入氬氣使經過破碎的錠快速冷卻，直至爐壓達到1大氣壓，這樣獲得的聚結粉末在研缽中破碎開，從而得到平均粒徑42微米的釹-鐠-鐵-硼合金磁體粉末。
用這種方法獲得的磁體粉末，每個單個粒子都具有與實施例1中相同的再結晶晶粒結構，再結晶組織的平均晶粒度是1.0微米。磁體粉末的磁特性用VSM測定，矯頑力(iHc)為9.2千奧斯特。然後把這種磁體粉末與3.0%(重量)的雙順丁烯二醯胺三嗪樹脂混合，按實施例1中的條件製成粘結磁體，所得的粘結磁體的磁特性也列於表1中。
對比例3和4基本成分按原子組成為Nd13.6Pr0.4Fe78.1B7.9的稀土合金錠，於氬氣氣氛中在1100℃下均化處理30小時，然後仍然在該氬氣氣氛下用搗磨機破碎成釹-鐠-鐵-硼合金磁體粉末(對比例3)，其平均粒徑為21微米。
此後，將對比例3的磁體粉末按與實施例3相同的方法處理，消除在破碎加工時產生的應變，得到平均晶粒尺寸為20微米的釹-鐠-鐵-硼合金磁體粉末(對比例4)。用VSM儀測定對比例3和4的磁體粉末的磁特性，其矯頑力(iHc)分別是0.5千奧斯特和0.9千奧斯特。然後將它們分別與4.0%(重量)的雙順丁烯二醯胺三嗪樹脂混合，在5噸/釐米2的壓力下及15千奧斯特的磁場中壓製成型，隨後將壓制坯在180℃保持6小時。這種方法獲得的粘結磁體的磁特性，亦列於表1中。
實施例1-4和對比例1-4的磁體粉末磁特性及用這些磁體粉末製成的粘結磁體的磁特性均列於表1中。
正如從表1中所看到的，本發明實施例1至4中的磁體粉末，與對比例1至4中的現有技術的磁體粉末相比，顯示出非常高的矯頑力(iHc);而用本發明的磁體粉末製成的粘結磁體，其磁特性亦顯著地優於由現有技術的磁體粉末所製成的粘結磁體。

實施例5將釹與鐵和硼在電子束熔爐中熔化，澆鑄成基本成分以原子組成表示為Nd14.9Fe79.1B6.0的釹-鐵-硼合金錠。這種錠的R2Fe14B相平均晶粒尺寸為150微米。將這樣製備的合金錠送入熱處理爐，在200乇的氫氣氣氛中和300℃溫度下保持1個小時使合金錠由於加氬作用而燒爆碎裂。然後，保持該溫度，同時抽真空30分鐘，進行脫氫直至真空度為1.0×10-5乇，隨後引入氬氣進爐使之急冷直至爐內壓力達到1個大氣壓。
上面得到的粉末進一步在一臺振動球磨機中細磨，獲得平均粒徑為5.3微米的釹-鐵-硼合金粉末。接著，取適當數量的粉末放在板上送進熱處理爐中，該爐被抽成1.0×10-5乇的真空，溫度從室溫升高到800℃。在達到800℃之後通入氫氣直至壓力達到100乇，保持5個小時的時間並維持氫氣壓力。接著，在800℃下抽真空0.2小時獲得1.0×10-5乇的真空。其後，氬氣被引入爐中直至壓力達到1個大氣壓，從而實現了粉末的急速冷卻。
所得到的集結粉末在研缽中粉碎，得到平均顆粒尺寸為8.1微米的釹-鐵-硼合金磁性粉末。這些磁性粉末顆粒平均晶粒度為0.05微米，並具有與實例1中相同的再結晶結構。
將這磁性粉末與按重量計算為4.5%的苯酚-酚醛清漆環氧樹脂混合，在5噸/釐米2的壓力下、在沒有磁場或有15千奧的磁場的情況下壓製成型。接著，將壓制坯在100℃溫度保持10小時使樹脂固化，得到粘結磁體。粘結磁體的磁特性在表2中列出。
實施例6至8在實施例5中提到的平均顆粒尺寸為8.1微米並含有平均晶粒度為0.05微米的再結晶晶粒結構的釹-鐵-硼合金磁體粉末被送去熱處理，在600℃溫度及1.0×10-5乇真空下，分別處理2小時(實施例6)、10小時(實施例7)和100小時(實施例8)，使再結晶晶粒長大。然後通入氬氣進行冷淬，於是得到平均晶粒度分別為0.7微米(實施例6)，1.2微米(實施例7)和1.8微米(實施例8)的再結晶結構的釹-鐵-硼合金磁體粉末。這些磁體粉末具有與實施例1相同的再結晶晶粒結構。
將上述的每種合金磁體粉末與按重量計算為4.5%的苯酚-酚醛清漆環氧樹脂混合，在5噸/釐米2的壓力下、在沒有磁場或者磁場為15千奧的情況下壓製成型，然後按照與實施例5同樣的條件製成粘結磁體。所獲得的粘結磁體的磁特性示於表2。

從表2可清楚地看出，當再結晶晶粒的平均晶粒度不少於0.7微米和在有磁場的情況下進行壓制時，可以得到具有明顯各向異性的粘結磁體。
獲得各向異性的粘結磁體的原因是，磁體粉末的顆粒在有磁場存在的情況下進行壓制的過程中沿易磁化方向排列成行。
此外，實施例7的粘結磁體的退磁曲線示於圖14，從圖中可以看出，本發明的磁體粉末具有磁各向異性。
實施例9將從稀土元素中選出來的釹，與鐵和硼在等離子體電弧熔爐中熔化，然後澆鑄成基本成分以原子組成表示為Nd14.0Fe78.8B7.2的釹-鐵-硼合金錠。將製備好的合金錠在1090℃的溫度和氬氣氣氛下進行20小時均勻化處理，然後切割成10毫米×10毫米×50毫米的長方形錠。把這長方形錠(R2Fe14B相的平均晶粒尺寸200微米)送入熱處理爐內。該爐被抽至1×10-5乇真空之後，爐溫由室溫升高至830℃，同時保持這一真空度。使爐子在830℃下保持30分鐘，然後，在830℃溫度下，向爐內通入1個大氣壓力的氫氣。維持這一氫氣壓力，使錠在該壓力下保持20小時。進一步將溫度提高到850℃，同時進行錠的脫氣處理，在850℃溫度持續進行40分鐘，結果就得到1.0×10-5乇的真空。其後，通入氬氣到爐中直至達到1個大氣壓，從而實現急速冷卻。
經過上述處理的長方形錠在搗碎機內及氬氣氛中粉碎。將被粉碎的粉末送入保持在720℃的溫度及氬氣氛中的兩個軋輥之間的縫隙裡，通過粉末與粉末的輾壓得到平均粒徑為38微米的釹-鐵-硼合金磁體粉末。單個磁體粉末顆粒具有平均晶粒度為0.5微米的再結晶晶粒，並有與實施例1的粉末相同的再結晶結構。
將獲得的磁體粉末同按重量計算為4.0%的苯酚-酚醛清漆環氧樹脂相混合，在5噸/釐米2的壓力下，在無磁場或磁場為15千奧的情況下壓製成型。接著，將壓制坯在100℃保持10小時使樹脂固化，得到粘結磁體。該粘結磁體的磁特性在表3中列出。
實施例10將實施例9中經過在氫氣中熱處理的長方形錠插入兩個軋輥之間的縫隙中，軋輥保持在750℃及氬氣氛中，軋制若干次直至壓下率達到40%。
軋過的錠由搗碎機在氬氣氛中粉碎並作如實施例3一樣的熱處理以消除應變，因此就獲得平均粒徑為25微米的釹-鐵-硼合金磁體粉末。粉末的單個顆粒平均再結晶晶粒尺寸為0.7微米並有像實施例1一樣的再結晶晶粒結構。
所獲得的磁體粉末與以重量計算為4.0%的苯酚-酚醛環氧樹脂混合，並在5噸/釐米2的壓力下，在無磁場或有15千奧磁場的情況下進行模壓成型，接著，在100℃溫度下將壓塊保持10個小時使樹脂固化，得到粘結磁體。這樣獲得的粘結磁體的磁性示於表3。
表3樣品種類平均的再結模壓時磁粘結磁體的磁性晶晶粒度場的存在 Br iHc (BH)max(微米)(千高)(千奧)(兆高奧)有7.99.312.890.5無5.09.75.0實施例有8.28.515.1100.7無5.18.85.1從表3可以看出，在磁場下模壓本發明的軋制磁體粉末製備的粘結磁體，其磁性，尤其是最大磁能積(BH)max和剩磁通量密度(Br)被明顯地改善。原因是本發明的磁體粉末具有磁的各向異性，粉末顆粒在磁場下模壓時按易磁化軸定向的緣故。
實施例10的粘結磁體的退磁曲線示於圖15，從退磁曲線看出，本發明的磁粉確實具有磁的各向異性。
雖然在本實施例中，熱加工使用熱軋，但其它熱塑性加工，例如熱擠壓也可以採用。
實施例11至16和對比例5至7將釹和鏑(Dy)與鐵和硼在高頻感應爐中熔煉並鑄成以原子組成Nd13.5Dy1.5Fe77.3B7.7為主要成分的釹-鏑-鐵-硼合金錠。錠的R2Ee14B相的平均晶粒度為70微米。將這樣製備的合金錠送進熱處理爐中並在300℃溫度下，在300乇壓力的氫氣氣氛中保持1個小時，使合金錠由於氫化作用而爆裂破碎。然後，保持該溫度的同時，將爐子抽空1個小時，進行氫化直到產生1.0×10-5乇真空度，引入氬氣直到爐中壓力達到1個大氣壓以進行快速淬火。這樣得到平均顆粒度為120微米的釹-鏑-鐵-硼合金粉末。接著，將適量的粉末放在板上並送進熱處理爐中，然後將該爐抽空到1.5×10-5乇的真空度。將一個大氣壓的氫氣引入爐中，在維持氫氣壓力的同時，將溫度從室溫升高到850℃。達到850℃後，材料在850℃保持1個小時，隨後將溫度降到700℃。然後在700℃保持溫度的同時，材料在表4所示的不同時間內脫氣直到1.0×10-5乇的真空度，由此形成再結晶晶粒。其後將氬氣引入爐中直到壓力達到1個大氣壓，以實現快速淬火，獲得平均顆粒度為150微米的釹-鏑-鐵-硼合金磁粉。
這樣獲得的磁粉具有再結晶結構，每個都含有作為主要組分的(Nd，Dy)Fe14B，得到的單個顆粒的再結晶晶粒的平均晶粒度示於表4，在表中也列出矯頑力。
表4所示的結果可用圖16的圖形作進一步的說明，在圖中，對數橫坐標軸表示再結晶晶粒的平均晶粒度(微米)，而縱坐標軸表示矯頑力(iHc)。
圖16的圖形表明，當再結晶晶粒的平均晶粒度不大於50微米時，本發明的磁粉的矯頑力超過5千奧，所以具有優良的磁性能。又表明再結晶晶粒的平均晶粒度最好不大於3微米。
表4再結晶晶粒再結晶晶粒矯頑力樣品種類的生長時間的平均晶粒度(iHc)(小時)(微米)(千奧)110.50.512.81222.012.61333.012.4實施例1451010.61510356.51630505.3550554.8對比例6200684.57500604.7實施例17將釹與鐵和硼在高頻感應爐中熔煉並鑄成以原子組成Nd12.1Fe82.1B5.8為主要成分的釹-鐵-硼合金錠。該稀土合金錠具有平均晶粒度為150微米的R2Fe14B相，在溫度1090℃的氬氣氣氛中保持40個小時進行均勻化處理。然後，將適量的稀土合金錠放在板上並送進熱處理爐中，然後將該爐抽空至1.0×10-5乇的真空度。接著，將1個大氣壓的氫氣引入爐中，維持氫氣壓力的同時，將溫度由室溫升高到830℃。合金錠在1個大氣壓的氫氣中，在830℃溫度下保持1個小時。進一步在830℃，在200乇的氫氣氣氛中保持6個小時。維持該溫度的同時，爐子再抽空40分鐘使爐內產生1.0×10-5乇的真空度。然後，引入氬氣直至壓力達到1個大氣壓，使合金錠快速淬火。因為這樣處理的合金錠爆裂，所以在研缽中粉碎使得到平均顆粒度為40微米的釹-鐵-硼合金磁粉。
將得到的磁粉進行X-射線衍射並用透射電子顯微鏡觀察。X-射線衍射分析結果表明，衍射峰指明具有四方晶體結構的金屬間化合物Nd2Fe14B。除了Nd2Fe14B相之外，其它相的衍射峰幾乎沒有觀察到。
圖17(a)是該磁粉的透射電子顯微鏡顯微結構照片，而圖17(b)是上述顯微照片的金屬結構示意圖。
從圖17(a)看出，本發明磁粉的結構不是簡單破碎合金錠得到的結構，而是一種再結晶晶粒結構，其中存在著大量的約0.4微米的新的再結晶晶粒。
參閱圖17(b)，更加明確，實施例17的稀土-鐵-硼合金磁粉的每個粉末顆粒都具有再結晶的Nd2Fe14B相1′，關於除了再結晶Nd2Fe14B相1′之外的相，富Nd相2僅存在於晶界的部分三重點上，三種再結晶Nd2Fe14B相1′是靠近它排列的，使得磁粉主要由Nd2Fe14B相的再結晶晶粒組成。
通過VSM來測定磁粉的矯頑力，測得其矯頑力(iHc)為11.2千奧，顯示出優良的磁性能。
此後，將上述磁粉同3.0%(重量)的苯酚-酚醛環氧樹脂混合，並在無磁場情況下，在5噸/釐米2的壓力下模壓成型，接著，在溫度120℃將壓塊保持6小時，使該樹脂固化，得到粘結磁體。所獲得的粘結磁體的磁性示於表5。
對比例8與實施例17相同的由Nd12.1Fe82.1B5.8組成的稀土合金錠在氬氣氣氛中進行高頻熔煉，熔體通過直徑為3毫米的噴咀下落，由於不低於音速的高速氬氣，熔體被霧化。然後將這樣製成的粉末在600℃溫度下，在真空中進行熱處理30分鐘。經粉碎和篩分得到平均顆粒度為40微米的釹-鐵-硼合金磁粉。
上述磁粉的矯頑力示於表5。
此後，將上述磁粉與3.0%(重量)的苯酚-酚醛環氧樹脂混合，以實施例17相同的方法製備粘結磁體，所得到的粘結磁體的磁性也示於表5。

從表5可以看出實施例17的釹-鐵-硼合金的各向同性的粘結磁體在磁性方面優於對比例8的釹-鐵-硼合金的各向同性的粘結磁體。
實施例18至21將實施例17在氫氣中熱處理爆裂的錠在研缽中粉碎，獲得各種平均顆粒度的磁粉32微米(實施例18)、21微米(實施例19)、15微米(實施例20)和4微米(實施例21)。
通過VSM測定的上述實施例18至21的矯頑力示於表6。
將實施例18至21的上述每種磁粉與3%(重量)的苯酚-酚醛環氧樹脂混合，在沒有磁場或在15千奧的磁場下，在5噸/釐米2壓力下使這些材料模壓成型，在與實施例17相同的條件下製備粘結磁體。所得到的粘結磁體的磁性也示於表6。

從表6可清楚地看出，在磁場存在下模壓平均顆粒度不大於15微米的粉末，所得到的粘結磁體顯示了剩磁通量密度(Br)數值的提高，並有明顯的各向異性。
這是因為在有磁場存在下進行模壓時，粉末顆粒在易磁化軸定向的緣故，這樣本發明的磁粉有磁的各向異性。
實施例22將釹和鏑與鐵、硼和鈷(Co)在等離子弧冶煉爐中熔煉並鑄成以原子組成Nd11.0Dy0.9Fe77.2Co5.2B5.7為主要成分的釹-鏑-鐵-鈷-硼合金錠。將該合金錠在溫度1080℃的氬氣氣氛下進行50小時的均勻化處理，並分割為直徑11.3毫米、高10毫米的園錠。將這種園錠(其主要相的平均晶粒度為120微米)送進熱處理爐，該爐抽空到1.0×10-5乇的真空度。然後，保持真空度，將爐溫由室溫升高到750℃。在750℃將氫氣引入爐中直至壓力達到1個大氣壓。將溫度升高到840℃之後，維持氫氣壓力將合金錠在840℃，在1個大氣壓氫氣中保持2個小時，在840℃，在200乇氫氣中進一步保持10個小時。然後在840℃抽空50分鐘使爐中產生不大於1.0×10-5乇的真空度。引入直到1個大氣壓的氬氣使合金錠快速淬火。然後將這樣處理的園錠在730℃，在真空中進行塑性加工，使高度變成2毫米。將加工過的合金錠在氬氣氣氛中用搗碎機粉碎，以獲得平均顆粒度為42微米的釹-鏑-鐵-鈷-硼合金磁粉。這些磁粉的單個顆粒的平均再結晶晶粒度為0.6微米，並具有與實施例17相似的由(Nd，Dy)2(Fe，Co)14B組成的再結晶晶粒結構。將這樣獲得的磁粉同3.0%(重量)的苯酚-酚醛環氧樹脂混合。並在5噸/釐米2的壓力下，在無磁場或在15千奧磁場下進行模壓成型。接著，在120℃溫度下保持壓塊5個小時使樹脂固化，得到粘結磁體。該粘結磁體的磁性示於表7。
表7模壓時磁粘結磁體的磁性樣品種類場的存在 Br iHc (BH)max(千高)(千奧)(兆高奧)有8.612.216.7實施例22無6.112.67.7表7的數據表明，在製造過程中經過熱塑性加工的實施例22的磁粉在磁場存在下被用來模壓成型以生產粘結磁體。所獲得的粘結磁體與無磁場模壓生產的粘結磁體相比其磁性，特別是最大磁能積(BH)max和剩磁通量密度(Br)明顯地得到改善。這是因為本發明的磁粉有磁的各向異性。因此粉末的顆粒詿懦〈嬖諳履Ｑ故卑匆狀嘔岫ㄏ頡 實施例23從稀土金屬中選擇釹與鐵和硼在高頻感應爐中熔煉，並鑄成以Nd15.0Fe76.9B8.1(原子百分數)為主要成分的釹-鐵-硼合金錠。該錠有晶粒度約150微米的主相R2Fe14B。製備好的合金錠在氬氣氣氛中用搗碎機進行粗破碎，然後在振動球磨機內進行細磨或粉碎以制出具有平均顆粒度為3.8微米的釹-鐵-硼合金細粉末。其後，將適量的細粉末放在板上並送進熱處理爐中。該爐抽空到1.0×10-5乇的真空度。然後，將氫氣送入爐中，當氫氣壓力保持一個常數時，溫度從室溫升高到810℃。在1個大氣壓氫氣中，在810℃將合金處理5小時之後，在溫度810℃抽空1個小時使爐中產生1.0×10-5乇的真空度。其後引入氬氣直至壓力達到1個大氣壓，這樣使細粉末快速淬火。圖18說明了該實施例的工藝過程。按照上述工藝得到的細粉末是聚集形式的。因此在研缽中粉碎，以產生平均顆粒度為6.2微米的釹-鐵-硼合金磁粉。
所獲得的磁粉的磁性通過VSM來測定。其結果示於表8。進而用掃描電子顯微鏡來觀察上述磁粉的組織結構。圖21(a)給出顯微結構的照片，而圖21(b)給出該顯微照片的示意圖。
成分分析結果發現圖21(b)中1處所指的相是主相Nd2Fe14B，富Nd相存在於2處所指的部分晶界上。從圖21(a)可以看到主相Nd2Fe14B以0.2至1.0微米的再結晶晶粒形式存在於粉末顆粒中。所獲得的磁粉的結構是一種聚集的再結晶晶粒結構。
按實施例1相同的方法由上述磁粉製備粘結磁體，這種粘結磁體的磁性也示於表8。
對比例9將從實施例23獲得的適量的平均顆粒度為3.8微米的合金細粉末放在板上並送進熱處理爐中。爐抽空至1.0×10-5乇真空度之後，將1個大氣壓的氬氣爐引進爐內，並將爐溫由室溫升高到810℃。在810℃，在1個大氣壓的氬氣下處理該粉末5個小時。然後，在810℃，該爐抽空1個小時至1.0×10-5乇真空度。接著，通過引入氬氣到爐中直至壓力達到1個大氣壓，使粉末淬火。該工藝過程示於圖19。這樣獲得的細粉末是粉末的聚集形式。因此在研缽中將它粉碎以制出平均顆粒度為6.5微米的釹-鐵-硼合金磁粉。上述磁粉的磁性通過VSM來測定，其結果也示於表8。接著將上述相當的磁粉同4.5%(重量)的雙馬來醯亞胺三嗪(bismaleimidotriazine)樹脂混合，在實施例1相同的條件下製備粘結磁體。這種粘結磁體的磁性也示於表8。
對比例10將在實施例23中得到的適量的平均顆粒度為3.8微米的釹-鐵-硼合金細粉末放在板上並送進熱處理爐中，該爐抽空至1.0×10-5乇真空度。然後，爐中溫度從室溫度升高到810℃，在1.0×10-5乇真空度下，在810℃下將粉末保持6個小時。其後，將氬氣引入爐中至壓力達到1個大氣壓，使細粉末快速淬火。這個實施例的工藝過程示於圖20。所獲得的細粉末是粉末的聚集形式，因此將其在研缽中粉碎以制出平均顆粒度為5.9微米的釹-鐵-硼合金磁粉。這些磁粉的磁性用實施例23同樣的方法來測定，並用同樣的方法來製備粘結磁體。得到的結果也示於表8。
對比例11將從實施例23中得到的平均顆粒度為3.8微米的釹-鐵-硼合金細粉末用作對比例11的磁粉，測定它的磁性。使用這種磁粉按實施例23同樣的方法製備粘結磁體，測定它的磁性，其結果也示於表8。
從表8看出，按照本發明的方法生產的釹-鐵-硼合金磁粉表現了優異的磁性能。本發明的磁粉用來做粘結磁體時，由於模壓絕對防止了矯頑力的降低，使得該粘結磁體也顯示了優異的磁性能。

實施例24將釹與鐵和硼在電子束熔煉爐中熔煉，並鑄成原子組成分別為Nd14.9Fe77.0B8.1和Nd14.1Fe80.4B5.5的二種釹-鐵-硼合金錠。每種合金錠都具有由晶粒度為50到150微米的晶粒組成的Nd2Fe14B主相。將這些錠用顎式破碎機在氬氣氣氛中粉碎成平均顆粒度為20微米的粉末。
此外，把選擇的稀土氧化物Nd2O3粉末同鐵-硼合金粉末及金屬鈣粉末混合，通過已知的共同還原法製備Nd14.9Fe78.5B7.0的釹-鐵-硼合金粉末。這樣製造的合金粉末具有15微米的晶粒的Nd2Fe14B相，進行粉碎，以便平均顆粒度為20微米。
把適量的三種粉末的每一種都放在板上並送進熱處理爐中。爐子真空度抽到1.0×10-5乇之後，粉末在真空中分別加熱到500℃、600℃、750℃、800℃、850℃、900℃和1000℃的不同的高溫。然後在每個溫度下往爐裡通進1個大氣壓的氫氣，使爐裡產生1個大氣壓的氫氣氣氛。粉末在各個溫度下保持處理10個小時。
此後，爐子在每個溫度下抽1個小時真空，真空度達到1.0×10-5乇並往爐裡通氬氣，直至壓力達到1個大氣壓。這樣每種粉末完成快速淬火，得到不同的釹-鐵-硼合金磁粉。該實施例的工藝過程示於圖22。所得的磁粉具有同實施例23的再結晶晶粒結構。
得到的各種磁粉的磁性由VSM測定，結果列於表9。
對比例12把實施例24的原子組成分別為Nd14.9Fe77.0B8.1、Nd14.1Fe80.4B5.5和Nd14.5Fe78.5B7.0的各種適量的磁粉放在板上並送進熱處理爐中。爐子真空抽到1.0×10-5乇之後，在真空下分別升溫至400℃、450℃和1050℃。然後在每個溫度下，往爐裡通進1個大氣壓的氫氣，使爐中產生氫氣氣氛，粉末於每個溫度下保持處理10個小時。
此後，爐子分別於400℃、450℃和1050℃溫度下抽1小時真空，真空度達1.0×10-5乇，並往爐裡通進氬氣，直至壓力達到1個大氣壓。這樣使每種粉末快速淬火，得到比較用的釹-鐵-硼合金磁粉。該對比例的工藝過程也示於圖22。用VSM測定這三種磁粉的磁性，結果也列於表9。
圖22表示的結果也在圖23中作了描述，圖23表示了Nd14.9Fe77.0B8.1、Nd14.1Fe80.4B5.5和Nd14.5Fe78.5B7.0的粉末的矯頑力對保持溫度的曲線。從圖23可以清楚地看到，當粉末保持在500到1000℃(最好是750到900℃)時，稀土-鐵-硼合金磁粉的矯頑力提高並不低於5千奧。

實施例25按本發明實施例23描述的製備方法，在1個大氣壓的氫氣氣氛中，在810℃下處理5小時之後，在810℃下抽真空時，爐子分別抽空到壓力為1.0×10-4乇、1.0×10-3乇、2.0×10-3乇和1.0×10-1乇的各種不同的氫氣氣氛真空。其後，爐裡通進氬氣直至壓力達到1個大氣壓，進行快速淬火，得到平均顆粒度6.2微米的磁粉。用VSM測定該磁粉的磁性，結果列於表10。
對比例13為了比較，除了真空度為2.0×10-1乇和1乇外，重複實施例25的工藝過程來製備釹-鐵-硼合金磁粉，並在與實施例25相同條件下測定所得磁粉的磁性。結果列於表10。
實施例25和對比例13的製造工藝過程曲線都示於圖24。
表10樣品種類抽的真空度矯頑力(乇)(千奧)實施例23 1.0×10-512.11.0×10-412.11.0×10-311.0實施例25 2.0×10-310.81.0×10-28.61.0×10-18.12.0×10-11.2對比例131.00.4
表10中的數據表明爐子抽空達到真空度不大於1.0×10-1乇，在熱處理爐中產生幾乎完全的脫氫氣氛情況下生產的稀土-鐵-硼合金磁粉顯示出優良的磁性能。
實施例26將釹和鐠(Pr)與鐵和硼在高頻感應爐中熔煉，鑄成以原子組成Nd12.0Pr1.4Fe80.8B5.8為主要成分的釹-鐠-鐵-硼合金錠。合金錠具有晶粒度約120微米的(Nd，Pr)2Fe14B主相。該鑄錠在氬氣氣氛中用搗碎機進行粗破碎，製成平均顆粒度為30微米的釹-鐠-鐵-硼合金粉末。把這樣製成的粉末放在板上並送進熱處理爐中，爐子抽空至1.0×10-5乇的真空度。然後往爐裡通進1個大氣壓的氫氣，保持氫氣壓力的同時，使溫度從室溫升高到830℃。此後粉末分別在5乇、10乇、80乇、100乇、200乇、300乇、400乇、500乇、600乇、700乇、760乇及850乇的各種氫氣壓力下，在830℃下保持處理5小時。然後，在830℃爐子抽真空40分鐘達到氫的真空度1.0×10-5乇，並完成快速淬火。以這種方式得到的粉末是聚集形式的，所以在研缽裡研碎製成平均顆粒度如表11所示的釹-鐠-鐵-硼合金粉末。圖25給出該實施例的工藝過程曲線。所得的磁粉具有與實施例23相同的再結晶晶粒結構。
將所得磁粉與3.0%(重量)的苯酚-酚醛環氧樹脂混合，在無磁場或在15千奧磁場下，以6噸/釐米2的壓力下進行模壓，隨後，在100℃溫度下將壓塊保持10個小時使樹脂固化，製成粘結磁體。這樣得到的粘結磁體的磁性也列於表11。
圖26給出在100乇的氫的真空度下製成的釹-鐠-鐵-硼合金磁粉的粘結磁體的退磁曲線。
從表11可以看出，在退火時，氫氣壓最好在10到760乇範圍內。壓力760乇以上脫氫處理不充分，磁粉中仍留有氫。
從表11也可以看出，在磁場中模壓製成的粘結磁體比無磁場模壓製成的粘結磁體的剩磁通量密度(Br)值高，所以是顯著各向異性的粘結磁體。而從圖26也可以看出按本發明方法生產的磁粉顯示了磁的各向異性。
表11氫氣平均顆模壓時磁粘結磁體的磁性樣品種類壓力粒度場的存在 Br iHc (BH)max(乇)(微米)(千高)(千奧)(兆高奧)有5.14.54.2524無4.64.43.3有6.05.45.81023無5.35.65.0有6.49.09.18020無5.89.36.4實施例26有7.211.112.010029無6.111.68.2有6.810.510.620021無5.810.57.7有6.410.08.530020無5.910.27.9
表11(續)氫氣平均顆模壓時磁粘結磁體的磁性樣品種類壓力粒度場的存在 Br iHc (BH)max(乇)(微米)(千高)(千奧)(兆高奧)有6.410.19.340019無6.010.37.9實施例26有6.510.09.850023無6.09.97.8有6.19.88.160020無6.19.78.0有6.09.58.070025無6.09.67.6有6.09.37.576028無5.99.57.4有6.08.55.185023無6.18.55.0實施例27將適量的實施例23中細粉碎製成的平均顆粒度3.8微米的釹-鐵-硼合金粉末放在板上並送進熱處理爐中，爐子抽空至1.0×10-5乇真空度。然後選擇地向爐中通進按表12所列的氫氣分壓製備的氫氬混合氣，在這種氣氛中爐溫從室溫升高至810℃。使粉末在各種不同的混合氣體氣氛中，在810℃下處理5小時，給爐子抽空達到氫分壓1.0×10-5乇的水平。在這樣的氣氛中進行脫氫，向爐中通入氬氣使粉末淬火。由此得到的釹-鐵-硼合金粉末是粉末聚集的形式，於是在研缽中研碎使具有表12中列出的平均顆粒度。圖27給出上述工藝過程的曲線，由此所得的磁粉具有同實施例23相同的再結晶晶粒結構。用試樣振動磁通計測定該磁粉的磁性，結果列於表12。
再有，用上述磁粉製備的粘結磁體，其磁性也列於表12。
該實施例表明，得到有優異磁性能的釹-鐵-硼合金粉末，處理材料不僅可以在氫氣氣氛中，也可以在氫氣和惰性氣體混合氣氣氛中進行。

實施例28將實施例23中脫氫的細粉末用氬氣直接冷卻到600℃，保持在這個溫度下熱處理1個小時。使這樣處理的聚集粉末在研缽裡研成粉末製成平均顆粒度7.5微米的釹-鐵-硼合金磁粉。圖28給出該工藝過程的曲線。在這個實施例中得到的磁粉的磁性能用實施例23中同樣的方法進行測定，結果列於表13。
實施例29將實施例23中脫氫的細粉末用氬氣淬火到室溫，然後在氬氣氣氛中加熱到630℃高溫。由在這個溫度下保持來處理1小時後，粉末再次淬火。將這樣製成的聚集粉末在研缽中粉碎，製成平均顆粒度7.0微米的釹-鐵-硼合金磁粉。該實施例的工藝過程曲線示於圖29。
本實施例所得的磁粉的磁性能以實施例23中相同的方法測定，結果列於表13。
實施例23的磁粉的磁性能為了對比也列於表13中。
表13磁粉樣品種類平均顆粒度15千奧磁場下矯頑力的磁化強度iHc(微米)(千高)(千奧)實施例287.58.115.3實施例297.08.115.0實施例236.28.012.1
從表13可以看出當實施例23的磁粉熱處理時，得到的粉末具有進一步改善的磁性能。
實施例30將釹和鏑與鐵和硼在等離子弧熔煉爐中熔煉，並鑄成以原子組成Nd10.5Dy1.5Fe82.4B5.6為主要成分的釹-鏑-鐵-硼合金錠。由於在鑄態下合金錠中形成如α-Fe相這樣的不平衡相，所以為了消除不平衡相，使合金錠保持在1000℃的氬氣氣氛中作均勻化處理40小時。這種均勻化合金錠的(Nd Dy)2Fe14B主相由平均晶粒度約60微米的晶粒組成。把上述的合金錠放進熱處理爐裡，爐子抽真空至1×10-5乇真空度。此後，爐裡通進1個大氣壓的氫氣。保持氫氣壓力的同時，爐子加熱，溫度從室溫升高到500℃。合金在500℃保持1小時後，將它慢慢加熱到1000℃，並在1000℃下保持2小時。隨後，在1小時內使溫度降到810℃。溫度達到810℃後，給爐子抽真空，使合金保持在810℃在氫氣氛真空度1×10-5乇下進行脫氫1小時。然後爐裡通進氬氣直到壓力達到1個大氣壓來進行快速淬火。圖30給出該實施例的工藝過程曲線。
由於在圖30所示的條件下處理的均勻化鑄錠已經破碎到一定程度，所以在研缽中將它研磨，得到平均顆粒度17微米的釹-鐵-硼合金磁粉。
這樣得到的磁粉具有與實施例23同樣的再結晶晶粒結構。磁粉的磁性用試樣振動磁通計按實施例23相同的方法測定。結果發現在Ho＝15千奧處磁感應強度為9.2千高，矯頑力為13.5千奧。
其後，用這種磁粉製備粘結磁體，所測其磁性如下
磁通量密度Br8.0千高矯頑力iHc13.0千奧最大磁能積 BHmax14.1兆高奧從以上測量結果看到，既使溫度升高、降低或保持不變，只要溫度在500-1000℃範圍內，就可以得到有優異磁性能的磁粉。此外，用這種磁粉製成的粘結磁體沒有因為模壓降低矯頑力，也呈現出優異的磁性能。
實施例31將從稀土金屬中選擇的釹與鐵和硼在高頻感應爐中熔煉，並鑄成多個稀土合金錠，這些合金錠分別以原子組成Nd10.5Fe84.2B5.3、Nd11.5Fe83.3B5.2、Nd12.2Fe82.0B5.8、Nd13.0Fe81.0B6.0、Nd13.5Fe80.5B6.0、Nd14.2Fe79.2B6.5、Nd15.1Fe76.8B8.1、Nd16.3Fe75.2B8.5和Nd20.2Fe71.6B8.2為主要成分。作為主相的Nd2Fe14B相由晶粒度約50到70微米的晶粒組成。把上述每個合金錠放入熱處理爐中，爐子抽空到1.0×10-5乇。然後把1個大氣壓的氫氣通入爐中，將爐子從室溫加熱到830℃高溫，同時保持氫氣壓力。合金錠在830℃下，在1個大氣壓氫氣氣氛中保持30分鐘，進而在830℃下，在200乇的氫氣氣氛中再保持3小時，其後爐子在830℃下抽空1小時達到1.0×10-5乇真空度。此後，將氬氣通入爐中，直到壓力達到1個大氣壓，以進行快速淬火。圖31為該實施例的工藝過程圖。
由於在圖31所給條件下處理的合金錠已經破碎到一定程度，所以在研缽中將它研磨成粉末，使獲得平均顆粒度為20微米的釹-鐵-硼合金磁粉。所獲得的磁粉也具有和實施例23同樣的再結晶晶粒結構。
用試樣振動磁通計測定的磁粉的磁性列在表14中。進而將這些磁粉和3.0%(重量)的苯酚-酚醛環氧樹脂混合，並在15千奧磁場中，在6噸/釐米2的壓力下模壓。隨後將壓塊在100℃下保持6小時，使樹脂固化，製成粘結磁體。所獲得的粘結磁體的磁性也列在表14中。
實施例32在本發明的處理之前將實施例31中的每種合金錠用搗碎機在氬氣氣氛中粉碎成平均顆粒度為30微米的粉末。然後將粉末送進熱處理爐中，並在和實施例31，即圖31同樣條件下處理。由於所獲得的粉末是聚集形式，所以將它們放在研缽中研磨成粉末，以得到平均顆粒度為38微米的釹-鐵-硼合金磁粉。得到的磁粉也具有和實施例23的粉末同樣的再結晶晶粒結構。也測定了這些磁粉的磁性，結果列在表14中。


實施例33本發明的處理之前，將實施例31和實施例32中製成的合金錠和粉末在1050℃下及1.3大氣壓的增壓氬氣氣氛中保持30個小時進行均勻化處理，然後合金錠和粉末在和圖31所示的實施例31的同樣條件下處理，得到平均顆粒度為25微米的釹-鐵-硼合金磁粉。這樣製備的磁粉也具有和實施例23的磁粉同樣的再結晶晶粒結構。也測定這些磁粉的磁性，結果列於表15。
比較表15和表14可以看到，為了改善釹-鐵-硼合金磁粉的磁性，最好使用均勻化的合金錠形式的釹-鐵-硼合金材料，而不用未處理過的合金錠合金材料;或者，最好使用均勻化的粉末形式的釹-鐵-硼合金材料，而不使用未處理的粉末合金材料。尤其是就具有以式Rx(Fe，B)100-X(式中12≤X≤15)表示的成分的合金來說，不用說使用的材料最好是均勻化合金錠。


實施例34將從稀土元素中選擇的釹與鐵和硼在高頻感應爐中熔煉，並鑄成直徑20毫米、高20毫米的合金錠，每個合金錠都以原子組成Nd12.5Fe81.5B6.0為主要成分。這些合金錠的主相為Nd2Fe14B，由平均晶粒度約40微米的晶粒組成，並有α-Fe相偏析。將每個合金錠放進熱處理爐中，在表16中列出的條件下及1個大氣壓氬氣氣氛中進行均勻化處理。均勻化的每個合金錠的主相的平均晶粒度約為120微米，而且α-Fe相消失了。
將上述均勻化的合金錠放進熱處理爐中，爐子抽空到真空度為5×10-5乇。然後將其中氫氣分壓為1個大氣壓的氫和氬的混合氣引入爐中，將爐子從室溫加熱到850℃高溫，同時保持氫的分壓。合金錠在850℃下保持6小時後，將爐子抽空1個小時，同時保持溫度，產生氫氣分壓1×10-4乇的氬氣氣氛。此後，均勻化的合金錠被引入爐中的氬氣快速淬火。
圖32是實施例34的工藝過程圖。
由於在圖32所列條件下處理的均勻化合金已經爆裂到一定程度，因此在研缽中粉碎，得到表16所示平均顆粒度的釹-鐵-硼合金磁粉。這樣得到的磁粉也具有再結晶晶粒結構。用試樣振動磁通計測定磁粉的磁性，結果列在表16中。再將這些磁粉和3.0%(重量)的苯酚-酚醛環氧樹脂混合，然後在6噸/釐米2壓力下，在15千奧磁場下模壓。隨後，將壓塊在120℃溫度下保持6小時使樹脂固化，製成粘結磁體。獲得的粘結磁體的磁性列在表16中。
從表16可以看出，合金錠最好經均勻化處理以改善磁性，均勻化溫度最好在600℃到1200℃範圍內，900℃到1100℃

更好。
實施例35在高頻感應爐中熔煉釹與鐵、硼和鈷(Co)，並鑄成直徑20毫米、高20毫米的釹-鐵-鈷-硼合金錠。每個合金錠的主要成分以原子組成表示為Nd14.0Fe75.1Co5.4B5.5。作為主相的Nd2(Fe，Co)14B相由約40微米的晶粒組成，有α-Fe相或其它相形成。用搗碎機在氬氣氣氛中將每個合金錠粉碎成平均顆粒度為42微米的粗粉末，將製成的粗粉末送到熱處理爐中，在真空中，在表17所示的各種溫度下均勻化處理20個小時。隨後，把均勻化的粉末留在真空中，將80乇壓力的氫氣引入爐中，保持氫氣壓力的同時，將溫度升高或降低到840℃。達到840℃後，將材料在該溫度下保持5個小時。然後爐子抽空1個小時進行脫氫，以及獲得氫壓下的真空度1×10-4乇。將上述脫氫的粗粉末留下，同時向爐中通入氬氣，使粉末冷卻到600℃，並將粉末在此溫度下保持0.5小時。圖33是本實施例的工藝過程圖。由圖33的工藝得到的粗粉末為聚集形式，所以在研缽中研磨，以致得到具有表17所示的平均顆粒度的釹-鐵-鈷-硼合金磁粉。
這些磁粉也具有再結晶晶粒結構，用試樣振動磁通計測定它們的磁性，結果列在表17中。將得到的磁粉和3.0%(重量)的苯酚-酚醛環氧樹脂混合，重複實施例34的工藝製備粘結磁體，粘結磁體的磁性也列在表17中。
從表17可以看出，對於粉碎Nd14.0Fe75.1Co5.4B5.5的釹-鐵-鈷-硼合金錠獲得的均勻化的粉末，較好的均勻化溫度在600℃到1200℃的範圍內，最好為900℃到1100℃。

權利要求
1.稀土-鐵-硼合金磁粉，其特徵在於該磁粉的每個單個顆粒都由含R2Fe14B金屬間化合物相為主相的再結晶晶粒結構構成，式中R表示稀土元素，上述的金屬間化合物相由平均晶粒度為0.05微米到50微米的四方晶體結構的再結晶晶粒組成。
2.按照權利要求1的稀土-鐵-硼合金磁粉，其特徵在於上述的再結晶晶粒的平均晶粒度為0.05微米到3微米。
3.按照權利要求2的稀土-鐵-硼合金磁粉，其特徵在於上述的再結晶晶粒結構是含主相R2Fe14B金屬間化合物的聚集結構。
4.按照權利要求3的稀土-鐵-硼合金磁粉，其特徵在於有磁的各向異性。
5.按照權利要求1的稀土-鐵-硼合金磁粉，其特徵在於一部分鐵被從鈷、鎳、釩、鈮、鉭、銅、鉻、鉬、鎢、鈦、鋁、鎵、銦、鋯和鉿中選擇的至少一種元素所取代。
6.按照權利要求1的稀土-鐵-硼合金磁粉，其特徵在於部分硼被從氮、磷、硫、氟、矽、碳、鍺、錫、鋅、銻和鉍中選擇的至少一種元素所取代。
7.稀土-鐵-硼合金磁粉的製備方法，包括步驟(a)製備稀土-鐵-硼合金材料;(b)其後，在從氫氣和氫氣與惰性氣體混合氣中選擇的氣體氣氛下，將上述材料保持在500℃到1000℃溫度下，使氫氣吸留到上述的合金材料中;(c)其後，使上述的合金材料在500℃到1000℃溫度下脫氫，直到上述的氣氛中氫的壓力降到不大於1×10-1乇;和(d)接著，冷卻上述的合金材料。
8.按照權利要求7的製備稀土-鐵-硼合金磁粉的方法，其特徵在於上述步驟(b)和(c)中的溫度在700℃到900℃範圍內。
9.按照權利要求8的制趕⊥ 鐵-硼合金磁粉的方法，其特徵在於上述的步驟(b)和(c)的溫度為約850℃。
10.按照權利要求7的製備稀土-鐵-硼合金磁粉的方法，其特徵在於在上述的步驟(a)中製備的合金材料是合金錠形式的。
11.按照權利要求7的製備稀土-鐵-硼合金磁粉的方法，其特徵在於在上述步驟(a)中製備的合金材料是粉末形式的。
12.按照權利要求7的製備稀土-鐵-硼合金磁粉的方法，其特徵在於進一步包括在上述步驟(c)和(d)之間使上述合金材料在300℃到1000℃溫度下進行熱處理。
13.按照權利要求7的製備稀土-鐵-硼合金磁粉的方法，其特徵在於進一步包括在上述步驟(a)和(b)之間使上述合金材料保持在600℃到1200℃溫度下進行均勻化處理。
14.按照權利要求13的製備稀土-鐵-硼合金磁粉的方法，其特徵在於上述的均勻化步驟中的溫度在900℃到1100℃範圍內。
15.按照權利要求13的製備稀土-鐵-硼合金磁粉的方法，其特徵在於進一步包括在上述步驟(c)和(d)之間使上述合金材料在300℃到1000℃溫度下進行熱處理。
16.按照權利要求7、12、13或15的製備稀土-鐵-硼合金磁粉的方法，其特徵在於在上述步驟(b)的氣氛中氫的壓力為10乇到760乇。
17.按照權利要求13的製備稀土-鐵-硼合金磁粉的方法，其特徵在於上述的合金材料具有以原子組成Rx(Fe，B)100-X表示的成分，式中11.7≤X≤15，在上述的步驟(a)中製備的材料是合金錠形式的。
全文摘要
在稀土-鐵-硼合金磁粉中，每個單個顆粒都由含R
文檔編號H01F1/057GK1033018SQ8810684
公開日1989年5月24日 申請日期1988年8月18日 優先權日1987年8月19日
發明者武下拓夫, 中山亮治, 小川保 申請人:三菱金屬株式會社