專利名稱：氮化型稀土類磁鐵材料及由其所制的粘結磁鐵的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及由R-T-M(-B)-N系合金所構成的氮化型稀土類磁鐵材料以及由其所制的各向同性稀土粘結磁鐵，特別涉及由R為Sm和La所構成的氮化型稀土類磁鐵以及由其所制的磁化性良好的各向同性稀土類粘結磁鐵。
歷來，以Nd-Fe-B系磁粉所配制的稀土類磁鐵有很多用途，但是，其居里點溫度低到300℃左右；而且，矯頑力iHc的溫度系數(shù)大，因此，不能在高溫下使用。
另一方面，由于使氮吸留于Sm2Fe17系化合物所構成的Sm2Fe17Nx系化合物呈現(xiàn)比Nd2Fe14B化合物還高的居里點溫度(470℃)以及各向異性磁場(260kOe)，所以，它作為粘結磁鐵用磁粉而正在工業(yè)化。然而，如Sm2Fe17Nx系化合物還未達到與單磁疇大小相當?shù)牧?幾μm)那樣的微?；?，則不能夠得到實用水平的高iHc，在約數(shù)μm的微顆粒狀態(tài)下在室溫大氣中存在容易氧化、磁性大大惡化這樣的問題。此外，如在數(shù)μm左右的微顆粒狀態(tài)下，則磁粉向粘結磁鐵中的填充性不良，各向同性粘結磁鐵的密度顯著下降，難以實現(xiàn)有用的最大磁能積(BH)max。
為了解決由微?；鸬纳鲜鰡栴}，特開平4-260302號中記載，通過將Sm2Fe17系化合物在氫氣氛下熱處理后再在減壓下熱處理，然后進行氮化，得到如下氮化磁粉末含有5～15原子％的Sm、0～15原子％的M(選自Zr、Hf、Nb、Ta、W、Mo、Ti、V、Cr、Ga、Al、Sb、Pb、Si中的至少一種元素)以及0.5～25原子％N，余量為Fe或Fe和Co(Fe的含量在20原子％以上)，當含有M時，表示磁各向異性的平均晶粒直徑為1μm以下，平均粉末粒徑為20μm以上。然而，根據(jù)本發(fā)明人等的研究得知，根據(jù)特開平4-260302號所記載的制造條件所制備的氮化型磁鐵粉末具有超過1μm的平均晶粒直徑，它是磁各向同性的。可以判斷，這是由于在特開平4-260302號的實施例中所記載的氫吸留溫度為650℃，尚未達到氫化分解溫度的緣故。
其次，按照本發(fā)明人的研究得知，將氮化型稀土類磁鐵用的母合金熔液使用以輥的周速例如為45m/秒以上的急冷進行急冷凝固，對所得薄帶用特開平4-260302號所記載的條件進行熱處理。然后再氮化，可得平均粉末粒徑為10μm以上，平均晶粒直徑在1μm以下的氮化型磁鐵粉末。然而，按照這個制造條件，急冷凝固的母合金薄帶如小于50μm，則非常薄，因此，最終氮化所得的磁鐵粉末具有反映母合金薄帶形狀的多角形狀。結果可知氮化型磁鐵粉末的壓制性不良，作為各向同性磁鐵的超6.1g/cm3的高密度就難以實現(xiàn)。因此，用上述方法，難以期待通過提高氮化磁鐵粉末的密度而提高其(BH)max的目的。
又，磁化性是各向同性稀土粘結磁鐵的重要特性，在實用中希望在室溫下的磁化磁場強度為25kOe以下。然而，歷來的R-T-M-N系的各向同性稀土粘結磁鐵在上述條件下的磁化性不良。
因此，本發(fā)明的目的是提供如下氮化型稀土類磁鐵材料由R-T-M(-B)-N系合金、特別是(Sm，La)-T-M(-B)-N系合金(但是，R是包含Y在內(nèi)的至少一種的稀土元素，必須含有Sm；T是單獨的Fe或Fe與Co和/或Ni的組合；M是選自Al、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W和Zn中的至少一種元素)所構成的氮化型稀土類磁鐵材料，αFe非常少或者完全不含，實質上由R2T17型組織的微細硬質磁性相所構成。
本發(fā)明另一目的是提供含有有關氮化型稀土類磁鐵材料的、磁化性良好的各向同性稀土類粘結磁鐵。
本發(fā)明人等就氮化型稀土磁鐵材料粉末及由其所制的各向同性稀土粘結磁鐵有下述的開發(fā)目標(1)氮化型稀土類磁鐵顆粒實質上由R2T17型組織的硬質磁性相所構成，α-Fe的平均面積率優(yōu)選為5％以下，更好在2％以下，特好為0；(2)磁性隨溫度上升而下降的少(耐熱性好)；(3)具有高(BH)max；(4)在富于實用性的成形壓力下，易于成形為各向同性稀土類粘結磁鐵；(5)稀土類粘結磁鐵具有耐實用并獲得改善的磁化性；以及(6)可得超6.1g/cm3的高密度稀土類粘結磁鐵。
結果發(fā)現(xiàn)，通過如下操作就可滿足(1)～(6)要求的氮化型稀土類磁鐵材料用溶解法制備具有與R-T-M(-B)-N系氮化磁鐵合金(但是，R是包含Y在內(nèi)的至少一種稀土元素，必須含有Sm；T是單獨的Fe或Fe與Co和/或Ni的組合，M是選自Al、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W和Zn中的至少一種元素)的基本組成相對應組成的母合金，按照需要，在不含氮的惰性氣體氣氛中進行1010～1280℃×1～40小時的均質化熱處理，隨后，順序實施后述的氫化·分解反應處理和脫氫·再結合反應處理，接著，再進行氮化處理。
特別是發(fā)現(xiàn)通過如下處理可滿足(1)～(6)所要求的氮化型稀土類磁鐵材料將具有與R-T-M-B-N系氮化磁鐵合金(R是包含Y在內(nèi)的至少一種稀土元素，必須含有Sm，T是單獨Fe或Fe與Co和/或Ni的組合，M是選自Al、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W和Zn中的至少一種元素，必須含有Ti)的基本組成相對應組成的母合金熔液急冷凝固，冷卻是在輥的周速優(yōu)選為0.05～15m/秒，更好為0.08～10m/秒，特好是0.1～8m/秒，下進行急冷凝固，隨后順序實施后述的氫化·分解反應處理和脫氫·再結合反應處理，再進行氮化處理。又，為了改善磁化性，發(fā)現(xiàn)作為R以選擇Sm和La的組合更為有效。本發(fā)明就是基于這樣的發(fā)現(xiàn)而完成的。
也就是，本發(fā)明氮化型稀土磁鐵材料的特征在于，具有以原子％計的，RαT100-(α+β+γ+δ)MβBγNδ(但是，R是包含Y在內(nèi)的至少一種稀土元素，必須含有Sm；T是單獨的Fe或Fe和Co和/或Ni的組合；M是選自Al、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W和Zn中的至少一種元素；6≤α≤15、0.5≤β≤10、0≤γ≤4、4≤δ≤30)所表示的基本組成，實質上由平均晶粒直徑為0.01～1μm的R2T17型組織的硬質磁性相所構成；而且αFe的平均面積率在5％以下。
按照本發(fā)明優(yōu)選的一個實施例所得氮化型稀土類磁鐵材料的特征在于，在上述基本組成中，M是選自Al、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W和Zn中的至少一種元素，必須含有Ti；而且，6≤α≤15、0.5≤β≤10、0.1≤γ≤4和4≤δ≤30。當具有這樣的基本組成時，即使不施加均質化熱處理，也可得到α-Fe平均面積率在5％以下的母合金。此時，含Ti的M元素的必要含量(β)在0.5～10原子％。更好為1～6原子％，特好是1～4原子％；同時，Ti的含量在0.5原子％以上。
本發(fā)明優(yōu)選的另一實施例所得的氮化型稀土類磁鐵材料的特征在于，具有以(Sm，La)αT100-(α+β+γ+δ)MβBγNδ(但是，T是單獨的Fe或Fe和Co和/或Ni的組合；M是選自Al、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W和Zn中的至少一種元素；6≤α≤15、0.5≤β≤10、0≤γ≤4和4≤δ≤30)所表示的基本組成，實質上由平均晶粒直徑為0.01～1μm的(Sm，La)2T17型組織的硬質磁性相所構成；而且αFe的平均面積率在5％以下。以基本組成全部作為100原子％計，La的含量以在0.05～1原子％范圍內(nèi)為宜。
在本發(fā)明優(yōu)選的另一實施例中，上述硬質磁性相由Th2Zn17型組織的菱形晶系和Th2Ni12型組織的六方晶系的混晶構成。
在本發(fā)明優(yōu)選的又一實施例中，氮化型稀土類磁鐵材料的平均粒徑是10～300μm的粉末，它具有單峰狀的粒徑分布。
在本發(fā)明較好的又一實施例中，作為不可避免雜質而混入的氧在0.25重量％以下，碳為0.1重量％以下。
本發(fā)明稀土類粘結磁鐵是將上述氮化型稀土類磁鐵材料粉末用粘結樹脂粘合起來。作為粘結樹脂，以熱固性樹脂為宜，又，以在壓制成型后通過熱硬化處理而具有大于6.1g/cm3的密度者為宜。
附圖的簡單說明
圖1是表示實施例2的No.33的氮化型稀土類磁鐵材料組織的透過型電子顯微鏡照片。
圖2是說明圖1所示氮化型稀土類磁鐵材料平均晶粒直徑測定方法的示意圖。
圖3(a)是實施例1的No.7的氮化型稀土類磁鐵材料的電子衍射花樣，表示Th2Zn17型組織的六方晶系的存在。
圖3(b)是實施例1的No.7的氮化型稀土類磁鐵材料的電子衍射花樣，表示Th2Zn17型組織的菱形晶系的存在。
圖4表示實施例1的No.1的氮化型稀土類磁鐵材料所用的母合金薄帶組織的電子顯微鏡照片。
圖5是表示比較例2的No.21的氮化型稀土類磁鐵材料所用的母合金薄帶組織的電子顯微鏡照片。
圖6是表示比較例3的No.41的母合金薄帶組織的電子顯微鏡照片。
圖7(a)分別表示實施例5的No.101和實施例6的No.122各向同性粘結磁鐵中磁化磁場強度和(BH)max的關系曲線。
圖7(b)分別表示實施例5的No.101和實施例6的No.122各向同性粘結磁鐵中磁化磁場強度和HK的關系曲線。
圖8是表示實施例1的No.2的氮化型稀土類磁鐵材料粉末的單峰的粒徑分布的曲線。
實施發(fā)明的最佳方式。氮化型稀土類磁鐵材料(A)組成本發(fā)明氮化型稀土類磁鐵材料除不可避免的雜質以外具有以原子％計的RαT100-(α+β+γ+δ)MβBγNδ(但是，R是包含Y在內(nèi)的至少一種稀土元素，必須含有Sm；T是單獨Fe或Fe和Co和/或Ni的組合；M是選自Al、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和Zn中的至少一種元素；6≤α≤15、0.5≤β≤10、0≤γ≤4和4≤δ≤30)所表示的基本組成。
(1)稀土元素R在本發(fā)明氮化型稀土類磁鐵材料中，R是必須含有Sm的至少一種稀土元素。Sm以外的稀土元素是選自Y、La、Cl、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu中的至少一種元素。作為稀土元素R也可使用Sm混合金屬和鐠釹混合物等二種或以上的稀土元素的混合物。實際上可單獨使用Sm，而當使用二種或以上稀土元素R時，與Sm組合的其它稀土元素優(yōu)選的是選自La、Y、Ce、Pr、Nd、Gd、Dy和Er中的至少一種元素，更好的是選自La、Y、Ce、Pr和Nd中的至少一種元素。最好的稀土元素R是單獨的Sm或者Sm+La。為獲得良好的iHc，使Sm在總稀土元素R中的比率為50原子％以上，優(yōu)選在70原子％以上。
由Sm和La構成的稀土元素R中，當La的含量為0.05～1原子％時，氮化型稀土類磁鐵材料的磁化性得到顯著改善，如La含量小于0.05原子％，則磁化性的改善不充分，又，如大于1原子％，則矩形比(以HK表示)下降。再者，當La的含量為0.05～1原子％時，各向異性磁場和飽和磁通密度(Bs)稍有下降，但在室溫下，25kOe以下時，能提高磁化的各向同性粘結磁鐵的(BH)max和HK。這里，HK是在4πI-H去磁曲線上的0.7Br的位置上的H的值，它是去磁曲線的矩形性的尺度，Br是剩余磁通密度，H是磁場強度，4πI是磁化強度。
稀土元素R的含量α在以基本組成全部為100原子％計時為6～15原子％。當R小于6原子％時，iHc太低，而超過15原子％時飽和磁化σ又降低，所以R含量最好是7～12原子％。
(2)M元素M元素是選自Al、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W和Zn中的至少一種元素，優(yōu)選是Ti。M元素可單獨用，也可二種或以上組合起來用。
M元素的含量β，按基本組成全部作100原子％計時，為0.5～10原子％，優(yōu)選是1～6原子％，更好是1～4原子％。如M元素小于0.5原子％，則得不到充分磁性，而如超過10原子％，則生成ThMn12型的Sm(Fe，M)12Nδ相，磁性下降。
特別是當含有作為M的Ti時，所得氮化型稀土類磁鐵材料具有良好的磁性(矯頑力iHc、最大磁能積(BH)max、矯頑力的溫度系數(shù)，矩形比等)，因此是理想的。又，當熔煉具有與含有預定量的含Ti的M元素和B元素的上述基本組成相對應的組成的母合金時，如果采用上述的金屬熔液急冷條件即使不施行均質化熱處理，也可得到實質上無αFe的母合金。
當含有Ti時，在上述β范圍內(nèi)，使Ti含量為0.5原子％以上為宜，使其為1原子％以上更好。
當M元素的含量在5原子％以上時，硬質磁性相成為Th2Zn17型組織的菱形晶系和Th2Ni17型組織的六方晶系的混晶，可得到良好的磁性(矯頑力iHc、最大磁能積(BH)max、矯頑力iHc的溫度系數(shù)、矩形比等)。
施行均質化熱處理時，M元素不是必須含有Ti，更無必要如后述那樣含有B。在這情況下，M元素的含量(β)與上述同樣地優(yōu)選是0.5～10原子％，更好是1～6原子％，特別好是1～4原子％。
(3)硼B(yǎng)按基本組成全部為100原子％，則硼B(yǎng)的含量(γ)為0～4原子％，優(yōu)選為0.1～4原子％，更好是1～4原子％。如B含量超過4原子％，則iHc和σ下降。關于B含量的下限，如施行均質化熱處理，則以0％為好(不是必須)，而不施行均質化熱處理時，如小于0.1原子％，則iHc下降。
(4)氮按基本組成全部為100原子％，則氮的含量(δ)為4～30原子％，優(yōu)選是10～20原子％。當?shù)暮啃∮?原子％和超過30原子％時，則iHc和σ都大為下降。
(5)T元素T是單獨的Fe或Fe和Co和/或Ni的組合，優(yōu)選是單獨Fe或Fe+Co。當含有Co和/或Ni時，其含量以0.5～30原子％(按基本組成全部為100原子％)為宜，優(yōu)選是1～20原子％。由于導入Co和/或Ni，使氮化型稀土磁鐵材料的居里點溫度和iHc的溫度系數(shù)η提高，但如Co和/或Ni的含量超過30原子％，則iHc和σ顯著下降；當小于0.5原子％時又看不出添加效果，余量是Fe。
(6)其它在稀土元素R等的添加元素中，在制造中不可避免地含有少量O、H、C、Si、Na、Mg、Ca等不可避免的雜質。不可避免雜質的含量以少為宜，但按基本組成全部為100原子％時，氧在0.25重量％以下為好，碳以在0.1重量％以下為宜。如碳含量在0.1重量％以下，則可抑制αFe相的析出，因此較好。又，氫的含量在約0.01～10原子％是容許的。
(B)組織本發(fā)明氮化型稀土類磁鐵材料實質上由平均晶粒直徑為0.01～1μm的R2T17型組織的硬質磁性相所構成，而且αFe的平均面積率在5％以下。
(1)硬質磁性相硬質磁性相具有R2T17型組織。硬質磁性相優(yōu)選是由Th2Zn17型組織的菱形晶系和Th2Ni17型組織的六方晶系的混晶構成。
當硬質磁性相的平均晶粒直徑為0.01～1μm時，可得高磁性。在工業(yè)生產(chǎn)上，難以穩(wěn)定地獲得具有小于0.01μm的平均晶粒直徑的硬質磁性相。又，如硬質磁性相的平均晶粒直徑超過1μm，則氮化型稀土類磁鐵材料的iHc大大降低。硬質磁性相的優(yōu)選的平均晶粒直徑是0.01～0.5μm。
再者，硬質磁性相的平均晶粒直徑dcav的測定法如下。首先，將氮化型稀土類磁鐵材料粉末和丙烯酸樹脂粉末以預定比例混合后，邊加壓邊加熱，可得到在透明丙烯酸樹脂中分散的磁鐵材料粉末的樣品。隨后，將此試樣研磨，露出磁鐵粉末的斷面。用透過型電子顯微鏡(TEM)對樣品的任意5個視野進行攝影，得到磁鐵粉末的斷面組織的TEM照片。在各視野斷面組織的TEM照片上引對角線，將在各對角線上存在的晶粒所占的線長度的總計除以晶粒數(shù)，求得dc1和dc2。就各個視野求得dc1和dc2，通過將其平均，算出dcav。
(2)αFe相為了得到高磁性，氮化型稀土類磁鐵材料的組織中的α-Fe相以盡可能少的為好，其上限是5％。如αFe相的平均面積率超過5％，則iHc及其溫度系數(shù)η下降。優(yōu)選的αFe相的平均面積率是2％以下。
通過電子顯微鏡和/或光學顯微鏡的觀察結果以及根據(jù)必要使用x-射線衍射的結果來鑒定硬質磁性相和αFe的鑒定以及計算其平均面積率，例如，通過對氮化型稀土類磁鐵材料粉末樣品斷面攝影的透過型電子顯微鏡照片(TEM)和對其組織鑒定結果相符合的方法來鑒定和計算。
(C)形狀本發(fā)明氮化型稀土類磁鐵材料以具有10～300μm平均粒徑的粉末狀為宜。如平均粒徑小于10μm，則氮化型稀土類磁鐵材料粉末的氧化和成形性明顯惡化，又，如超過300μm，則成為不均勻的氮化組織，其磁性下降。優(yōu)選的平均粒徑是20～200μm。特別是，氮化型稀土類磁鐵材料雖具有單峰形粒徑分布，但卻富有實用性。氮化型稀土類磁鐵材料的制造方法(A)母合金的制備通過高頻熔化法、電弧熔化法、帶鑄法、霧化法等制備氮化型稀土類磁鐵材料的母合金。如母合金的組成是R-T-M(-B)系，除了不含氮外，與氮化型稀土類磁鐵材料的基本組成實質上是相同的。
將母合金熔液急冷凝固后，為了達到抑制αFe生成的母合金，可使用帶鑄法、霧化法等。根據(jù)在所得薄帶或粉末中αFe只析出平均面積率5％以下而且具有均勻組織的要求，設定母合金熔液的冷卻速度。具體地說以約1×102～1×104℃/秒的冷卻速度為宜。帶鑄法所得的薄帶的厚度約為0.05～3mm；霧化法所得粉末的平均粒徑以10～300μm者為宜。
(B)均質化熱處理當所得氮化型稀土類磁鐵材料含有αFe時，導致矯頑力iHc的下降。因此，氮化型稀土類磁鐵材料的αFe含量以盡可能低為好。為了達到iHc≥5kOe，αFe的含量以平均面積率計必須在5％以下。當母合金的αFe含量以平均面積率計超過5％時，為了使αFe固溶于基體中，以施行均質化(固溶化)熱處理為宜。
均質化熱處理宜在不含氮的惰性氣體氣氛中，在1010～1280℃加熱1～40小時。如不足1010℃×1小時，則αFe不固溶入基體之中；又，如超過1280℃×40小時，則均質化熱處理的效果飽和，造成因Sm等的蒸發(fā)所導致的組成明顯不均。再者，當施行均質化熱處理時，B和Ti就沒有必要。
(C)粗粉碎用高頻率熔化法或電弧熔化法所制造的金屬錠在均質化熱處理后，用顎式破碎機、錘擊式粉碎機粉碎成數(shù)mm粒徑的粗粉。
(D)氫化·分解反應處理對經(jīng)均質化熱處理的母合金粗粉或薄帶片按照需要在0.1～10atm的氫氣中或具有氫氣分壓的惰性氣體(除氮氣外)中，進行675～900℃×0.5～8小時加熱的氫化·分解反應處理。通過氫化·分解反應，母合金分解為稀土元素R的氫化物RHx、T-M相等。
氫化·分解反應所用氣氛的氫分壓如不足0.1atm，則母合金的分解反應幾乎不發(fā)生；又如超過10atm，則會導致處理設備的大型化和成本的增加。因此，氫分壓宜在0.1～10atm，更好是0.5～5atm。
如氫化·分解反應的加熱條件不足675℃(大約相當于氫化分解溫度)×0.5小時，則母合金僅吸收氫而不分解為RHx、T-M相等。又，如超過900℃×8小時，則脫氫后的母合金粗粒化，氮化型稀土類磁鐵材料粉末的iHc大大降低。因此，氫化·分解反應的加熱條件優(yōu)選是675～900℃×0.5～8小時，更好是675～800℃×0.5～8小時。
(E)脫氫·再結合反應處理對經(jīng)氫化·分解反應的母合金在1×10-1Torr以下的高真空中進行700～900℃×0.5～10小時加熱的脫氫·再結合反應處理。通過脫氫·再結合反應，使氫化物RHx、T-M相等在母合金相再結合，因此，可得由平均晶粒為0.01～1μm的微細的再結晶粒所構成的母合金，每個再結晶顆粒通常是隨機取向。
脫氫·再結合反應的氣氛氣體需在比1×10-1Torr更低的低真空下的長時間處理，又如在1×10-6托的超高真空處理，則導致真空排氣裝置的成本增加。脫氫·再結合反應的加熱條件如不足700℃×0.5小時，則RHx等的分解不能進行，又，如超過900℃×10小時，則再結晶組織粗化，iHc大大降低。優(yōu)選的脫氫·再結合反應的加熱條件是725～875℃×0.5～10小時。
(F)粉碎對于經(jīng)過脫氫·再結合反應的母合金按照需要進行粉碎成為預定的粒徑。特別是，以帶鑄法所得的薄帶狀母合金，優(yōu)選通過粉碎制成預定平均粒徑。又，按照需要，如用分級或過篩來調(diào)整粒徑分布，則在實現(xiàn)均勻氮化組織的同時，也可提高粘結磁鐵的成型性和密度，因此，令人滿意。
(G)氮化處理對具有預定粒徑的母合金粉末進行氮化處理，可得具有本發(fā)明基本組成的氮化型稀土類磁鐵材料。氮化處理的氣氛優(yōu)選為(1)純氮氣；(2)含有1～95摩爾％的氫，其余實質上是氮所組成的混合氣體；或(3)含有1～50摩爾％的NH3，其余實質上是氫所組成的混合氣體。氮化氣氛優(yōu)選是在0.2～10atm左右，而0.5～5atm左右更好。當不足0.2atm時，氮化反應非常慢；又，如超過10atm，則必需高壓氣體設備，導致制造成本增加。
作為氮化方法，在上述氮化氣氛中加熱母合金粉末的氣體氮化法是富有實用性的，因此，令人滿意。氣體氮化的加熱條件優(yōu)選是300～650℃×0.1～30小時，更好是400～550℃×0.5～20小時。如其不足300℃×0.1小時，則氮化不能充分進行；又，如其超過650℃×30小時，則反而生成R-N相和Fe-M相，iHc下降。
(H)其它工序根據(jù)氮化型稀土類磁鐵材料的組成，如氮化處理后在真空中或惰性氣體中(氮氣除外)，在300～600℃×0.5～50小時進行熱處理，則可進一步提高iHc。稀土粘結磁鐵將按照上述方法制備的氮化型稀土類磁鐵材料粉末用粘合樹脂粘結，即可得各向同性的稀土粘結磁鐵。
(A)氮化型稀土類磁鐵材料粉末氮化型稀土類磁鐵材料粉末在10～300μm的平均粉末粒徑范圍內(nèi)，其表面積比較小，因此，能抑制氧化。為此，可將氧含量抑制到0.25重量％以下，具有高iHc。又，優(yōu)選是將作為αFe形成元素的碳含量限制在0.1重量％以下。
(B)粘合劑作為本發(fā)明各向同性粘結磁鐵用的粘合劑可用樹脂、橡膠或者具有比氮化型稀土類磁鐵材料的居里點溫度更低的熔點的金屬(合金)，從實用觀點看來，優(yōu)選是熱固性樹脂、熱塑性樹脂或橡膠材料。作為粘合劑樹脂可利用環(huán)氧樹脂、聚酰亞胺樹脂、聚酯樹脂、酚醛樹脂、氟樹脂、硅樹脂、聚亞苯基亞硫酸鹽樹脂(PPS)等。
當使用壓制成形法時，優(yōu)選是熱固性樹脂，特別是，液狀熱固性樹脂。作為液狀熱固性樹脂，它具有低成本、易于處理性和成型品的良好耐熱性，因此，優(yōu)選是液狀環(huán)氧樹脂。
(C)成形方法作為成形方法可采用壓制成形法、注模成形法、擠壓成形法、壓延法(在旋轉的壓延用輥之間使混合物通過，得到片狀成形體的成形方法)等。
當使用熱固性樹脂作為粘合劑，在成形后，進行熱硬化處理，可得到具有超過6.1g/cm3密度的稀土類粘結磁鐵。作為熱硬化的條件，優(yōu)選在大氣中或惰性氣體氣氛中進行100～200℃×0.5～5小時。如不足100℃×0.5小時，則熱硬化反應不充分；又，如超過200℃×5小時，則熱處理的效果飽和。特別是，如在Ar氣氛中進行熱硬化，可提高所得稀土類粘結磁鐵的(BH)max，因此，令人滿意。
通過以下實施例對本發(fā)明進行更詳細的說明，但本發(fā)明并不限于這些實施例。
實施例1為了制備與表1所示的No.1～7的氮化型稀土類磁鐵材料粉末相對應的母合金組成，配入純度99.9％以上的Sm、Fe、Ti和B，在具有氬氣氛的高頻熔化爐中進行熔化。將該母合金熔液投入雙輥式帶鑄機的一對銅制冷卻輥(直徑300mm)之間，使急冷用輥的周速為1.0m/秒，使熔液急冷凝固，得到厚為200～300μm的母合金薄帶。其中，No.1母合金薄帶的斷面顯微鏡照片示于圖4。在圖4上，可觀察到空隙和晶界，并知道未生成αFe。
其次，將各母合金帶在1atm的氫氣中，進行680℃×1小時加熱的氫化·分解反應處理。接著，在5×10-2～8×10-2托真空中進行800℃×15小時加熱的脫氫·再結合反應處理。再在氬氣氛中，使用顎式破碎機和盤式破碎機粉碎到其平均粉末粒徑dpav為10～300μm。此外，在粒徑dp測定中使用Sympatec公司所制激光衍射型粒徑分布測定裝置(HELOS·RODOS)。
對于經(jīng)粉碎的各母合金粉末在1atm的氮化氣體(NH3+氫)中，進行450℃×10小時加熱的氮化處理并冷卻。其次，在氬氣流中進行400℃×30分鐘熱處理，即得到表1所示No.1～7的氮化型稀土類磁鐵材料粉末。
就所得No.1～7的各氮化型稀土類磁鐵材料粉末分別測定其硬質磁性相的平均晶粒直徑dcav、平均粉末粒徑dpav、在25℃下的飽和磁化強度σ和矯頑力iHc，同時測定在25～100℃下的矯頑力iHc的溫度系數(shù)η。結果如表1所示。
用激光衍射型粒徑分布測定裝置(HELOX.RODOS)測出No.2的氮化型稀土類磁鐵材料粉末的粒徑分布(單峰分布)，結果如圖8所示。在圖8中，橫軸是粒徑dp(μm)，左側的縱軸是體積累計分布A，右側的縱軸是由Q＝d(A)/d(Indp)微分式所定義的粒徑分布。通過Q可判定是否是單峰粒徑分布。
矯頑力iHc和飽和磁化強度σ的測定法如下。首先，將各氮化型稀土類磁鐵材料粉末和石蠟以90∶10重量比混合后，填入振動試料型磁力計(VSM)的銅容器中密封。將該容器加熱后冷卻，通過將石臘熔化、固化過程，將氮化型稀土類磁鐵材料粉末固定。在此狀態(tài)下，將容器放入VSM中，在大氣中25℃下測定σ和iHc。從σ和iHc的測定值計算在大氣中、25℃下氮化型稀土類磁鐵材料粉末的σ和iHc。接著，在100℃加熱的狀態(tài)下，用VSM測定σ和iHc，計算在大氣中100℃下氮化型稀土類磁鐵材料粉末的σ和iHc。從其結果，通過η＝[iHc(25℃)-iHc(100℃)]÷iHc(25℃)×100％的公式求出25～100℃下iHc的溫度系數(shù)η。
其次，將No.1～7的各氮化型稀土類磁鐵材料粉末與丙烯酸樹脂混合，通過加壓加熱，得到在作為透明樹脂的丙烯酸樹脂中分散有各氮化型稀土類磁鐵材料粉末的樣品。將各樣品研磨后，用透過型電子顯微鏡得到存在于露出面的任意5個視野的磁鐵粉末的電子束衍射像。結果得知，任何一種氮化型稀土類磁鐵材料粉末實質上都由以Th2Zn17型組織的菱形晶的硬質磁性相為主相的R2T17型組織的硬質磁性相所構成。此外，并未觀察到αFe。
其次，用透過型電子顯微鏡測定No.7的氮化型稀土類磁鐵材料粉末的電子束衍射花樣。其結果，得到呈Th2Ni17型組織的六方晶系存在的電子束衍射花樣[圖3(a)]和呈Th2Zn17型組織的菱形晶系存在的電子束衍射花樣[圖3(b)]。圖3是從
方向入射電子束所攝的電子衍射花樣；圖3(b)是從[100]方向入射電子束所攝的電子衍射花樣。
再同時綜合研究X-射線衍射和光學顯微鏡觀察的結果，認為，No.7的氮化型稀土類磁鐵材料粉末是由Th2Zn17型組織的菱形晶系和Th2Ni17型組織的六方晶系的混晶的硬質磁性相所構成，并未觀察到αFe。
比較例1在氬氣氛中用盤形破碎機制備氮化型稀土類磁鐵材料粉末，除粉碎時間有變化外，其它都與實施例1相同(No.11、12)。所得氮化型稀土類磁鐵材料粉末的dpav分別是2μm、400μm。對各氮化型稀土類磁鐵材料粉末作了與實施例1相同的評價，結果示于表1的No.11和12。
比較例2除了改變Ti的含量以外，氮化型稀土類磁鐵材料粉末的基本組成與實施例1相同，以制作氮化型稀土類磁鐵材料粉末，其中不含Ti(No.21和22)；和Ti含量過少(No.23)和Ti含量過多(No.24)。并與實施例1同樣地進行評價，結果示于表1。
表1<
從表1可知，實施例1的No.1～7中，硬質磁性相的dcav都小于0.4μm；σ都在120emu/g以上；iHc在9kOe以上；iHc的溫度系數(shù)η小于-0.40％/℃；具有良好的耐熱性。認為這些良好的磁性是由于Ti含量在0.5～10原子％范圍，而且滿足dpav＝10～300μm的條件而得到的。
與此相反，比較例1的No.11由于氧化惡化；No.12與實施例1相比它具有不均勻氮化組織，因此，σ和iHc都低，η也不良。
不含Ti的比較例2的No.21和22；含Ti過少的No.23和含Ti過多的No.24生成其平均粒徑超過1μm的粗大αFe，其平均面積率超過5％，所以iHc低，η也不良。
不含Ti的No.21的氮化型稀土類磁鐵材料粉末的母合金薄帶斷面的顯微鏡照片示于圖5。在圖5中，觀察到平均粒徑超過1μm的粗大黑色樹脂狀的αFe，其平均面積率超過5％。又，經(jīng)確認，αFe通過氫化·分解反應、脫氫·再結合反應和氮化都不能消除。
實施例2為了觀察B含量和磁性的關系，按照表2所示No.31～34的基本組成配入成分元素，與實施例1同樣地制成氮化型稀土類磁鐵材料粉末。所得氮化型稀土類磁鐵材料粉末的dpav是80μm。對各氮化型稀土類磁鐵材料粉末作了與實施例1相同的評價，結果示于表2的No.31～34。
使用No.33氮化型稀土類磁鐵材料粉末制成測定dcav的試樣。用透過型電子顯微鏡拍攝任意5個視野，所得TEM照片示于圖1，同時，圖1的dcav的測定要領的說明示于圖2。對每個5視野的TEM照片引對角線，求得在各對角線上存在的晶粒所占線長的總計，再將其除以晶粒數(shù)，求得dc1和dc2。如圖2所示那樣，dc1為0.16μm；dc2為0.15μm。當將從全視野所求的dc1和dc2平均時，dcav＝0.16μm。
比較例3如表2所示那樣，基本組成除分別含B量過少的No.41和B含量過多的No.42之外，其余與實施例1相同地制成氮化型稀土類磁鐵材料粉末，并與實施例1同樣地進行評價。結果示于表2的No.41和42。
表2
從表2的No.31～34可知，當B含量為0.1～4原子％時，dcav＝0.01～0.33μm，得到良好的σ、iHc和η。No.31～34的氮化型稀土類磁鐵材料粉末的磁性的生成相實質上由Th2Zn17型組織的菱形晶所構成，也未生成αFe。
與此相反，比較例3的No.41和42的氮化型稀土類磁鐵材料粉末都生成平均粒徑超過1μm的粗大αFe的平均面積率超過5％，其iHc低，η也不良。
B含量過少的No.41的母合金薄帶的斷面照片示于圖6。從圖6可認為，生成以平均面積率超過5％的、平均粒徑超過1μm的粗大黑色樹枝狀αFe，αFe在氮化后也除去。
實施例3、比較例4為了評價R的種類和含量、氮含量，M元素的種類及其含量改變以及以Co和/或Ni置換一部分Fe的情況下的磁性，除表3所示基本組成以外，其它與實施例1同樣地制成氮化型稀土類磁鐵材料粉末，與實施例1同樣地進行評價磁性。結果示于表3。
表3
從表3可認為，實施例3的氮化型稀土類磁鐵材料粉末都具有無αFe的R2T17型組織的微細硬質磁性相所構成的組織。
從實施例3的No.51～53和比較例4的No.71～73可知R成分中的Sm比例在50原子％以上而且R成分為6～15原子％時，可得良好的σ、iHc和η。
從實施例3的No.54、55和比較例4的No.74和75可知當?shù)繛?～30原子％時，可得良好的σ、iHc和η。
從實施例3的No.56～59可知以Co和/或Ni置換Fe的0.5～30原子％可改善η。
從實施例3的No.60和61可知如Ti的含量在M中占0.5原子％以上(組成全部為100原子％)，則可得良好的σ、iHc和η。
實施例4分別將純度99.9％的Sm、Fe、Ti和B按與下列基本組成相對應的組成配料后，在氬氣氛中高頻熔化，將所得母合金熔液在急冷用輥的周速為9.5m/秒條件下急冷凝固，制得厚為250～300μm的母合金薄帶。將該母合金薄帶放入具有氣氛的熱處理爐，反復進行在1atm氫下加熱到500℃，使吸氫后再進行抽真空脫氫的操作，使平均粉末粒徑粗粉化到100μm。
其次，在1atm的氫壓下，在表4所示加熱條件下，進行氫化·分解反應處理。接著，在5×10-2～8×10-2Torr的真空中，按表4的加熱條件進行脫氫·再結合反應處理。隨后，在另一有氣氛熱處理爐中，在1atm的氮化氣體(NH3+氫)的氣流中進行460℃×7小時加熱的氮化處理，冷卻到室溫。接著，在氬氣流中進行400℃×30分的熱處理，冷卻到室溫。
如此制得的氮化型稀土類磁鐵材料粉末具有以原子％計的Sm9.2FebalB1.0Ti6.0N12.3的基本組成，其組織實質上為R2T17型組織的硬質磁性，并未觀察到αFe。對各氮化型稀土類磁鐵材料粉末進行與與實施例1同樣的評價，結果見表4。
比較例5除按照表4所示氫化·分解反應和脫氫·再結合反應的加熱條件之外，其它與實施例4相同，制得氮化型稀土類磁鐵材料粉末，并進行了磁性評價，結果見表4。
表4
從表4可知由于如實施例4那樣，其氫化·分解反應的加熱條件為675～900℃×0.5～8小時時；脫氫·再結合反應的加熱條件為700～900℃×0.5～10小時，所以dcav小于1μm，得到高σ和iHc。
與此相反，當氫化·分解反應溫度過低時(No.91)；氫化·分解反應溫度過高時(No.92)；脫氫·再結合反應溫度過低時(No.93)；以及脫氫·再結合反應溫度過高時(No.94)，其dcav都已超過1μm。
實施例5為了評價稀土類粘結磁鐵的磁性，將表5所示各種氮化型稀土類磁鐵材料粉末(實質上由dcav＝0.2～0.3μm的R2T17型硬質磁性相所構成，未生成αFe)的98重量％中配以2重量％的環(huán)氧樹脂，捏和后制成混合物。再者，各氮化型稀土類磁鐵材料粉末是與實施例1相同方法制備的，在制備其薄帶(厚度200～500μm)時的輥子周速為1m/秒。其次，將混合物以壓力10ton/cm2壓制成形，再在大氣中施加140℃×1小時的熱硬化處理，得到各向同性粘結磁鐵。
對各稀土粘結磁鐵在25℃和磁化磁場強度25kOe下所測定的iHc和(BH)max、在25～100℃下的iHc溫度系數(shù)η′以及密度σ分別列于表5。各向同性粘結磁鐵的iHc溫度系數(shù)η′分別在25℃和100℃并且在起磁磁場強度25kOe下測定并按η′＝[粘結磁鐵的iHc(25℃)-粘結磁鐵的iHc(100℃)]÷[粘結磁鐵的iHc(25℃)]×100(％)式而求得。
比較例6按照冷卻輥的周速為45m/秒的熔液急冷法，將具有與表5所示比較例6基本組成相對應的組成的母合金熔液急冷凝固。從所得厚度約為30μm的薄帶按與實施例1相同方法制得氮化型稀土類磁鐵材料粉末。使用各氮化型稀土類磁鐵材料粉末與實施例5同樣地制得各向同性稀土類粘結磁鐵。各個各向同性稀土類粘結磁鐵的dpav和磁性的評價結果見表5。
表5
從表5可知實施例5的各向同性粘結磁鐵的密度都超過6.1g/cm3，具有8.0MGOe以上的高(BH)max?？烧J為這是由于實施例5所用的氮化型稀土類磁鐵材料粉末是由以0.05～10m/秒范圍內(nèi)較慢的輥子周速急冷凝固的母合金粉末氮化的粉末，因此，與比較例6相比，它具有帶圓形顆粒形狀，能實現(xiàn)高密度。
實施例6、比較例7為評價磁化性，分別將純度99.9％以上的Sm、La、Fe、Ti和B按照與表6所示各基本組成相對應的母合金組成進行配料，在氬氣氛的高頻熔化爐中熔解。將所得母合金熔液澆入具有一對銅冷卻輥(直徑300mm、周速0.5m/秒)的雙輥式帶鑄機中，經(jīng)急冷凝固，制得厚度為250～300μm的母合金薄帶。在如此所得的各母合金薄帶中未生成αFe。
對各母合金薄帶在1atm的氫氣中進行675℃×1小時加熱的氫化·分解反應處理，接著，在3×10-2～6×10-2Torr的真空中進行790℃×15小時加熱的脫氫·再結合反應處理。將處理過的各母合金薄帶在氬氣氛中粉碎成約80μm的平均粉末粒徑dpav，隨后在1atm的氮化氣體(NH3+氫)中進行440℃×10小時加熱的氮化處理，冷卻之。隨后，在氬氣流中，進行400℃×30分鐘熱處理，得到表6所示組成的各氮化型稀土類磁鐵材料粉末。
使用各氮化型稀土類磁鐵材料粉末，與實施例5同樣地制得各向同性粘結磁鐵，評價其在25℃和磁化磁場強度25kOe下的(BH)max和HK。結果示于表6。
就表6的No.122(實施例6)和表5的No.101(實施例5)的各向同性粘結磁鐵，磁化磁場強度對(BH)max的關系示于圖7a，又，磁化磁場強度對HK的關系示于圖7(b)。
表6
從表6的結果可知當La含量為0.05～1原子％時，在25kOe磁化時的(BH)max和HK增加。
實施例7、比較例8將純度99.9％以上的Sm、Fe和M元素配成與表7所示各基本組成相對應的母合金后，在高頻熔化爐中熔化，制得總重量為30kg的母合金的金屬錠。對各母合金錠在氬氣氛中進行1100℃×10小時的均質化熱處理后，在氬氣氛中粉碎到dpav＝200～210μm。其次，在1atm氫氣中進行680℃×1小時加熱的氫化·分解反應處理，接著，在5×10-2～8×10-2Torr的真空中進行800℃×1小時加熱的脫氫·再結合反應處理。
將這樣處理過的母合金粉末在氬氣氛中，用顎式破碎機粉碎到dpav＝80～85μm。其次，將各粉末在1atm的氮化氣體(NH3+氫)中進行440℃×10小時的加熱的氮化處理，并冷卻之。隨后，在氬氣流中進行400℃×30分鐘熱處理，制得表7各氮化型稀土磁鐵材料粉末。在所得各氮化型稀土類磁鐵材料粉末中均未生成αFe，并由dcav＝0.4～0.5μm的R2T17型組織的硬質磁性相所構成。
使用上述氮化型稀土磁鐵材料粉末，按照和實施例5同樣方法制得各向同性粘結磁鐵，對其磁性進行評價，結果示于表7。
表3
磁性能退化百分數(shù)＝(拋光初始材料的磁性能-耐濕度實驗后的磁性能)/拋光初始材料的磁性能×1000工業(yè)實用性根據(jù)本發(fā)明的Fe-B-R永磁體，在具有Al或Ti涂敷膜的磁體表面上設置氧化鋁涂敷膜層。如實施例所示，進行嚴重腐蝕測試、特別是在80℃溫度和90％相對濕度的條件下持續(xù)1000小時之后磁性能幾乎沒有退化。因此根據(jù)本發(fā)明的Fe-B-R永磁體是目前最為需要的理想高性能、低成本永磁體。
在根據(jù)本發(fā)明的制造方法中，通過離子濺射等清潔Fe-B-R永磁體表面之后，通過汽相成膜法例如離子鍍在磁體表面形成Al或Ti涂敷膜，然后采用汽相成膜法例如離子鍍，引入含O2的稀有氣體，形成氧化鋁涂敷膜。通過在磁體表面形成Al或Ti涂敷膜，局部地或整體地減少磁體表面的氧化物，在磁體表面和Al或Ti涂敷膜之間呈現(xiàn)突出的粘附性。通過在Al或Ti涂敷膜上層疊氧化鋁涂敷膜，顯著改善了涂敷膜的粘附性，呈現(xiàn)突出的耐腐蝕性，即使長時間處于80℃溫度和<p>表8
從表8可知即使不含B，但由于含有La而磁化性得到改善。
再者，本發(fā)明氮化型稀土類磁鐵材料的制造方法當然不僅限于上述方法，例如，作為稀土元素的原料也可使用稀土氧化物。這時，將稀土氧化物和其它基本成分元素配成與本發(fā)明基本組成相對應的母合金組成，為了使稀土氧化物還原，在所得混合物中加入必要量的金屬Ca。將混合物在不含氮的惰性氣體氣氛中，在例如1200℃加熱4小時，則稀土氧化物可完全被還原，可得到含有R-T-M(-B)系母合金和CaO的反應生成物。當將該反應生成物用水系洗滌劑洗滌，則CaO被溶解而除去。將殘留物真空干燥，即可得到純粹的R-T-M(-B)系母合金。
對這樣制得的R-T-M(-B)系母合金進行與實施例7同樣的均質化熱處理、氫化·分解反應處理、脫氫·再結合反應處理和氮化處理，就可得本發(fā)明的氮化型稀土類磁鐵材料粉末。為提高(BH)max，宜使Ca含量在0.1重量％以下，氧含量在0.25重量％以下、碳含量在0.1重量％以下。
對于霧化法或電弧熔解法所制的R-T-M(-B)系母合金進行與實施例7相同的均質化熱處理、氫化·分解反應處理、脫氫·再結合反應處理和氮化處理，就可制得本發(fā)明氮化型稀土類磁鐵材料粉末。
又，對于實施例1的以熔液急冷法所得的母合金薄帶進行與實施例7同樣的均質化熱處理、氫化·分解反應處理、脫氫·再結合反應處理和氮化處理，也可得到本發(fā)明氮化型稀土類磁鐵材料粉末。
上述實施例的各種氮化型稀土類磁鐵材料粉末都是氧含量在0.1重量％以下、碳含量在0.1重量％以下。為此，可認為能得到耐實用、高磁性；同時，αFe減少的材料。
上述實施例表示用壓制成形法制備各向同性粘結磁鐵，例如，如制備氮化型稀土類磁鐵材料粉末和熱塑性樹脂(聚酰亞胺樹脂、乙基丙烯酸乙烯酯共聚物樹脂等)組成的混合物，并經(jīng)注模成形法或擠壓成形法，則可得各向同性的注模成形品或擠壓成形品。
工業(yè)中的應用如以上所述那樣，本發(fā)明氮化型稀土類磁鐵材料是R-T-M(-B)-N系合金，αFe非常少或完全沒有，實質上由R2T17型組織的微細硬質磁性相所組成，因此，具有優(yōu)良的磁特性(iHc、(BH)max、iHc的溫度系數(shù)、矩形比等)。又，由這種氮化型稀土類磁鐵材料粉末所配制的各向同性稀土類粘結磁鐵不僅具有優(yōu)良磁特性；而且是高密度的，耐熱性和磁化性也優(yōu)良。這樣的氮化型稀土類磁鐵材料和稀土類粘結磁鐵宜用于環(huán)境嚴格的汽車或電器用的主軸電動機那樣的旋轉機和如音圈馬達那樣的傳動裝置等中。
權利要求
1.氮化型稀土類磁鐵材料，其特征在于，具有以原子％計的RαT100-(α+β+γ+δ)MβBγNδ，所表示的基本組成，其中，R是包含Y在內(nèi)的至少一種稀土元素，必須含有Sm，T是單獨Fe或Fe和Co和/或Ni的組合，M是選自Al、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W和Zn中的至少一種元素，6≤α≤15、0.5≤β≤10、0≤γ≤4和4≤δ≤30，實質上由平均晶粒直徑0.01～1μm的R2T17型結構的硬質磁性相所構成，并且αFe的平均面積率在5％以下。
2.根據(jù)權利要求1所記載的氮化型稀土類磁鐵材料，其特征在于，M選自Al、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W和Zn中的至少一種元素，必須含有Ti，而且6≤α≤15、0.5≤β≤10、0.1≤γ≤4和4≥δ≤30。
3.根據(jù)權利要求1或2所記載的氮化型稀土類磁鐵材料，其特征在于，R由Sm和La所構成，同時，以基本組成全部為100原子％計、La的含量是0.05～1原子％。
4.根據(jù)權利要求1～3中任一項所記載的氮化型稀土類磁鐵材料，其特征在于，硬質磁性相由Th2Zn17型組織的菱形晶和Th2Ni17型組織的六方晶的混晶所組成。
5.根據(jù)權利要求1～4中任一項所記載的氮化型稀土永磁鐵材料，其特征在于，具有單峰的粒徑分布，同時平均粒徑為10～300μm的狀末狀。
6.根據(jù)權利要求1～5中任一項所記載的氮化型稀土類磁鐵材料，其特征在于，作為不可避免的雜質而含有的氧含量在0.25重量％以下，碳含量在0.1重量％以下。
7.根據(jù)權利要求1～3中任一項所記載的氮化型稀土類磁鐵材料，其特征在于，對具有除不含氮以外與上述基本組成實質上相同組分的母合金，在不含氮的惰性氣體氣氛中進行1010～1280℃×1～40小時的均質化熱處理，隨后，順序進行在0.1～10atm的氫氣或具有氫分壓的惰性氣體(氮氣除外)中的675～900℃下、0.5～8小時加熱的氫化·分解反應處理和在1×10-5torr以下的真空中的700～900℃下、0.5～10小時加熱的脫氫·再結合反應處理，接著，進行氮化處理而制得。
8.稀土類粘結磁鐵，其特征在于，將權利要求1～7中任一項所記載的氮化型稀土類磁鐵材料的粉末用粘合劑粘結。
9.根據(jù)權利要求8所記載的稀土類粘結磁鐵，其特征在于，用熱固性樹脂粘結、壓制成形后，進行熱硬化處理而得，具有超過6.1g/cm3的密度。
全文摘要
本發(fā)明涉及氮化型稀土磁鐵材料。它具有以原子%計的R
文檔編號H01F1/059GK1272213SQ99800830
公開日2000年11月1日 申請日期1999年5月25日 優(yōu)先權日1998年5月26日
發(fā)明者岡島弘, 飛世正博, 新藤干夫 申請人:日立金屬株式會社