Магнит из редкоземельных металлов и способ его изготовления

Изобретение относится к магниту из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B, и способу его изготовления. Магнит из редкоземельных металлов содержит основную фазу и зернограничную фазу, расположенную вокруг основной фазы, общий состав выражен формулой: (Ndx(Ce, La)(1-x-y)R1y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1s⋅(R2zR3wM21-z-w)t, где R1 является одним или несколькими элементами, выбранными из редкоземельных элементов, иных, чем Nd, Се и La, R2 является одним или несколькими элементами, выбранными из ряда Pr, Nd, Pm, Sm, Eu и Gd, R3 является одним или несколькими элементами, выбранными из редкоземельных элементов, иных, чем R2, М1 и М2 являются предварительно определенным элементом, 5,0≤р≤20,0, 0≤q≤8,0, 4,0≤r≤6,5, 0≤s≤2,0, 0≤t≤10,0, 0,4≤x≤0,8, 0≤у≤0,1, 0,5≤z≤0,8 и 0≤w≤0,1, и La содержится в количестве от 1/9 до 3 раз по молярному отношению к Се. Изобретение позволяет создавать магнит из редкоземельных металлов защищенный от снижения коэрцитивной силы даже при высоких температурах. 2 н. и 9 з.п. ф-лы, 26 ил., 3 табл.

 

[ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ]

[0001]

Настоящее раскрытие изобретения относится к магниту из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B, причем R является редкоземельным элементом, а также к способу его изготовления. Точнее говоря, настоящее раскрытие изобретения относится к магниту из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B, защищенному от снижения коэрцитивной силы при высоких температурах, и к способу его изготовления.

[УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ]

[0002]

Магнит из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B содержит основную фазу и зернограничную фазу, содержащуюся вокруг основной фазы. Основная фаза имеет состав, представленный формулой R2Fe14B, и обладает магнитными свойствами. Благодаря этой основной фазе проявляются сильные магнитные свойства. С другой стороны, зернограничная фаза содержится вокруг основной фазы и магнитно изолирует основные фазы друг от друга. Такая магнитная изоляция усиливает коэрцитивную силу магнита из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B.

[0003]

Предпринимались различные попытки усиления действия магнитной изоляции. Например, патентный документ 1 раскрывает магнит из редкоземельных металлов, использующий в качестве основы магнит из редкоземельных металлов, содержащий основную фазу и зернограничную фазу, в котором модификатор внедряется внутрь основы.

[0004]

В магните из редкоземельных металлов, раскрытом в патентном документе 1, коэрцитивная сила всего магнита из редкоземельных металлов увеличивается благодаря наличию промежуточной фазы между основной и зернограничной фазой.

[ПРЕДШЕСТВУЮЩИЙ УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ]

[Патентный документ]

[0005]

[Патентный документ 1] Международная заявка №2014/196605 А1

[СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ]

[Проблемы, которые должно решить данное изобретение]

[0006]

Магнит из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B обладает высокими техническими характеристиками и, в связи с этим, его использование распространяется на различные области. Следовательно, повышается потенциальная возможность использования магнита из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B в условиях высоких температур. Кроме того, когда магнит из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B применяют в двигателе высокой мощности, и высокую мощность поддерживают в течение длительного времени, магнит из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B иногда подвержен воздействию высоких температур, обусловленных саморазогреванием двигателя.

[0007]

Известно, что когда на магнит из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B подвергается воздействию высоких температур, это может приводить к снижению коэрцитивной силы магнита.

[0008]

Соответственно, авторы настоящего изобретения обнаружили проблему, состоящую в необходимости разработки магнита из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B, защищенного от снижения коэрцитивной силы, даже в условиях высоких температур. В частности, в настоящем описании высокой температурой считают диапазон от 130 до 170°С, прежде всего, от 140 до 160°С, комнатной температурой считают диапазон от 20 до 25°С, а магнит из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B обозначает магнит, содержащий основную фазу и зернограничную фазу, находящуюся вокруг основной фазы, причем основная фаза содержит фазу, имеющую состав, выраженный формулой R2Fe14B.

[0009]

Настоящее изобретение направлено на решение вышеуказанной проблемы. Задачей настоящего изобретения является разработка магнита из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B, защищенного от снижения коэрцитивной силы даже при высоких температурах, и способа его изготовления.

[Средства решения указанных проблем]

[0010]

В результате интенсивных исследований для достижения вышеуказанной цели, авторы настоящего изобретения разработали магнит из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению и способ его изготовления. Магнит из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению и способ его изготовления включают следующие варианты осуществления.

<1> Магнит из редкоземельных металлов, содержащий:

основную фазу и

зернограничную фазу, содержащуюся вокруг основной фазы,

общий состав которого выражен формулой

Ndx(Ce, La)(1-x-y)R1y)pFe(100-P-q-r-s)CoqBrM1s⋅(R2zR3wM21-z-w)t,

где R1 является одним или несколькими элементами, выбранными из редкоземельных элементов, иных, чем Nd, Се и La, R2 является одним или несколькими элементами, выбранными из Pr, Nd, Pm, Sm, Eu и Gd, R3 является одни или несколькими элементами, выбранными из редкоземельных элементов, иных, чем R2, М1 представляет один или несколько элементов, выбранных из ряда Ga, Al, Cu, Au, Ag, Zn, In и Mn, и постоянный примесный элемент, М2 представляет легирующий элемент для снижения температуры плавления R2zR3wM21-z-w до уровня ниже температуры плавления R2 за счет легирования R2 и R3, и постоянный примесный элемент,

причем р, q, r, s и t в ат. % составляют:

5,0≤р≤20,0,

0≤q≤8,0,

4,0≤r≤6,5,

0≤s≤2,0 и

0≤t≤10,0 и

причем x, у, z и w в молярных долях составляют

0,4≤х≤0,8,

0≤у≤0,1,

0,5≤z≤0,8 и

0≤w≤0,1 и

при этом La содержится в количестве от 1/9 до 3 раз по молярному отношению к Се.

<2> Магнит из редкоземельных металлов по пункту <1>, в котором La содержится в количестве от 1/9 до 2 раз по молярному отношению к Се.

<3> Магнит из редкоземельных металлов по пункту <1> или <2>,

в котором дополнительно предусмотрена промежуточная фаза между основной фазой и зернограничной фазой,

в котором t составляет 0,1≤t≤10,0 и

в котором концентрация R2 в промежуточной фазе выше, чем в основной фазе.

<4> Магнит из редкоземельных металлов по любому из пунктов <1>-<3>, в котором R2 представляет собой Nd.

<5> Магнит из редкоземельных металлов по пункту <3> или <4>, в котором концентрация R2 в основной фазе в 1,5-8,0 раз выше, чем в промежуточной фазе.

<6> Магнит из редкоземельных металлов по любому из пунктов <3>-<5>, в котором толщина промежуточной фазы составляет от 2 до 100 нм.

<7> Способ изготовления магнита из редкоземельных металлов, содержащий следующие этапы:

приготовление расплавленного металла, имеющего состав, представленный формулой: Ndx(Ce, La)(1-x-y)R1y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1s,

где R1 является одним или несколькими элементами, выбранными из редкоземельных элементов, иных, чем Nd, Се и La, М1 представляет один или несколько элементов, выбранных из ряда Ga, Al, Cu, Au, Ag, Zn, In и Mn, и постоянный примесный элемент,

причем р, q, r и s в ат. % составляют:

5,0≤р≤20,0,

0≤q≤8,0,

4,0≤r≤6,5 и

0≤s≤2,0 и

причем х и у в молярных долях составляют

0,4≤х≤0,8 и

0≤у≤0,1 и

при этом La содержится в количестве от 1/9 до 3 раз по молярному отношению к Се,

охлаждение расплавленного металла с получением ленты,

прессование нескольких лент горячей обработкой с получением отформованной заготовки, и

прессование отформованной заготовки горячей обработкой с получением прессованной заготовки.

<8> Способ по пункту <7>, в котором расплавленный металл содержит La в количестве от 1/9 до 2 раз по молярному отношению к Се.

<9> Способ по пункту <7> или <8>, содержащий:

приготовление модификатора, содержащего сплав, представленный формулой: R2zR3wM21-z-w,

где R2 является одним или несколькими элементами, выбранными из Pr, Nd, Pm, Sm, Eu и Gd, R3 является одним или несколькими элементами, выбранными из редкоземельных элементов, иных, чем R2, М2 является легирующим элементом для снижения температуры плавления R2zR3wM21-z-w до уровня ниже температуры плавления R2 за счет легирования R2 и R3, и постоянный примесный элемент,

причем z и w в молярных долях составляют 0,5≤z≤0,8 и 0≤w≤0,1,

введение прессованной заготовки и модификатора в соприкосновение для получения контактного элемента, и

термообработка контактного элемента в целях внедрения расплава модификатора внутрь прессованной заготовки.

<10> Способ по пункту <9>, в котором R2 представляет собой Nd.

<11> Способ по любому из пунктов <7>-<10>, в котором отформованную заготовку сжимают со скоростью деформирования 0,001 /с или более, и менее, чем 0,1/с, коэффициентом сжатия от 50 до 70% и при температуре от 700 до 800°С с целью получения прессованной заготовки.

[Эффект изобретения]

[0011]

Согласно настоящему изобретению, может быть представлен магнит из редкоземельных металлов, защищенный от снижения коэрцитивной силы при высоких температурах за счет присутствия совместно элементов Nd, Се и La и установления относительного содержания Се и La в пределах предварительно заданного диапазона, а также способ его изготовления.

[КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ]

[0012]

[Фиг. 1] Фиг. 1 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую относительное содержание элементов Nd, Се и La.

[Фиг. 2] Фиг. 2 представляет собой изображение, схематично иллюстрирующее один из вариантов структуры магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению.

[Фиг. 3] Фиг. 3 представляет собой схему, иллюстрирующую структуру магнита из редкоземельных металлов согласно другому варианту осуществления настоящего изобретения.

[Фиг. 4] Фиг. 4 представляет собой график, иллюстрирующий соответствие между температурой и коэрцитивной силой для образца из примера 15 и сравнительного примера 1.

[Фиг. 5] Фиг. 5 представляет собой график, иллюстрирующий соответствие между температурой и остаточной намагниченностью для образца из примера 15 и сравнительного примера 1.

[Фиг. 6] Фиг. 6 представляет собой схему, иллюстрирующую местоположения для исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 6.

[Фиг. 7] Фиг. 7 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 6 (первое поле обзора).

[Фиг. 8] Фиг. 8 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 6 (второе поле обзора).

[Фиг. 9] Фиг. 9 представляет собой схему, иллюстрирующую местоположения для исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 12.

[Фиг. 10] Фиг. 10 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 12 (первое поле обзора).

[Фиг. 11] Фиг. 11 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 12 (второе поле обзора).

[Фиг. 12] Фиг. 12 представляет собой схему, иллюстрирующую местоположения для исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 17.

[Фиг. 13] Фиг. 13 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 17 (первое поле обзора).

[Фиг. 14] Фиг. 14 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 17 (второе поле обзора).

[Фиг. 15] Фиг. 15 представляет собой схему, иллюстрирующую пример размера кристаллического зерна t относительно образца из примера 39.

[Фиг. 16] Фиг. 16 представляет собой схему, иллюстрирующую пример размера кристаллического зерна t относительно образца из примера 40.

[Фиг. 17] Фиг. 17 представляет собой диаграмма, иллюстрирующая пример размера кристаллического зерна t относительно образца из примера 6.

[Фиг. 18] Фиг. 18 представляет собой схему, иллюстрирующую пример размера кристаллического зерна t относительно образца из примера 12.

[Фиг. 19] Фиг. 19 представляет собой схему, иллюстрирующую результаты исследования структуры и местоположения для анализа состава относительно образца из примера 39.

[Фиг. 20] Фиг. 20 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты анализа состава в местоположении, обозначенном белой линией на Фиг. 19.

[Фиг. 21] Фиг. 21 представляет собой схему, иллюстрирующую результаты исследования структуры и местоположения для анализа состава относительно образца из примера 40.

[Фиг. 22] Фиг. 22 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты анализа состава в местоположении, обозначенном белой линией на Фиг. 21.

[Фиг. 23] Фиг. 23 представляет собой схему, иллюстрирующую результаты исследования структуры и местоположения для анализа состава относительно образца из примера 6.

[Фиг. 24] Фиг. 24 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты анализа состава в местоположении, обозначенном белой линией на Фиг. 23.

[Фиг. 25] Фиг. 25 представляет собой схему, иллюстрирующую результаты исследования структуры и местоположения для анализа состава относительно образца из примера 12.

[Фиг. 26] Фиг. 26 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты анализа состава в местоположении, обозначенном белой линией на Фиг. 25.

[Вариант осуществления изобретения]

[0013]

Варианты осуществления магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению и способ его изготовления подробно раскрыты ниже. Кроме того, варианты осуществления, изложенные ниже, не должны быть истолкованы, как ограничивающие для магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему раскрытию изобретения и способу его изготовления.

[0014]

В магните из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B, коэрцитивная сила возрастает, когда 1) размер зерна основной фазы уменьшается, 2) анизотропия магнитного поля основной фазы увеличивается и 3) основные фазы магнитно изолированы друг от друга.

[0015]

В целях уменьшения размера зерна основной фазы магнита из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B, основная фаза является нанокристаллизованной. Следовательно, в магните из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B большое количество фазы R2Fe14B присутствует в качестве основной фазы, а зернограничная фаза содержится вокруг основной фазы. В зернограничной фазе присутствует богатая R фаза, содержащая избыток R, и малое количество магнитной фазы, содержащей Fe (например, фаза RFe2).

[0016]

В фазе Nd2Fe14B анизотропия магнитного поля при комнатной температуре имеет большие значения, однако точка Кюри составляет 320°С и не так высока. Соответственно, даже если точка Кюри не будет достигнута, при высоких температурах анизотропия магнитного поля фазы Nd2Fe14B будет снижаться. С другой стороны, магнитная фаза с содержанием Fe (например, фаза RFe2) обладает парамагнитными свойствами при температуре, превышающей нормальную температуру, однако имеет возможность распространения взаимодействия магнитных спинов между фазами Nd2Fe14B (между кристаллическими зернами). Если в качестве основной фазы присутствует большое количество фазы Nd2Fe14B, коэрцитивная сила является высокой при комнатной температуре, потому что магнитная фаза с содержанием Fe имеет слабый эффект в зернограничной фазе. Тем не менее, при высоких температурах магнитная фаза с содержанием Fe в зернограничной фазе будет способствовать распространению взаимодействия магнитных спинов между фазами Nd2Fe14B (между кристаллическими зернами), в результате чего размер зерна основной фазы очевидным образом увеличивается, что дает возможность снизить эффект нанокристаллизации основной фазы. В результате коэрцитивная сила будет быстро снижаться.

[0017]

Если R магнита из редкоземельных элементов на основе R-Fe-B содержит Nd, Се и La, анизотропия магнитного поля (Nd, Се, La)2Fe14B будет ниже анизотропии магнитного поля Nd2Fe14B как при комнатной, так и при высокой температуре. В дальнейшем магнит из редкоземельных металлов на основе R-Fe-В с содержанием Nd, Се и La будет также называться «магнитом из редкоземельных металлов на основе (Nd, Се, La)-Fe-B».

[0018]

Хотя это и не подтверждено теорией, в магните из редкоземельных металлов на основе (Nd, Се, La)-Fe-B, если относительное содержание Се и La находится в предварительно заданном диапазоне, стабильность магнитной фазы с содержанием Fe (например, RFe2) в зернограничной фазе снижается по сравнению с магнитом из редкоземельных металлов на основе Nd-Fe-B. Следовательно, в магните из редкоземельных металлов на основе (Nd, Се, La)-Fe-B содержание Fe в зернограничной фазе, вероятно, будет способствовать образованию фазы, отличающейся от магнитной фазы с содержанием Fe. Фаза, отличающаяся от магнитной фазы с содержанием Fe, содержит фазу CeFe2 и т.п.

[0019]

Образование фазы (Nd, Се, La)2Fe14B обусловливает увеличение общего количества основных фаз, а последующее замещение Nd на Се и La компенсирует уменьшение анизотропии магнитного поля и подавляет снижение коэрцитивной силы всего магнита из редкоземельных металлов на основе (Nd, Се, La)-Fe-B. Такое повышение коэрцитивной силы заметно при высоких температурах. В частности, в настоящем описании, хотя это и не подтверждено теорией, в отношении фазы (Nd, Се, La)2Fe14B элемент Се или La находится на месте Nd фазы Nd2Fe14B.

[0020]

Кроме того, если магнит из редкоземельных металлов на основе (Nd, Се, La)-Fe-B используется в качестве основы, а модификатор, содержащий R2, внедряется внутрь основы, то в зависимости от количества внедренного сплава из модификатора, промежуточная фаза образуется между основной фазой и зернограничной фазой.

[0021]

Хотя это и не подтверждено теорией, считается, что часть Се и/или La, присутствующая в основной фазе основы, замещается элементом R2, в результате чего формируется промежуточная фаза. Соответственно, в промежуточной фазе концентрация R2 выше, чем в основной фазе основы, а анизотропия магнитного поля промежуточной фазы, в свою очередь, выше анизотропии магнитного поля основной фазы основы. При высокой температуре анизотропия магнитного поля промежуточной фазы снижается. Тем не менее, даже при высокой температуре анизотропия магнитного поля промежуточной фазы будет превышать анизотропию магнитного поля основной фазы основы на величину, соответствующую концентрации R2, увеличивающейся по сравнению с основной фазой основы. Это способствует предотвращению снижения коэрцитивной силы.

[0022]

Исходя из вопросов, описанных выше, авторы настоящего изобретения обнаружили, что в магните из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B может быть сдержано снижение коэрцитивной силы при высоких температурах.

[0023]

Требования к конфигурации магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению и способ его изготовления, основанный на заключениях выше, описаны ниже.

[0024]

<<Магнит из редкоземельных металлов>>

Первоначально раскрыты требования к конфигурации магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению.

[0025]

<Общий состав>

Общий состав магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению выражен формулой:

Ndx(Ce, La)(1-x-y)R1y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1s⋅(R2zR3wM21-z-w)t

[0026]

В вышеуказанной формуле (R2zR3wM21-z-w)t представляет состав, полученный на основе модификатора, раскрытого позже. В случае отсутствия внедрения модификатора t=0, и общий состав магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению будет представлен формулой (Ndx(Ce, La)(1-x-y)R1y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1s.

[0027]

С другой стороны, в случае внедрения модификатора t будет положительным значением, не равным 0, и формула (Ndx(Ce, La)(1-x-y)R1y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1s представляет состав основы магнита из редкоземельных металлов.

[0028]

В приведенной выше формуле Nd служит для обозначения неодима, Се - церия, La - лантана, R1 - одного или нескольких редкоземельных элементов, кроме Nd, Се и La, Fe служит для обозначения железа, Со служит для обозначения кобальта, а В служит для обозначения бора. М1 представляет один или несколько элементов из ряда Ga, Al, Cu, Au, Ag, Zn, In и Mn, и постоянный примесный элемент.Ga служит для обозначения галлия, Al служит для обозначения алюминия, Cu служит для обозначения меди, Au служит для обозначения золота, Ag служит для обозначения серебра, Zn служит для обозначения цинка, In служит для обозначения индия, а Mn служит для обозначения марганца. R2 является одним или более элементов, выбранных из ряда Pr, Nd, Pm, Sm, Eu и Gd. Pr обозначает празеодим, Nd обозначает неодим, Pm обозначает прометий, Sm обозначает самарий, Eu обозначает европий и Gd обозначает гадолиний. М2 представляет легирующий элемент, предназначенный для уменьшения температуры плавления R2zR3wM21-z-w до уровня ниже температуры плавления R2 путем введения элементов R2 и R3 и постоянного примесного элемента.

[0029]

В настоящем описании под редкоземельным элементом понимают 17 элементов, а именно Sc, Y, La, Се, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb и Lu. Из них Sc, Y, La и Се являются легкими редкоземельными элементами, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu и Gd - средними редкоземельными элементами, a Tb, Dy, Но, Er, Tm, Yb и Lu - тяжелыми редкоземельными элементами. В связи с этим, в общем случае, малая распространенность тяжелого редкоземельного элемента является значительной, а малая распространенность легкого редкоземельного элемента низкой. Малая распространенность среднего редкоземельного элемента находится между тяжелым редкоземельным элементом и легким редкоземельным элементом.

[0030]

Ниже будут раскрыты величины р, q, r, s и t, а также х, у, z и w. В нижеследующем описании рассмотрен случай с внедрением модификатора. В случае без внедрения модификатора выражение «основа магнита из редкоземельных металлов» следует читать, как выражение «магнит из редкоземельных металлов», а описание элементов, полученных из модификатора, следует считать несуществующими.

[0031]

В основе магнита из редкоземельных металлов р является общим содержанием Nd, Се, La и R1, q является содержанием Со, r является содержанием В (бор), a s является содержанием М1. В отношении элементов, полученных из модификатора, t является количеством внедрения сплава из модификатора относительно основы магнита из редкоземельных металлов и представляет собой общее содержание R2, R3 и М2. Каждая из величин р, q, r, s и t выражена в атомных %.

[0032]

В основе магнита из редкоземельных элементов каждое из значений х и у представляет собой следующее относительное содержание (молярное отношение), х является относительным содержанием Nd в суммарном содержании Nd, Се, La и R1, а у является относительным содержанием R1 в суммарном содержании Nd, Се, La и R1. В отношении элементов, полученных из модификатора, каждое из значений z и w представляет собой следующее относительное содержание (молярное отношение), z является относительным содержанием R2 в суммарном содержании R2, R3 и М2, a w является относительным содержанием R3 в суммарном содержании R2, R3 и М2.

[0033]

Составляющие элементы основы магнита из редкоземельных металлов, представленные в вышеприведенной формуле, раскрыты ниже.

[0034]

<Nd>

Nd является существенным элементом для основы магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению. За счет содержания Nd высокая намагниченность может проявляться как при комнатной, так и при высокой температуре. Кроме того, при комнатной температуре фаза Nd2Fe14B имеет сильную анизотропию магнитного поля.

[0035]

<Се>

Се является существенным элементом для основы магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению. Когда Nd в основной фазе (Nd2Fe14B) замещается Се, магнитная фаза с содержанием Fe, то есть фаза CeFe2, легко формируется в зернограничной фазе. Фаза CeFe2 является парамагнитной и, как ожидается, имеет свойство распространения взаимодействия магнитных спинов между основными фазами для уменьшения коэрцитивной силы. С целью подавления уменьшения коэрцитивной силы необходимо снизить стабильность магнитной фазы с содержанием Fe в зернограничной фазе.

[0036]

Кроме того, Се может иметь атомную валентность, как трехвалентную или четырехвалентную. Хотя это и не подтверждено теорией, большинство атомов Се становится трехвалентными под действием La. В трехвалентном Се 4f-электроны локализованы, поэтому намагниченность эффективно усиливается.

[0037]

<La>

La является существенным элементом для основы магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению. Nd в основной фазе (фаза Nd2Fe14B) замещается La, и стабильность магнитной фазы с содержанием Fe в зернограничной фазе уменьшается, поскольку соединения переходного металла, таких как La, и Fe являются термодинамически нестабильными, как единое целое, и не смешиваются друг с другом. Таким образом, ожидается, что добавление La обеспечит образование фазы RFe2. Соответственно, La значительно способствует предотвращению снижения коэрцитивной силы. Более того, стоимость La значительно ниже стоимости Nd. Кроме того, при добавлении Се, вероятно, будет образовываться фаза CeFe2, приводящая к уменьшению коэрцитивной силы. Однако, при добавлении La вместе с Се, образование фазы CeFe2 подавляется, а распространение взаимодействия магнитных спинов между зернами в основной фазе ограничивается.

[0038]

<Относительное содержание Nd, Се и La>

Как было описано выше, х является относительным содержанием Nd. Намагниченность насыщения и анизотропия магнитного поля будут выше в фазе Nd2Fe14B по сравнению с фазой Ce2Fe14B и фазой La2Fe14B. Соответственно, если х составляет 0,40 или более, в магните из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению легко получить требуемую намагниченность и коэрцитивную силу. С этой точки зрения х может составлять 0,45 или более, 0,50 или более, или 0,55 или более. С другой стороны, когда х равно 0,80 или менее, маловероятно, что относительное содержание Се и La является слишком малым, а явления и эффекты от Се и La вряд ли будут достигнуты. С этой точки зрения х может составлять 0,75 или менее, 0,70 или менее или 0,65 или менее.

[0039]

В основе магнита из редкоземельных металлов содержание La в молярном отношении составляет от 1/9 до 3 раз от содержания Се. Фиг. 1 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую относительное содержание элементов Nd, Се и La. На фиг. 1 прямая линия, обозначенная (1), указывает на состав, в котором содержание La в молярном отношении составляет 1/9 от содержания Се; прямая линия, обозначенная (2), указывает на состав, в котором содержание La в молярном отношении составляет 1/3 от содержания Се; прямая линия, обозначенная (3), указывает на состав, в котором содержание La в молярном отношении составляет 2/3 от содержания Се; и прямая линия, обозначенная (4), указывает на состав, в котором содержание La в молярном отношении составляет 3 относительно содержания Се.

[0040]

Более точно это можно выразить следующим образом. Прямая линия (1) обозначает состав при Ce:La=1:1/9; прямая линия (2) обозначает состав при Ce:La=1:1/3; прямая линия (3) обозначает состав при Ce:La=1:2/3; и прямая линия (4) обозначает состав при Ce:La=1:3.

[0041]

Как было описано выше, относительное содержание х для Nd составляет от 0,4 до 0,8, и, следовательно, на фиг. 1 состав основы магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению обозначен участком, в котором область, размещенная между «Nd80» и «Nd40», и область, размещенная между прямой линией (1) и прямой линией (4), накладываются друг на друга.

[0042]

Если содержание La в молярном отношении составляет 1/9 или более от содержания Се, требуемая намагниченность может быть получена, как при комнатной, так и при высокой температуре. С этой точки зрения содержание составляет, предпочтительно, 1/8 или более, более предпочтительно 1/7 или более. С другой стороны, если содержание La в молярном отношении составляет 3 или менее относительно содержания Се, Nd в зернограничной фазе замещается элементом Се и/или La, за счет чего снижается стабильность магнитной фазы с содержанием Fe (например, фазы RFe2), и содержание (объемное соотношение) магнитной фазы с содержанием Fe уменьшается. В результате зернограничная фаза ограничивает эффект распространения взаимодействия магнитных спинов между основными фазами и подавляет снижение коэрцитивной силы при высокой температуре. С этой точки зрения содержание предпочтительно составляет 5/2 раз или менее, наиболее предпочтительно 2 раза или менее.

[0043]

<R1>

R1 представляет собой один или несколько элементов, выбранных из редкоземельных элементов, кроме Nd, Се и La. Магнит из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению содержит Nd, Се и La в качестве основных компонентов. Затруднительно, чтобы сырье для этих основных компонентов не содержало никаких редкоземельных элементов R1, кроме Nd, Се и La. Тем не менее, если значение относительного содержания у для элемента R1 составляет от 0 до 0,1, свойства магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению могут считаться практически такими же, как и свойства при у равном 0.

[0044]

Чрезмерное повышение чистоты сырья основных компонентов повлечет за собой увеличение стоимости продукции, поэтому значение для у может составлять 0,01 или более, 0,02 или более, 0,03 или более, 0,04 или более или 0,05 или более. С другой стороны, предпочтительно, значение для у должно быть ниже, чтобы не приводить к увеличению стоимости продукции, и это значение может составлять 0,09 или менее, 0,08 или менее, 0,07 или менее, или 0,06 или менее.

[0045]

Если суммарное содержание р для Nd, Се, La и R1 будет равно 5,0 ат. % или более, основную фазу, представленную (Nd, Се, La)2Fe14B, будет не трудно получить. С точки зрения, что основная фаза, представленная (Nd, Се, La)2Fe14B, легко получена, р может быть равно 7,0 ат. % или более, 9,0 ат. % или более, 11,0 ат. % или более, или 13,0 ат. % или более. С другой стороны, если р составляет 20,0 ат. % или менее, коэффициент содержания (объемная доля) зернограничной фазы не становится чрезмерным. С точки зрения, что коэффициент содержания зернограничной фазы не становится чрезмерным, суммарное содержание может составлять 19,0 ат. % или менее, 18,0 ат. % или менее или 17,0 ат. % или менее.

[0046]

<В>

В воздействует на долю основной фазы и магнитной фазы с содержанием Fe в зернограничной фазе. Если содержание В слишком мало, основную фазу, представленную (Nd, Се, La)2Fe14B будет затруднительно получить. Если содержание r элемента В составляет 4,0 ат. % или более, маловероятно, что основную фазу, представленную (Nd, Се, La)2Fe14B будет затруднительно получить. С этой точки зрения r может составлять 4,5 ат. % или более, 5,0 ат. % или более, или 5,5 ат. % или более. С другой стороны, если содержание r для В является чрезмерным, в зернограничной фазе легко образуется магнитная фаза с содержанием Fe, такая как RFe4B4. Если r составляет 6,5 ат. % или менее, фаза α-Fe менее вероятно будет получена в большом количестве. С этой точки зрения r может составлять 6,3 ат. % или менее, или 6,0 ат. % или менее.

[0047]

<Со>

Со может замещать железо в основной фазе, зернограничной фазе и промежуточной фазе. Везде, где в настоящем описании имеется ссылка на Fe, часть Fe может быть замещена Со. Например, часть Fe в фазе (Nd, Се, La)2Fe14B замещают Со для образования фазы (Nd, Се, La)2(Fe, Co)14B. Кроме того, магнитная фаза с содержанием Fe (например, R2Fe17) в зернограничной фазе допускает, чтобы часть Fe была замещена Со, и стала магнитной фазой (например, фазой R2 (Fe, Co)17).

[0048]

Таким образом, часть Fe замещают Со, повышая тем самым точку Кюри в каждой фазе. В случае, если повышение точки Кюри нежелательно, Со может не входить в состав. Содержание Со не является существенным. Если содержание q для Со составляет 0,5 ат. % или более, по существу, повышение точки Кюри осуществляется. С точки зрения повышения точки Кюри содержание может составлять 1,0 ат. % или более, 2,0 ат. % или более, 3,0 ат. % или более, или 4,0 ат. % или более. С другой стороны, Со является дорогостоящим и, следовательно, с экономической точки зрения содержание q для Со может составлять 8,0 ат. % или менее, 7,0 ат. % или менее или 0,6 ат. % или менее.

[0049]

1>

М1 может содержаться в количестве, при котором не ухудшаются свойства магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению. М1 может содержать постоянный примесный элемент. Постоянный примесный элемент обозначает примесный элемент, постоянно входящий в состав или требующий значительного возрастания стоимости продукции для его исключения, в частности, примесный элемент, содержащийся в сырье для магнита из редкоземельных металлов или примесный элемент, примешивающийся на этапе производства. Примесный элемент и т.п., примешивающийся на этапе производства, представляет собой элемент, включенный в состав по производственным причинам в количестве, не влияющем на магнитные свойства.

[0050]

Элементом, который может быть включен в состав в количестве, не влияющем на свойства магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению, является Ga, Al, Cu, Au, Ag, Zn, In и Mn.

[0051]

Ga, Al, Zn, In, Au, Ag и Cu снижают температуру плавления зернограничной фазы, присутствующей внутри ленты и т.п., полученной, например, способом жидкостной закалки. Поэтому в случае получения отформованной заготовки из нескольких лент и/или получения спрессованной заготовки из отформованной заготовки такие элементы могут быть включены в состав, например, для увеличения срока службы пресс-формы, но не являются необходимыми. Если содержание М1 не превышает верхнего предела, элементы практически не влияют на магнитные свойства. С точки зрения магнитных свойств эти элементы можно считать постоянным примесным элементом.

[0052]

Mn способствует стабилизации фазы (Nd, Се, La)2Fe14B, замещая часть Fe в фазе (Nd, Се, La)2Fe14B.

[0053]

Если содержание s для М1 составляет 2,0 ат. % или менее, магнитные свойства по настоящему изобретению не ухудшаются. С этой точки зрения, содержание s для М1 может составлять 1,5 ат. % или менее, 1,0 ат. % или менее, или 0,5 ат. % или менее.

[0054]

В случае отсутствия Ga, Al, Cu, Au, Ag, Zn, In и Mn в качестве М1, поскольку полное отсутствие постоянного примесного элемента невозможно, нижний предел содержания s для М1 может составлять 0,05 ат. %, 0,1 ат. % или 0,2 ат. %, что не будет представлять практической проблемы.

[0055]

Каждое из вышеупомянутых значений р, q, r и s соответствует обычному магниту из редкоземельных элементов на основе R-Fe-B.

[0056]

<Fe>

Fe представляет собой остаток после удаления Nd, Се, La, R1, Со, В и М1, раскрытых выше, и содержание Fe (в ат. %) выражено формулой (100-p-q-r-s). Когда р, q, r и s находятся в указанных выше диапазонах, основная фаза и зернограничная фаза получены. Кроме того, если магнит из редкоземельных металлов, содержащий основную фазу и зернограничную фазу, используют в качестве основы, и модификатор внедрен в основу в достаточной степени, получают промежуточную фазу. Основная фаза, зернограничная фаза и промежуточная фаза раскрыты выше.

[0057]

<Основная фаза, зернограничная фаза и промежуточная фаза>

Фиг. 2 представляет собой изображение, схематично иллюстрирующее один из вариантов структуры магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению. Фиг. 3 представляет собой схематическое изображение, иллюстрирующее структуру магнита из редкоземельных металлов согласно другому варианту осуществления настоящего изобретения.

[0058]

В варианте осуществления, показанном на фиг. 2, магнит 100 из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению содержит основную фазу 10 и зернограничную фазу 20. В варианте осуществления, показанном на фиг. 3, магнит 100 из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению дополнительно содержит промежуточную фазу 30 в добавление к основной фазе 10 и зернограничной фазе 20.

[0059]

Вариант осуществления, показанный на фиг. 2, имеет место, когда модификатор не внедрен или внедрено очень малое количество модификатора. Магнит 100 из редкоземельных металлов согласно варианту осуществления, показанному на фиг. 2, используется в качестве основы магнита из редкоземельных металлов, в которую внедрен модификатор. Вариант осуществления, показанный на фиг. 3, имеет место при достаточной степени внедрения модификатора.

[0060]

Магнит 100 из редкоземельных металлов может содержать фазу (не показанную), отличающуюся от основной фазы 10, зернограничной фазы 20 и промежуточной фазы 30. Фаза, отличающаяся от основной фазы 10, зернограничной фазы 20 и промежуточной фазы 30, включает в себя оксид, нитрид, интерметаллическое соединение и т.п.

[0061]

Свойства магнита 100 из редкоземельных металлов проявляются преимущественно основной фазой 10, зернограничной фазой 20 и промежуточной фазой 30. Большинство фаз, отличающихся от основной фазы 10, зернограничной фазы 20 и промежуточной фазы 30, представляют собой примеси. Соответственно, суммарное содержание основной фазы 10, зернограничной фазы 20 и промежуточной фазы 30 составляет, предпочтительно, 95 об. % или более, более предпочтительно, 97 об. % или более, еще более предпочтительно, 99 об. % или более относительно магнита 100 из редкоземельных металлов.

[0062]

Основная фаза 10 является нанокристаллизованной. Нанокристаллизация означает, что средний размер зерна основной фазы 10 составляет от 1 до 1000 нм. Средний размер зерна может составлять 10 нм или более, 50 нм или более, или 100 нм или более, и может быть 900 нм или менее, 700 нм или менее, 500 нм или менее, или 300 нм или менее.

[0063]

«Средний размер зерна» обозначает среднее значение продольных длин t основных фаз 10, например, показанных на фиг. 2. Например, данная область определена на изображении сканирующего электронного микроскопа или изображении просвечивающего электронного микроскопа магнита 100 из редкоземельных металлов, и среднее значение соответствующих длин t основных фаз 10, представленных в данной области, вычисляют и определяют как «средний размер зерна». Если поперечное сечение основной фазы 10 имеет эллиптическую форму, t обозначено, как длина продольной оси, а в случае, когда поперечное сечение основной фазы имеет четырехугольную форму, t обозначено, как длина более длинной диагонали. В варианте осуществления, показанном на фиг. 3, t установлено включающим в себя промежуточную фазу 30, потому что, как описано ниже, промежуточная фаза 30 является полученной из основной фазы 10.

[0064]

Если магнит 100 из редкоземельных металлов, показанный на фиг. 2, используется в качестве основы магнита из редкоземельных металлов (в дальнейшем называемой также «основой 100»), и в него внедряется модификатор, то модификатор достигает границы раздела между основной фазой 10 и зернограничной фазой 20 зерна через зернограничную фазу 20. После этого R2 в модификаторе внедряется внутрь основной фазы 10 из зернограничной фазы 20, что, как показано на фиг. 3, приводит к образованию промежуточной фазы 30.

[0065]

Зернограничная фаза 20 присутствует вокруг основной фазы 10. Промежуточная фаза 30 размещена между основной фазой 10 и зернограничной фазой 20. Образование промежуточной фазы 30 описано со ссылкой на состав модификатора.

[0066]

<R2, R3 и М2>

Модификатор содержит сплав, состав которого выражен формулой R2zR3wM21-z-w. С другой стороны, основа 100 имеет состав, представленный выражением (Ndx(Ce, La)(1-x-y)R1y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1s.

[0067]

R2 представляет собой один или несколько элементов из ряда Pr, Nd, Pm, Sm, Eu и Gd, a R3 - один или несколько редкоземельных элементов, отличающихся от R2. Кроме того, М2 обозначает легирующий элемент, предназначенный для уменьшения температуры плавления R2zR3wM21-z-w до уровня ниже температуры плавления R2 путем легирования R2 и R3 и постоянного примесного элемента.

[0068]

Основа 100 в качестве редкоземельного элемента содержит преимущественно Nd, Се и La. С другой стороны, сплав в модификаторе содержит преимущественно R2, представляющий собой один или несколько элементов из ряда Pr, Nd, Pm, Sm, Eu и Gd.

[0069]

R2 модификатора отличается по типу одного или нескольких редкоземельных элементов от Nd, Се и La основы 100 и, следовательно, хотя это и не подтверждено теорией, R2 внедряется в основную фазу 10 и образует промежуточную фазу 30. Соответственно, концентрация R2 в промежуточной фазе 30 будет выше, чем в основной фазе 10. Хотя это и не подтверждено теорией, причиной внедрения R2 в основную фазу 10 считают следующее.

[0070]

Во время внедрения модификатора в основу 100, когда сплав в модификаторе содержит преимущественно тот же редкоземельный элемент основной фазы 10, редкоземельному элементу модификатора трудно внедриться в основную фазу 10. Например, во время внедрения модификатора, содержащего сплав Nd-Cu, в основу магнита из редкоземельных металлов на основе Nd-Fe-B, Nd в модификаторе, вероятно, останется в зернограничной фазе 20 и вряд ли внедрится в основную фазу (фазу Nd2Fe14B).

[0071]

С другой стороны, если сплав в модификаторе содержит преимущественно редкоземельный элемент, отличающийся от основной фазы 10, редкоземельный элемент модификатора будет легко внедряться в основную фазу 10. Например, во время внедрения модификатора, содержащего сплав Nd-Cu, в основу магнита из редкоземельных металлов на основе (Nd, Се, La)-Fe-B, Nd в модификаторе легко внедрится в основную фазу 10 за счет присутствия Се и La. С точки зрения повышения намагниченности насыщения и анизотропии магнитного поля промежуточной фазы 30 пропорциональным образом, R2, предпочтительно, представляет собой Nd.

[0072]

Состав сплава модификатора представлен выражением R2zR3wM21-z-w. R3 представляет собой один или несколько редкоземельных элементов, иных чем R2. Редкоземельный элемент, содержащийся в сплаве модификатора, представляет собой R2; полное отсутствие редкоземельных элементов R3 помимо R2 маловероятно. Тем не менее, если значение относительного содержания w элемента R3 составляет от 0 до 0,1, свойства модификатора могут считаться практически соответствующими свойствам для величины w, равной 0.

[0073]

Значение w в идеальном случае близко к 0, но значение w может быть 0,01 или более, 0,02 или более, 0,03 или более, 0,04 или более, или 0,05 или более. С другой стороны, предпочтительно, значение w должно быть ниже, чтобы не приводить к увеличению себестоимости, и это значение может быть 0,09 или менее, 0,08 или менее, 0,07 или менее, или 0,06 или менее.

[0074]

В формуле: (Ndx(Ce, La)(1-x-y)R1y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1s⋅(R2zR3wM21-z-w)t общего состава значение t соответствует степени внедрения (в ат. %) сплава модификатора относительно основы 100. Концентрация R2 в промежуточной фазе 30 и толщина промежуточной фазы 30 изменяются в зависимости от значения t.

[0075]

На фиг. 3, когда концентрация R2 в промежуточной фазе 30 в 1,5 или более раза выше концентрации в основной фазе 10, можно отчетливо определить магнитную изоляцию. С другой стороны, даже если концентрация R2 в промежуточной фазе 30 будет в 8,0 раз выше, чем в основной фазе 10, эффект магнитной изоляции не будет предельным. Соответственно, концентрация R2 в промежуточной фазе 30 является предпочтительно выше, чем концентрация в основной фазе 10, в 1,5-8,0 раз. Концентрация R2 может быть выше в 1,5-5,0 раза или 1,5-3,0 раза.

[0076]

Для отчетливого распознавания функции в качестве промежуточной фазы 30 толщина промежуточной фазы 30, предпочтительно, составляет 2 нм или более, более предпочтительно 10 нм или более, наиболее предпочтительно 20 нм или более. С другой стороны, толщина промежуточной фазы 30 зависит от степени внедрения модификатора. Модификатор содержит М2, не способствующий намагничиванию, вследствие чего, если степень внедрения М2 будет слишком велика, объемная доля зернограничной фазы увеличивается, а намагниченность магнита 100 из редкоземельных металлов уменьшается. С этой точки зрения толщина промежуточной фазы 30 составляет, предпочтительно, 100 нм или менее, более предпочтительно, 70 нм или менее, наиболее предпочтительно, 40 нм или менее.

[0077]

<<Способ изготовления>>

Способ изготовления магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению раскрыт ниже.

[0078]

<Подготовка расплавленного металла>

На этом этапе подготавливают расплавленный металл, состав которого выражен формулой: (Ndx(Ce, La)(1-x-y)R1y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1s, с содержанием La в количестве от 1/9 до 3 раз по молярному отношению относительно Се. В альтернативном варианте может быть подготовлен расплавленный металл, содержащий La в количестве от 1/9 до 2 раз по молярному отношению относительно Се. Описание, касающееся элементов Nd, Се, La, R1, Fe, Со, В и М1 и величин х, у, р, q, r и s, является тем же, как и для магнита из редкоземельных металлов. В частности, если определенный компонент расходуется во время приготовления расплавленного металла или на следующем этапе, компонент можно смешивать с учетом расхода.

[0079]

Способы подготовки расплавленного металла не ограничиваются и включают в себя, например, индукционный нагрев сырья с использованием высокочастотного тока. Предпочтительно, расплавленный металл подготавливают в среде инертного газа, чтобы предотвратить окисление сырья при расплавлении или расплавленного металла при хранении.

[0080]

<Подготовка ленты>

Вышеописанный расплавленный металл закаливают с получением ленты. Поскольку основная фаза в ленте может быть нанокристаллизована, способ закалки не ограничивается и включает в себя, например, способ жидкостной закалки. Для нанокристаллизации основной фазы в ленте скорость охлаждения расплавленного металла может составлять, как правило, 1×102 K/сек или более, 1×103 K/сек или более, или 1×104 K/сек или более, и может быть 1×107 K/сек или менее, 1×106 K/сек или менее, или 1×105 K/сек или менее.

[0081]

В отношении условий способа жидкостной закалки, например, расплавленный металл выгружают в направлении медного одиночного валка в среде инертного газа при пониженном давлении (50 кПа или менее) для получения ленты, однако условия не ограничиваются вышесказанным.

[0082]

Температура выгрузки расплавленного металла может, как правило, составлять 1300°С или более, 1350°С или более, или 1400°С или более, и может быть 1600°С или менее, 1550°С или менее, или 1500°С или менее.

[0083]

Окружная скорость одиночного валка может составлять, как правило, 20 м/с или более, 24 м/с или более, или 28 м/с или более, и может быть 40 м/с или менее, 36 м/с или менее или 32 м/с или менее.

[0084]

<Подготовка отформованной заготовки>

Ленту, полученную жидкостным закаливанием, спрессовывают горячей обработкой для получения отформованной заготовки. Отформованную заготовку получают из нескольких лент. Способы прессования не ограничиваются и включают в себя, например, способ, в котором ленты загружают в матрицу и подвергают горячему прессованию. Перед горячим прессованием лента может быть измельчена в порошок с размером частиц до 10 μм или менее. Температура во время горячего прессования может соответствовать температуре, при которой получают отформованную заготовку, но также может быть температурой, при которой часть зернограничной фазы в ленте расплавляется, то есть лента может спекаться в жидкой фазе. Атмосфера во время горячего прессования предпочтительно представляет собой среду инертного газа, предотвращающую окисление ленты и отформованной заготовки. Кроме того, при горячем прессовании порошок, полученный путем измельчения ленты, можно спрессовать в порошковую заготовку, которая затем может быть подвергнута спеканию (включая спекание в жидкой фазе). [0085]

Давление во время горячего прессования может составлять, как правило, 200 Мпа или более, 300 Мпа или более, или 350 Мпа или более, и может быть 600 Мпа или менее, 500 МПа или менее или 450 Мпа или менее.

[0086]

Температура во время горячего прессования может составлять, как правило, 550°С или более, 600°С или более, или 630°С или более, и может быть 750°С или менее, 700°С или менее, или 670°С или менее.

[0087]

Время горячего прессования может составлять, как правило, 5 секунд или более, 20 секунд или более, или 40 секунд или более, и может быть 120 секунд или менее, 100 секунд или менее, или 80 секунд или менее.

[0088]

<Подготовка прессованной заготовки>

Вышеописанную отформованную заготовку дополнительно пластически обрабатывают горячей обработкой для получения прессованной заготовки (пластически деформированной заготовки). Способ горячей пластической обработки (в дальнейшем также называемый просто «пластической обработкой») не имеет особых ограничений при условии получения в результате прессованной заготовки, обладающей анизотропией. Способ включает в себя, например, способ, в котором отформованную заготовку загружают в форму из твердого сплава и пластически обрабатывают с коэффициентом сжатия от 10 до 75%. Способы пластической обработки включают в себя осаживание, обратное прессование и т.п. Коэффициент сжатия может быть установлен для получения требуемой анизотропии. Температура во время пластической обработки может быть установлена таким образом, чтобы прессованная заготовка не разрушалась, и кристаллическое зерно в прессованной заготовке не укрупнялось.

[0089]

Коэффициент сжатия во время пластической обработки может составлять, как правило, 10% или более, 30% или более, 50% или более, или 60% или более, и может быть 75% или менее, 70% или менее, или 65% или менее.

[0090]

Температура во время пластической обработки может составлять 650°С или более, 700°С или более, или 720°С или более, и может быть 850°С или менее, 800°С или менее, или 770°С или менее.

[0091]

Скорость деформирования во время пластической обработки может составлять 0,001/с или более, 0,01/с или более, 0,1/с или более, или 1,0/с или более, и может быть 10,0/с или менее, 5,0/с или менее, или 3,0/с или менее.

[0092]

Хотя это и не подтверждено теорией, считается, что во время пластической обработки внутри отформованной заготовки образуются следующие элементы. Отформованная заготовка содержит основную фазу 10 и зернограничную фазу 20, присутствующую вокруг основной фазы 10 (см. фиг. 2). Когда отформованную заготовку подвергают пластической обработке, основная фаза 10 деформируется. В это время, по меньшей мере, в части основной фазы 10 вследствие деформации, вероятно, образуется участок с возможностью прямого контакта между основными фазами 10. Эта контактная часть может образовывать начальную точку укрупнения зерна основной фазы 10. Если скорость деформирования во время пластической обработки низкая, зерно основной фазы 10 легко укрупняется от контактной части, как начальной точки. Пластическую обработку выполняют в виде горячей обработки и, следовательно, когда скорость деформирования низкая, это означает, что вышеописанная контактная часть будет подвергаться воздействию высокой температуры в течение длительного времени. Следовательно, через контактную часть проявляется атомная диффузия, и основная фаза 10 подвергается росту зерен. С другой стороны, на начальном этапе пластической обработки Се и La, в частности, La, вытесняются в зернограничную фазу 20 из основной фазы 10. Во время деформирования основной фазы 10 в результате вытеснения Се и La, Се и La проникают между основными фазами 10, и образование вышеупомянутой контактной части подавляется. Кроме того, вследствие вытеснения Се и La температура плавления зернограничной фазы 20 снижается. Пластическую обработку выполняют при температуре, позволяющей расплавить, по меньшей мере, одну зернограничную фазу 20. Снижение температуры плавления зернограничной фазы 20 приводит к снижению вязкости расплава зернограничной фазы 20 при пластической обработке. В результате основная фаза 10, подвергающаяся деформации, легко вращается в расплаве, что облегчает ориентацию основной фазы 10 в определенном направлении. Поэтому при низкой скорости деформирования, обычно даже при скорости деформирования от 0,001/с или более и менее, чем 0,01/с, укрупнение зерна основной фазы 10 ограничивают с целью подавления снижения коэрцитивной силы, и в то же время ориентацию основной фазы 10 изменяют для улучшения намагниченности. С этой точки зрения скорость деформирования может составлять от 0,001/с до 0,008/с или от 0,001/с до 0,005/с.

[0093]

Полученная таким образом прессованная заготовка может быть использована непосредственно в качестве магнита из редкоземельных металлов, или для использования прессованной заготовки в качестве основы для магнита из редкоземельных металлов, могут быть выполнены следующие этапы.

[0094]

<Подготовка модификатора>

Модификатор, содержащий сплав, состав которого выражен формулой: R2zR3wM21-z-w, подготавливается. Описание, касающееся R2 и R3 и величины w, соответствует их описанию для магнита из редкоземельных металлов.

[0095]

М2 обозначает легирующий элемент, предназначенный для уменьшения температуры плавления R2zR3wM21-z-w до уровня ниже температуры плавления R2 путем введения элементов R2 и R3 и постоянного примесного элемента. Благодаря этому элементу сплав в модификаторе может быть расплавлен, даже если температура раскрытой ниже термообработки не будет чрезмерно повышена. В результате, сплав в модификаторе может быть внедрен в основу магнита из редкоземельных металлов, без укрупнения структуры основы магнита из редкоземельных металлов. М2 может содержать постоянный примесный элемент.Под постоянным примесным элементом понимают примесный элемент, неизбежно входящий в состав или требующий значительного увеличения стоимости производства для его исключения, в частности, примесный элемент, содержащийся в сырье.

[0096]

В качестве М2 предпочтительными являются один или более элементов, выбранных из Cu, Al и Со и постоянный элемент, поскольку Cu, Al и Со оказывают незначительное неблагоприятное воздействие на магнитные и иные свойства магнита из редкоземельных металлов.

[0097]

Сплав, состав которого выражен формулой: R2zR3wM21-z-w, включает сплав Nd-Cu, сплав Pr-Cu, сплав Nd-Pr-Cu, сплав Nd-Al, сплав Pr-Al, сплав Nd-Pr-Al, сплав Nd-Co, сплав Pr-Со и сплав Nd-Pr-Co.

[0098]

Относительное содержание z для R2 описывается. Если z составляет 0,50 или более, содержание R2 в сплаве велико, поэтому R2 легко внедряется в основную фазу 10 и промежуточную фазу 30. С этой точки зрения величина z, предпочтительно, составляет 0,55 или более, более предпочтительно 0,60 или более. С другой стороны, если z составляет 0,80 или менее, температура плавления сплава в модификаторе соответствующим образом снижается, и в свою очередь, температура раскрытой ниже термообработки сделана соответствующей. В результате, структуру основы магнита из редкоземельных металлов можно предохранить от укрупнения. С точки зрения обеспечения подходящей температуры плавления сплава z, предпочтительно, составляет 0,75 или менее, более предпочтительно, 0,70 или менее. Если R2 представляет собой два и более элемента, z является их суммой. То же самое справедливо в отношении М2.

[0099]

Способы изготовления модификатора, по существу, не ограничены. Способ изготовления модификатора включает способ литья, способ жидкостной закалки и т.п.С точки зрения того, что состав сплава меньше изменяется в зависимости от области модификатора, а содержание примеси, в частности, оксидов, невелико, предпочтительным является способ жидкостной закалки.

[0100]

Степень внедрения сплава в модификаторе обозначают, как t (ат. %) в формуле общего состава. Если t составляет 0,05 ат. % или более, влияние внедрения модификатора проявляется, например, в улучшении магнитных свойств. Для отчетливого распознавания промежуточной фазы 30, как показано на фиг. 3, t составляет, предпочтительно, 0,1 ат. % или более, более предпочтительно, 1,0 ат. % или более, еще более предпочтительно, 1,5 ат. % или более. С другой стороны, модификатор содержит М2, поэтому, если степень внедрения модификатора является чрезмерной, намагниченность магнита из редкоземельных металлов после внедрения модификатора уменьшается. Если t составляет 10,0 ат. % или менее, уменьшение намагниченности не представляет практической проблемы. С этой точки зрения t составляет, предпочтительно, 9,0 ат. % или менее, более предпочтительно, 8,0 ат. % или менее, еще более предпочтительно, 7,0 ат. % или менее.

[0101]

<Подготовка контактной заготовки>

Основу магнита из редкоземельных металлов и модификатор вводят в соприкосновение друг с другом для получения контактной заготовки. Под основой магнита из редкоземельных металлов понимают вышеописанную прессованную заготовку. В это время, по меньшей мере, одну поверхность основы магнита из редкоземельных металлов и, по меньшей мере, одну поверхность модификатора вводят в соприкосновение друг с другом.

[0102]

<Термообработка>

Вышеуказанную контактную заготовку подвергают термообработке для внедрения расплава модификатора внутрь основы магнита из редкоземельных металлов. Таким образом, расплав модификатора достигает поверхностной части основной фазы через зернограничную фазу основы магнита из редкоземельных металлов, и R2 в модификаторе внедряют в основную фазу, образуя промежуточную фазу.

[0103]

Температура термообработки, в частности, не ограничена при условии, что модификатор расплавляется, и расплав модификатора может быть внедрен в основную фазу основы магнита из редкоземельных металлов.

[0104]

Поскольку температура термообработки выше, расплав модификатора, в частности, R2, более легко внедряется в основную фазу основы магнита из редкоземельных металлов. С этой точки зрения температура термообработки составляет, предпочтительно, 580°С или более, более предпочтительно, 600°С или более, еще более предпочтительно, 620°С или более. С другой стороны, поскольку температура термообработки ниже, структура основы магнита из редкоземельных металлов, в частности, основной фазы, будет ограничена с большей вероятностью от укрупнения. С этой точки зрения температура термообработки предпочтительно составляет 800°С или менее, более предпочтительно, 775°С или менее, еще более предпочтительно, 725°С или менее.

[0105]

Атмосфера термообработки, по существу, не ограничена, но с точки зрения предотвращения окисления основы магнита из редкоземельных металлов и модификатора предпочтительна атмосфера инертного газа.

[Примеры]

[0106]

Магнит из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению и способ его изготовления раскрыты ниже более подробно со ссылкой на примеры. Кроме того, магнит из редкоземельных металлов в соответствии с настоящим изобретением и способ его изготовления не ограничиваются условиями, используемыми в следующих примерах.

[0107]

<Подготовка образцов для примеров 1-26>

Сначала подготавливают основу магнита из редкоземельных металлов. Расплавленный сплав, состав которого выражен формулой R13.11Fe80.43Cu0.10B5.99Ga0.37, подвергают жидкостной закалке способом одиночного валка для получения ленты. R указан в таблице 1-1 ниже. В отношении условий жидкостной закалки температура расплавленного сплава (температура выгрузки) составила 1420°С, а окружная скорость валка - 30 м/с.В это время скорость охлаждения расплавленного сплава составляла 106 К/сек. Жидкостную закалку выполняли в среде аргона при пониженном давлении. Исследование на просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ) подтвердило, что лента нанокристаллизовалась.

[0108]

Ленту грубо измельчили в порошок, и порошок был загружен в матрицу, обработан давлением и нагрет до получения отформованной заготовки. В отношении условий обработки давлением и нагрева приложенное давление составило 400 МПа, температура нагревания составила 650°С, а время выдержки под давлением и нагревом составило 60 секунд.

[0109]

Отформованную заготовку подвергли горячей высадке (горячей пластической обработке) для получения прессованной заготовки (пластически деформированной заготовки). При горячей пластической обработке образец высотой 15 мм был сжат до 4,5 мм. В отношении условий горячей высадки рабочая температура составила 780°С, скорость деформирования - 0,01/с, а коэффициент сжатия - 70%. Исследование на сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) подтвердило, что прессованная заготовка содержит ориентированные нанокристаллы. Эта прессованная заготовка использовалась в качестве основы магнита из редкоземельных металлов.

[0110]

В качестве модификатора подготовлен сплав Nd70Cu30. Порошок Nd и порошок Cu, изготовленные компанией Kojundo Chemical Lab. Co., Ltd., был взвешен, расплавлен в дуговой печи и подвергнут жидкостной закалке для получения ленты.

[0111]

Основу магнита из редкоземельных металлов и модификатор привели в соприкосновение друг с другом и подвергли термообработке в нагревательной печи. Количество модификатора составило 1,59 ат. %, 3,72 ат. % и 5,32 ат. % относительно основы магнита из редкоземельных металлов (см. таблицу 1-1). В отношении условий термообработки температура термообработки составила 625°С, а длительность термообработки - 165 минут.

[0112]

<Подготовка образца сравнительного примера 1>

Образец был подготовлен таким же образом, как и в примерах 1-26, за исключением того, что состав сплава для основы магнита из редкоземельных металлов имел формулу Nd13.11Fe80.43Cu0.10B5.99Ga0.37, а модификатор не был внедрен в основу магнита из редкоземельных металлов.

[0113]

<Подготовка образцов для примеров 27-32>

Образцы были подготовлены таким же образом, как и для примеров 1-26 за исключением того, что R основы магнита из редкоземельных металлов был изменен согласно таблице 1-3.

[0114]

<Подготовка образцов для примеров 33-36>

Образцы были подготовлены таким же образом, как и для примеров 1-26, за исключением того, что R основы магнита из редкоземельных металлов был изменен согласно таблице 1-3 а модификатор не был внедрен в основу магнита из редкоземельных металлов.

[0115]

<Подготовка образцов для примеров 37 и 38>

Образцы были подготовлены таким же образом, как и для примеров 1-26, за исключением того, что состав сплава для основы магнита из редкоземельных металлов имел формулу R13.11Fe80.80Cu0.10B5.99, a R основы магнита из редкоземельных металлов был изменен согласно таблице 1-3.

[0116]

<Подготовка образца для примера 39>

Образец был подготовлен таким же образом, как и для примера 6 за исключением того, что скорость деформирования во время горячей высадки отформованной заготовки была изменена на 0,001/с.

[0117]

<Подготовка образца для примера 40>

Образец был подготовлен таким же образом, как и для примера 12 за исключением того, что скорость деформирования во время горячей высадки отформованной заготовки изменили на 0,001/с.

[0118]

<Подготовка образца сравнительного примера 2>

Образец был подготовлен таким же образом, как и для примеров 1-26, за исключением того, что состав сплава для изготовления основы магнита из редкоземельных металлов имел формулу Nd13.11Fe80.43Cu0.10B5.99Ga0.37.

[0119]

<Подготовка образцов для сравнительных примеров 3-7>

Образцы были подготовлены таким же образом, как и для примеров 1-26 за исключением того, что R основы магнита из редкоземельных металлов был изменен согласно таблице 1-3.

[0120]

<Подготовка образцов для сравнительного примера 8>

Образец для сравнительного примера 8 был подготовлен таким же образом, как и для сравнительного примера 1, за исключением того, что R основы магнита из редкоземельных металлов был изменен согласно таблице 1-3.

[0121]

<Подготовка образцов для сравнительного примера 9>

Образец для сравнительного примера 9 был подготовлен таким же образом, как и для сравнительного примера 2, за исключением того, что R основы магнита из редкоземельных металлов был изменен согласно таблице 1-3, а степень внедрения модификатора составила 3,72 ат. % относительно основы магнита из редкоземельных металлов. Образец для сравнительного примера 9 является таким же, как и образец, в котором модификатор на 3,72 ат. % внедрен в образец для сравнительного примера 8.

[0122]

<Подготовка образцов для сравнительных примеров 10>

Образец для сравнительного примера 10 был подготовлен таким же образом, как и для сравнительного примера 1 за исключением того, что R основы магнита из редкоземельных металлов был изменен согласно таблице 1-3.

[0123]

<Подготовка образцов для сравнительных примеров 11>

Образец для сравнительного примера 11 был подготовлен таким же образом, как и для сравнительного примера 2 за исключением того, что R основы магнита из редкоземельных металлов был изменен согласно таблице 1-3, а степень внедрения модификатора составила 3,72 ат. % относительно основы магнита из редкоземельных металлов. Образец для сравнительного примера 11 является таким же, как и образец, в котором модификатор на 3,72 ат. % внедрен в образец для сравнительного примера 10.

[0124]

<Подготовка образцов для сравнительных примеров 12>

Образец для сравнительного примера 12 был подготовлен таким же образом, как и в сравнительном примере 2, за исключением того, что R основы магнита из редкоземельных металлов был изменен согласно таблице 1-3, а степень внедрения модификатора составила 3,72 ат. % относительно основы магнита из редкоземельных металлов.

[0125]

<Анализ>

В соответствии с образцами из примеров 1-40 и сравнительных примеров 1-12 была измерена коэрцитивная сила и остаточная намагниченность. При измерении использовалось устройство измерения магнитных свойств с импульсным возбуждением (максимальное приложенное магнитное поле: 15Т), произведенное компанией Toei Industry Co., Ltd. Коэрцитивная сила и остаточная намагниченность измерялись при 23°С, 100°С, 140°С и 160°С.

[0126]

Результаты приведены в таблицах 1-1 - 1-4 и таблицах 2-1 и 2-2. В таблице 1-1 и таблице 1-3 состав каждого образца показан вместе. Для коэрцитивной силы и остаточной намагниченности градиент ΔНс от 23 до 160°С и градиент ΔBr от 23 до 160°С показаны вместе, соответственно. В Таблице 2-1 условия горячей высадки и средний размер зерна показаны вместе. В данном случае под средним размером зерна понимают средний размер t кристаллического зерна, состоящего из основной фазы 10 и промежуточной фазы 30 (см. фиг. 3). Фиг. 4 представляет собой график, иллюстрирующий соответствие между температурой и коэрцитивной силой для образцов из примера 15 и сравнительного примера 1. Фиг. 5 представляет собой график, иллюстрирующий соответствие между температурой и остаточной намагниченностью для образов из примера 15 и сравнительного примера 1.

[0127]

В отношении образцов из примеров 6, 12, 17, 39 и 40 структура рассматривалась с использованием сканирующего трансмиссионного электронного микроскопа (STEM) и был выполнен компонентный анализ (анализ EDX).

[0128]

На фигурах с 6 по 26 представлены результаты анализа. В том числе на фиг. 6-14 - результаты анализа, относящиеся к примерам и сравнительным примерам, показанным в таблицах с 1-1 по 1-4, а на фиг. 15-26 - результаты анализа, относящиеся к примерам, показанным в таблицах 2-1 и 2-2.

[0129]

Фиг. 6 представляет собой схему, иллюстрирующую местоположения для исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 6. Фиг. 7 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 6 (первое поле обзора). Фиг. 8 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 6 (второе поле обзора). Фиг. 9 представляет собой схему, иллюстрирующую местоположения для исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 12. Фиг. 10 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 12 (первое поле обзора). Фиг. 11 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 12 (второе поле обзора). Фиг. 12 представляет собой схему, иллюстрирующую местоположения для исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 17. Фиг. 13 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 17 (первое поле обзора). Фиг. 14 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты исследования структуры и анализа состава относительно образца из примера 17 (второе поле обзора).

[0130]

Фиг. 15 представляет собой схему, иллюстрирующую пример размера кристаллического зерна t относительно образца из примера 39. Фиг. 16 представляет собой схему, иллюстрирующую пример размера кристаллического зерна t относительно образца из примера 40. Фиг. 17 представляет собой схему, иллюстрирующую пример размера кристаллического зерна t относительно образца из примера 6. Фиг. 18 представляет собой схему, иллюстрирующую пример размера кристаллического зерна t относительно образца из примера 12. На каждой из фиг. 15-18 средний размер зерна по таблице 2 является средним из соответствующих размеров t кристаллических зерен, включенных в поле обзора.

[0131]

Фиг. 19 представляет собой схему, иллюстрирующую результаты исследования структуры и местоположения для анализа состава относительно образца из примера 39. Фиг. 20 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты анализа состава в местоположении, обозначенном белой линией на Фиг. 19. Фиг. 21 представляет собой схему, иллюстрирующую результаты исследования структуры и местоположения для анализа состава относительно образца из примера 40. Фиг. 22 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты анализа состава в местоположении, обозначенном белой линией на Фиг. 21. Фиг. 23 представляет собой схему, иллюстрирующую результаты исследования структуры и местоположения для анализа состава относительно образца из примера 6. Фиг. 24 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую результаты анализа состава в местоположении, обозначенном белой линией на Фиг. 23. Фиг. 25 представляет собой схему, иллюстрирующую результаты исследования структуры и местоположения для анализа состава относительно образца из примера 12. Фиг. 26 представляет собой диаграмму, иллюстрирующая результаты анализа состава в местоположении, обозначенном белой линией на Фиг. 25. Кроме того, в отношении примеров 39, 40, 6 и 12 пиковые концентрации La и Се в зернограничной фазе и их общая пиковая концентрация определяются на фиг. 20, 22, 24 и 26, а результаты сведены в таблицу 3.

[0132]

[Таблица 1-1]

[Таблица 1-2]

[0133]

[Таблица 1-3]

[Таблица 1-4]

[0134]

На основании данных в таблицах с 1-1 по 1-4 можно подтвердить, что во всех образцах для примеров с 1 по 38 абсолютное значение ΔНс меньше, чем в сравнительных примерах с 1 по 4. Кроме того, можно подтвердить, что во всех образцах для примеров с 1 по 38 абсолютное значение ΔBr очень мало. Кроме того, можно подтвердить большое снижение намагниченности при высоких температурах в сравнительных примерах с 5 по 7. Эти результаты могут подтвердить, что в магните из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению снижение коэрцитивной силы при высоких температурах может быть подавлено, без оказания существенного влияния на намагниченность. То же самое может быть подтверждено на фиг. 4 и 5. Кроме того, по чертежам с фиг. 6 по фиг. 11 можно подтвердить образование промежуточной фазы 30.

[0135]

В отношении образцов, в которых внедряется модификатор образцы из примеров с 1 по 32 и примеров 37 и 38 сравниваются с образцами из сравнительных примеров 9, 11 и 12. Таким образом, можно подтвердить, что относительно редкоземельных элементов, абсолютное значение ΔНс меньше в образцах из примеров с 1 по 32 и примеров 37 и 38, содержащих Nd, Се и La, чем в образцах из сравнительных примеров 9, 11 и 12, содержащих только Nd и La. В отношении образцов без внедрения модификатора то же самое можно подтвердить при сравнении образцов примеров с 33 по 36 и сравнительных примеров 8 и 10.

[0136]

[Таблица 2-1]

[Таблица 2-2]

[0137]

[Таблица 3]

[0138]

На основании таблицы 2 можно подтвердить, что даже когда скорость деформирования является низкой, увеличение среднего размера кристаллического зерна подавляется, вследствие чего коэрцитивная сила не снижается. Кроме того, можно подтвердить, что когда скорость деформирования является низкой, намагниченность усиливается. Кроме того, на основании таблицы 3 можно подтвердить, что концентрации Се и La, в частности La, в зернограничной фазе 20 при низкой скорости деформирования являются высокими, по сравнению со случаем, когда скорость деформирования является высокой, а поддержание коэрцитивной силы и повышение намагниченности, возможно, имеют большое соответствие с вытеснением Се и La в зернограничную фазу 20 из основной фазы 10.

[0139]

Исходя из вышеприведенных результатов можно подтвердить полезные эффекты магнита из редкоземельных металлов согласно настоящему изобретению и способа его изготовления.

[Описание нумерации ссылочных позиций]

[0140]

10 Основная фаза

20 Зернограничная фаза

30 Промежуточная фаза

100 Магнит из редкоземельных металлов (основа)

1.Магнит из редкоземельных металлов, содержащий:

основную фазу и

зернограничную фазу, содержащуюся вокруг основной фазы,

общий состав которого выражен формулой: Ndx(Ce, La)(1-x-y)R1y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1s⋅(R2zR3wM21-z-w)t,

где R1 является одним или несколькими элементами, выбранными из редкоземельных элементов иных, чем Nd, Се и La, R2 является одним или несколькими элементами, выбранными из Pr, Nd, Pm, Sm, Eu и Gd, R3 является одним или несколькими элементами, выбранными из редкоземельных элементов иных, чем R2, М1 представляет один или несколько элементов, выбранных из ряда Ga, Al, Cu, Au, Ag, Zn, In и Mn, и постоянный примесный элемент, М2 представляет легирующий элемент для снижения температуры плавления R2zR3wM21-z-w до уровня ниже температуры плавления R2 за счет легирования R2 и R3, и постоянный примесный элемент,

причем р, q, r, s и t в ат. % составляют:

5,0≤р≤20,0,

0≤q≤8,0,

4,0≤r≤6,5,

0≤s≤2,0 и

0≤t≤10,0 и

причем х, у, z и w в молярных долях составляют

0,4≤х≤0,8,

0≤у≤0,1,

0,5≤z≤0,8 и

0≤w≤0,1) и

при этом La содержится в количестве от 1/9 до 3 раз по молярному отношению к Се.

2.Магнит из редкоземельных металлов по п. 1, в котором La содержится в количестве от 1/9 до 2 раз по молярному отношению к Се.

3.Магнит из редкоземельных металлов по п. 1 или 2,

в котором дополнительно предусмотрена промежуточная фаза между основной фазой и зернограничной фазой,

в котором t составляет 0,l≤t≤10,0 и

в котором концентрация R2 в промежуточной фазе выше, чем в основной фазе.

4.Магнит из редкоземельных металлов по любому из пп. 1-3, в котором R2 представляет собой Nd.

5.Магнит из редкоземельных металлов по п. 3 или 4, в котором концентрация R2 в основной фазе в 1,5-8,0 раз выше, чем в промежуточной фазе.

6.Магнит из редкоземельных металлов по любому из пп. 3-5, в котором толщина промежуточной фазы составляет от 2 до 100 нм.

7.Способ изготовления магнита из редкоземельных металлов, содержащий:

приготовление расплавленного металла, имеющего состав, представленный формулой: Ndx(Ce, La)(1-x-y)R1y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1s,

где R1 является одним или несколькими элементами, выбранными из редкоземельных элементов, иных, чем Nd, Се и La, М1 представляет один или несколько элементов, выбранных из ряда Ga, Al, Cu, Au, Ag, Zn, In и Mn, и постоянный примесный элемент,

причем р, q, r и s в ат. % составляют:

5,0≤р≤20,0,

0≤q≤8,0,

4,0≤r≤6,5 и

0≤s≤2,0 и

причем х и у в молярных долях составляют

0,4≤х≤0,8 и

0≤у≤0,1 и

при этом La содержится в количестве от 1/9 до 3 раз по молярному отношению к Се, и

охлаждение расплавленного металла с получением ленты,

прессование нескольких лент горячей обработкой с получением отформованной заготовки и

прессование отформованной заготовки горячей обработкой с получением прессованной заготовки.

8.Способ по п. 7, в котором расплавленный металл содержит La в количестве от 1/9 до 2 раз по молярному отношению к Се.

9.Способ по п. 7 или 8, содержащий следующие этапы:

приготовление модификатора, содержащего сплав, представленный формулой: R2zR3wM21z-w,

где R2 является одним или несколькими элементами, выбранными из Pr, Nd, Pm, Sm, Eu и Gd, R3 является одним или несколькими элементами, выбранными из редкоземельных элементов, иных, чем R2, М2 является легирующим элементом для снижения температуры плавления R2zR3wM21-z-w до уровня ниже температуры плавления R2 за счет легирования R2 и R3, и постоянный примесный элемент, и

причем z и w в молярных долях составляют 0,5≤z≤0,8 и 0≤w≤0,1,

введение прессованной заготовки и модификатора в соприкосновение для получения контактного элемента, и

термообработка контактного элемента в целях внедрения расплава модификатора внутрь прессованной заготовки.

10.Способ по п. 9, в котором R2 представляет собой Nd.

11.Способ по любому из пп. 7-10,

в котором отформованную заготовку сжимают со скоростью деформирования 0,001/с или более, и менее, чем 0,01/с, коэффициентом сжатия от 50 до 70% и при температуре от 700 до 800°С для получения прессованной заготовки.



 

Похожие патенты:

Изобретение относится к спеченному магниту на основе R-Fe-B и к способу его получения. Спеченный магнит R-Fe-B состоит в основном из 12-17 ат.% Nd, Pr и R, 0,1-3 ат.% M1, 0,05-0,5 ат.% M2, 4,8+2*m - 5,9+2*m ат.% B, и остальное - Fe, содержащий интерметаллическое соединение R2(Fe,(Co))14B в качестве основной фазы и имеющий структуру сердечник/оболочка, в которой основная фаза покрыта фазами границ зерен.

Данное изобретение относится к спеченному магниту на основе R-Fe-B и к способу его получения. Спеченный магнит R-Fe-B состоит в основном из 12-17 ат.% Nd, Pr и R, 0,1-3 ат.% M1, 0,05-0,5 ат.% M2, 4,8+2×m-5,9+2×m ат.% B и остальное Fe, содержит интерметаллическое соединение R2(Fe,(Co))14B в качестве основной фазы и имеет структуру сердечника/оболочки, в которой основная фаза покрыта фазами границ зерен, содержащими аморфную и/или нанокристаллическую фазу R-Fe(Co)-M1 с размерами кристаллов меньше 10 нм, состоящую в основном из 25-35 ат.% R, 2-8 ат.% M1, до 8 ат.% Co и остальное Fe, или фазу R-Fe(Co)-M1 и кристаллическую или нанокристаллическую с размером частиц меньше 10 нм, и аморфную фазу R-M1, имеющую по меньшей мере 50 ат.% R, причем площадь поверхности покрытия из фазы R-Fe(Co)-M1 на основной фазе составляет по меньшей мере 50%, ширина фазы границы зерна составляет по меньшей мере 10 нм и по меньшей мере 50 нм в среднем.

Изобретение относится к электротехнике. По заранее заданным параметрам изменения напряженности магнитного поля полюсов постоянных магнитов и конфигурации его поверхности изготавливают постоянные магниты из порошков с различными магнитными свойствами, размещают их в полости пресс-формы, прессуют порошки в магнитном поле, спекают и проводят термообработку.

Изобретение относится к электротехнике. По заранее заданным параметрам изменения напряженности магнитного поля полюсов постоянных магнитов и конфигурации его поверхности изготавливают постоянные магниты из порошков с различными магнитными свойствами, размещают их в полости пресс-формы, прессуют порошки в магнитном поле, спекают и проводят термообработку.

Изобретение относится к способу обработки вырубкой многослойного железного сердечника и способу изготовления многослойного железного сердечника. Последовательно подают по меньшей мере два листа стали в форму и осуществляют по меньшей мере вырубку расположенных стопкой листов стали.

Изобретение относится к устройству для изготовления шихтованного сердечника и способу его изготовления. Устройство содержит узел наложения друг на друга множества материалов шихтованных сердечников, узел корректировки положения краев, узел препятствования подъему и оборудование для вырубки.

Изобретение относится к области электротехники, в частности к способу изготовления катушки индуктивности. Технический результат состоит в предотвращении повышения температуры обмотки катушки индуктивности при склеивании вместе двух сегментов сердечника.

Изобретение относится к изготовлению слоистого сердечника. Изобретение касается установки для изготовления слоистого сердечника, предназначенной для изготовления по меньшей мере одной вырубленной заготовки из множества материалов слоистого сердечника, используемых для изготовления слоистого сердечника, содержащей устройство для вырубки, выполненное с возможностью вырубки множества материалов слоистого сердечника, наложенных один на другой посредством устройства для наложения материалов слоистого сердечника, которые подвергнуты операции выравнивания положений кромок посредством устройства для выравнивания кромок, которые подвергнуты операции предотвращения выпучивания посредством средства предотвращения выпучивания и которые подвергнуты операции коррекции положений кромок посредством устройства для коррекции положений кромок, таким образом, чтобы получить вырубленную заготовку.

Изобретение относится к редкоземельному магниту R-Fe-B (R - это редкоземельный элемент) и способу его производства. В частности, изобретение относится к редкоземельному магниту (Ce,La)-Fe-B и способу его производства.

Изобретение относится к материалу для изготовления пластинчатого стального сердечника и решает задачу уменьшения коэффициента заполнения пластинчатого стального сердечника за счет утончения адгезионного слоя между стальными листами.

Изобретение относится к редкоземельному магниту, содержащему магнитную фазу, имеющую состав, представленный посредством RT5 (R представляет собой редкоземельный элемент, а T представляет собой переходный элемент-металл), и к способу его изготовления.

Изобретение относится к спеченному магниту на основе R-Fe-B и к способу его получения. Спеченный магнит R-Fe-B состоит в основном из 12-17 ат.% Nd, Pr и R, 0,1-3 ат.% M1, 0,05-0,5 ат.% M2, 4,8+2*m - 5,9+2*m ат.% B, и остальное - Fe, содержащий интерметаллическое соединение R2(Fe,(Co))14B в качестве основной фазы и имеющий структуру сердечник/оболочка, в которой основная фаза покрыта фазами границ зерен.

Данное изобретение относится к спеченному магниту на основе R-Fe-B и к способу его получения. Спеченный магнит R-Fe-B состоит в основном из 12-17 ат.% Nd, Pr и R, 0,1-3 ат.% M1, 0,05-0,5 ат.% M2, 4,8+2×m-5,9+2×m ат.% B и остальное Fe, содержит интерметаллическое соединение R2(Fe,(Co))14B в качестве основной фазы и имеет структуру сердечника/оболочки, в которой основная фаза покрыта фазами границ зерен, содержащими аморфную и/или нанокристаллическую фазу R-Fe(Co)-M1 с размерами кристаллов меньше 10 нм, состоящую в основном из 25-35 ат.% R, 2-8 ат.% M1, до 8 ат.% Co и остальное Fe, или фазу R-Fe(Co)-M1 и кристаллическую или нанокристаллическую с размером частиц меньше 10 нм, и аморфную фазу R-M1, имеющую по меньшей мере 50 ат.% R, причем площадь поверхности покрытия из фазы R-Fe(Co)-M1 на основной фазе составляет по меньшей мере 50%, ширина фазы границы зерна составляет по меньшей мере 10 нм и по меньшей мере 50 нм в среднем.

Изобретение относится к области металлургии. Для получения текстурированного стального листа из электротехнической стали, обладающего улучшенными магнитными свойствами, способ включает нагрев стального сляба в температурном диапазоне 1300°С и менее, горячую прокатку стального сляба для получения горячекатаного стального листа, необязательно отжиг горячекатаного листа в зоне горячих состояний, проведение для горячекатаного стального листа после горячей прокатки или после отжига в зоне горячих состояний однократной, или двукратной, или многократной холодной прокатки с промежуточным отжигом между ними для получения холоднокатаного стального листа конечной толщины и проведение для холоднокатаного стального листа первичного рекристаллизационного отжига и вторичного рекристаллизационного отжига, причем в случае отсутствия промежуточного отжига горячекатаный стальной лист подвергают отжигу в зоне горячих состояний, при котором нагрев проводят при скорости, составляющей 10°С/с и менее, в течение периода времени в диапазоне от 10 секунд и более до 120 секунд и менее в температурном диапазоне от 700°С и более до 950°С и менее, а в случае проведения промежуточного отжига нагрев при конечном промежуточном отжиге проводят при скорости, составляющей 10°С/с и менее, в течение периода времени в диапазоне от 10 секунд и более до 120 секунд и менее в температурном диапазоне от 700°С и более до 950°С и менее.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к листу из нетекстурированной электротехнической стали, используемому в качестве материала железных сердечников двигателей.

Изобретение относится к области металлургии. Для снижения колебаний величины показателя потерь в железе материалов и стабильного получения хороших свойств потерь в железе способ получения листа электротехнической стали с ориентированной структурой, включает обработку по измельчению магнитной доменной структуры посредством облучения электронным пучком, выполняемую в вакуумной камере пониженного давления, поверхности листа, подвергшегося окончательному отжигу, при этом создают перед облучением электронным пучком листа электротехнической стали, смотанного в рулон, осуществляют его нагрев до 50°C или выше, а затем охлаждение листа таким образом, чтобы во время входа в вакуумную камеру пониженного давления лист имел температуру ниже 50°C.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к электротехническому стальному листу с ориентированной зеренной структурой, используемому в качестве материала сердечников трансформаторов.

Изобретение относится к магниту из редкоземельных металлов, в частности магниту из редкоземельных металлов, содержащему Sm, Fe и N, а также к способу его производства. Магнит из редкоземельных металлов содержит магнитную фазу, включающую в себя Sm, Fe и N.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к листу нетекстурированной электротехнической стали, используемому в качестве материала стального сердечника высокоэффективного асинхронного двигателя.

Изобретение относится к изготовлению постоянных магнитов на основе сплавов Nd-Fe-B. Способ включает прессование заготовок, их механическую обработку, нанесение на поверхность слоя алюминия толщиной 10-15 мкм холодным газодинамическим напылением и термообработку в расплаве солей с последующим охлаждением.

Изобретение относится к области металлургии. Для получения текстурированного листа из электротехнической стали, обладающего лучшими магнитными свойствами, способ включает нагрев стального сляба до температуры 1300°С и менее, горячую прокатку стального сляба для получения горячекатаного стального листа, отжиг горячекатаного стального листа в зоне горячих состояний, однократную, или двукратную, или многократную холодную прокатку с промежуточным отжигом между ними для получения холоднокатаного стального листа конечной толщины, первичный рекристаллизационный отжиг, нанесение отжигового сепаратора на поверхность холоднокатаного стального листа после первичного рекристаллизационного отжига и вторичный рекристаллизационный отжиг, причем при отжиге в зоне горячих состояний средняя скорость нагрева от обычной температуры до 400°С составляет 50°С/с и более, а время для достижения 900°С от 400°С составляет 100 с и менее. 1 з.п. ф-лы, 2 ил., 2 табл.

Изобретение относится к магниту из редкоземельных металлов на основе R-Fe-B, и способу его изготовления. Магнит из редкоземельных металлов содержит основную фазу и зернограничную фазу, расположенную вокруг основной фазы, общий состав выражен формулой: R1y)pFeCoqBrM1s⋅t, где R1 является одним или несколькими элементами, выбранными из редкоземельных элементов, иных, чем Nd, Се и La, R2 является одним или несколькими элементами, выбранными из ряда Pr, Nd, Pm, Sm, Eu и Gd, R3 является одним или несколькими элементами, выбранными из редкоземельных элементов, иных, чем R2, М1 и М2 являются предварительно определенным элементом, 5,0≤р≤20,0, 0≤q≤8,0, 4,0≤r≤6,5, 0≤s≤2,0, 0≤t≤10,0, 0,4≤x≤0,8, 0≤у≤0,1, 0,5≤z≤0,8 и 0≤w≤0,1, и La содержится в количестве от 19 до 3 раз по молярному отношению к Се. Изобретение позволяет создавать магнит из редкоземельных металлов защищенный от снижения коэрцитивной силы даже при высоких температурах. 2 н. и 9 з.п. ф-лы, 26 ил., 3 табл.

Наверх