Материалы r-fe-b постоянных магнитов и способы их получения - RU2113742C1

Чертежи

Описание

Изобретение касается постоянных магнитных материалов, состоящих в основном из R (где R включает по крайней мере один тип редкоземельных элементов, включая Y), Fe и B, и способа производства таких материалов, в частности, это относится к R-Fe-B-постоянным магнитным материалам и способу их получения, при котором из расплава, где основными компонентами являются R, Fe и B, получают литой сплав, имеющий гомогенную структуру, в котором фаза R₂Fe₁₄B и фаза, обогащенная R, тщательно разделены, или литой образец регулирующего сплава, содержащий сплав основной фазы (в качестве основной фазы содержится фаза R₂Fe₁₄B) и фазу R₂Fe₁₇ или фазу интерметаллического соединения R-Co, способом отливки с вытягиванием заготовки, таким как одноразовая прокатка или двойная прокатка и подобными; литой сплав подвергают самопроизвольному разрушению путем гидрирования сплава с последующим дегидрированием с целью стабилизации, таким образом, чтобы сделать возможным эффективное размельчение при формировании и спекании отдельных порошков или смешанных порошков, ориентированных приложенным импульсным магнитным полем; получают высококачественный R-Fe-B-постоянный магнит, имеющий общее значение A+B, равное 59 или более, где A является максимальным значением производимой энергии (BH)_макс. (МГСЭ), а B является коэрцитивной силой He (кэ) и квадратичная характеристика размагничивания {( B /4 (BH_макс} составляет величину 1,01 - 1,045.

Прототипы. В настоящее время предложен R-Fe-B-постоянный магнит (открытая Патентная заявка Японии N Sho 59-46006), являющийся типичным высококачественным магнитом, для которого получены хорошие магнитные характеристики, и структура которого в качестве основной фазы имеет трехкомпонентные тетрагональные соединения, а также фазу, обогащенную R; такие магниты широко применяют от обычных бытовых электроприборов до периферийного оборудования высокомощных компьютеров, причем предложены R-Fe-B-постоянные магниты с различной структурой, проявляющие различные магнитные характеристики в зависимости от применения.

Однако в ответ на жесткие современные требования к производству быстродействующего электрического и электронного оборудования легкого и малого размера требуются дешевые R-Fe-B-постоянные магниты с лучшими характеристиками. Обычно остаточную плотность магнитного потока (B_r) спеченного R-Fe-B-магнита можно выразить уравнением (1):
B_r~ (I_s• β)•f•{ρ/ρ_o•(1-α)}^2/3 (1) ,
где
I_s - намагниченность насыщения; β - температурная надежность I_s; f - степень ориентации; ρ - плотность спеченного тела; ρ_o - теоретическая плотность; α - объемная доля поверхностной фазы (объемная доля немагнитной фазы).

Таким образом, чтобы увеличить остаточную плотность магнитного потока (B_r) спеченного R-Fe-B-магнита, необходимо следующее: 1) увеличить объемную долю матричной фазы R₂Fe₁₄B, 2) плотность магнитов повысить до теоретического значения и, кроме того, 3) повысить степень ориентации кристаллических крупинок основной фазы вдоль оси наиболее легкого намагничивания.

Хотя важно получить состав магнита, близкий к стехиометрическому, приведенному выше, R₂Fe₁₄B для соблюдения пункта 1), но при производстве спеченного магнита из металлической болванки в качестве исходного материала, которую получают плавлением и разливкой в форме сплава упомянутого выше состава, вследствие присутствия α - Fe, кристаллизованного в болванке сплава, и обогащенной R фазы, размещенной локально, особенно трудно произвести измельчение до тонких порошков, и состав изменяется при измельчении в результате окисления. В частности, описано, что в случае механического измельчения болванки сплава после гидрирования и дегидрирования (открытые Патентные заявки Японии N Sho 60-63304 и N Sho 63-33505) α - Fe, кристаллизованное в болванке сплава, остается таким же при измельчении и мешает измельчению своей вязкостью, а обогащенная R-фаза, распределенная по объему и присутствующая локально, становится мелкой при гидрировании, давая гидриды, таким образом, окисление ускоряется во время механического измельчения; или в случае измельчения распылительной мельницей преимущественно получают различный состав.

Когда получают спеченный материал, используя порошок сплава с составом, близким к стехиометрическому R₂Fe₁₄B, для выполнения пункта 1), фаза, обогащенная Nd для обеспечения жидкофазного спекания, дает окислы и расходуется при неизбежном окислении, при этом спекание затрудняется, и, так как фаза, обогащенная Nd, и фаза, обогащенная B, неизбежно уменьшаются при увеличении фазы R₂Fe₁₄B, то производство спеченного материала затрудняется. Кроме того, ухудшается коэрцитивная сила (i H_c), которая является одним из показателей стабильности материалов постоянных магнитов и одним из важных свойств.

Кроме того, что касается пункта 3), обычно в процессе производства R-Fe-B-постоянных магнитов для того, чтобы сделать одинаковым направление осей легкого намагничивания кристаллических частиц основной фазы, применяют способ прессования в формах в магнитном поле. Известно, что в этом случае величина остаточной плотности магнитного потока (B_r) и значение квадратичной характеристики размагничивания {( B /4)/(BH_макс.} изменяются в зависимости от направления приложенного магнитного поля и направления прессования или зависят от интенсивности приложенного магнитного поля. Недавно для предотвращения грубого дробления кристаллических частиц, отходов и сегрегации α - Fe, что является недостатками порошков R-Fe-B-сплавов, получаемых размельчением болванки, предложен способ получения, при котором литой образец определенной толщины образуется из расплавленного R-Fe-B-сплава методом двойного прокатного литья, и в соответствии с обычным металлургическим способом получения порошка литой образец грубо размалывают в пестиковой мельнице, щековой дробилке или подобном, а затем размельчают в порошок со средним размером частиц от 3 до 5 мкм способом механического размельчения, таким как дисковая мельница, шаровая мельница, аттритор, распылительная мельница и подобные, после чего прессуют в магнитном поле, спекают и отжигают (открывая Патентная заявка Япония N Sho 63-317643).

Однако в этом способе по сравнению с обычно применяемым способом размельчения болванок, отлитых в формах, эффективность размельчения во время обработки существенно улучшить нельзя, кроме того, во время размельчения происходит не только дробление поверхности частиц, но и межгранулярное дробление, поэтому значительно улучшить магнитные характеристики нельзя, а вследствие того, что обогащенная R-фаза не является стабильной относительно окисления RH₂-фазой, или вследствие того, что обогащенная R-фаза является мелкодисперсной и имеет большую площадь поверхности, устойчивость относительно окисления низкая, в процессе обработки происходит окисление, и нельзя получить хорошие характеристики.

В последнее время более настойчивыми становятся требования снижения стоимости постоянных магнитных материалов R-Fe-B, таким образом, очень важно наладить эффективное производство высококачественных постоянных магнитов. Следовательно, нужно улучшать условия получения для достижения предельных характеристик.

Мы повторили различные исследования способов эффективного получения R-Fe-B-постоянных магнитов и улучшения магнитных характеристик. Увеличения остаточной плотности магнитного потока (B_r) спеченного магнита R-Fe-B можно получить, увеличивая содержание фазы R₂Fe₁₄B-основной фазы, являющейся ферромагнетиком. Действительно, важно получить состав магнита близким к стехиометрическому составу R₂Fe₁₄B. Однако, при получении R₂Fe₁₄ B-спеченного магнита из болванки сплава, полученной плавлением сплава, имеющего указанный выше состав, и заливкой в форму, в качестве исходного материала с наличием α -Fe, кристаллизованного на болванке сплава, и обогащенной R-фазы, размещенной локально, особенно трудно производить измельчение, и в результате получают неоднородный состав. При получении порошка сплава, имеющего указанный выше состав, способом прямого восстановления и диффузии также остаются частицы непрореагировавшего Fe, а при повышении температуры для предотвращения этого частицы растут, спекаясь друг с другом; добавленный в качестве восстановительного агента Ca дает окислы, при этом увеличивается количество примесей. Следовательно, в результате осуществления различных стадий, приводящих к разрешению проблем, связанных с производством сплавов, мы обнаружили, что применяя способ отливки с вытягиванием заготовки для быстрого охлаждения и отверждения расплавленного сплава, можно подавить кристаллизацию α -Fe и получить литой образец сплава с мелкими частицами и гомогенным составом. Когда R-Fe-B-спеченные магниты получают жидкофазной реакцией спекания, в магните кроме фазы R₂Fe₁₄B, которая является основной фазой, и ферромагнитной фазы, присутствуют фаза, обогащенная B, и фаза, обогащенная R, для связывания частиц; эти фазы реагируют друг с другом при спекании, давая жидкую фазу, при этом происходит реакция уплотнения. Таким образом, фаза, обогащенная B, и фаза, обогащенная R, являются необходимыми при производстве R-Fe-B-спеченного магнита. Однако для улучшения магнитных характеристик необходимо до предела увеличить содержание R₂Fe₁₄B-фазы, которая является основной, и ферромагнитной фазы, и для этой цели прилагают усилия, чтобы уплотнить порошок сплава, состав которого близок к стехиометрическому составу R₂Fe₁₄B-фазы.

Предметом настоящего изобретения является обеспечение высококачественных R-Fe-B-постоянных магнитных материалов, имеющих общее значение A+B=59, где значение (BH)_макс. (МГсЭ) рассматривается как A и значение iH_c (кЭ) рассматривается как B, и квадратичную характеристику размагниченности { ( B/4)/(BH)_макс.} 1,01-1,045; при этом решены проблемы способа производства R-Fe-B-материалов, возможно эффективное размельчение, устойчивость к окислению высокая, в магните реализуется высокое значение iH_c при наличии мелких частиц вещества, и повышена степень ориентации вдоль оси легкого намагничивания.

Другим предметом настоящего изобретения является обеспечение способа производства материалов постоянных магнитов R-Fe-B, при котором осуществляют реакцию жидкофазного спекания при взаимодействии с фазой, обогащенной B фазой, обогащенной R, которая препятствует улучшению характеристик постоянного магнита R-Fe-B, R₂Fe₁₄B-фазу основной фазы получают, восстанавливая обогащенную B-фазу и обогащенную R-фазы, содержание кислорода в порошке сплава уменьшают, и можно легко и с хорошей производительностью получить порошок сплава, имеющей состав, соответствующий разным магнитным характеристикам.

Кроме того, объектом настоящего изобретения является обеспечение способа производства материалов постоянных магнитов R-Fe-B, в котором порошок сплава, состав которого близок к стехиометрическому составу фазы R₂Fe₁₄B, подвергают жидкофазному спеканию, получая высококачественный постоянный магнит R-Fe-B, при этом добавляют и смешивают порошок сплава, способный обеспечить при спекании жидкую фазу, эффективно давая порошок сплава, имеющий состав, соответствующий различным магнитным характеристикам.

Настоящим изобретением является то, что при гидрировании отлитого с вытягиванием сплава R-Fe-B, имеющего определенный состав и толщину, тонко диспергированная фаза, обогащенная R, дает гидриды, вызывая увеличение объема и, возможно, спонтанное разрушение сплава, после чего кристаллические частицы основной фазы, составляющие сплав, можно размельчить и получить порошок с однородным распределением частиц; при этом фаза, обогащенная R, тонко диспергируется, а также размельчается R₂ Fe₁₄B-фаза, таким образом, что размельчение дегидрированного и стабилизированного порошка сплава проходит приблизительно в два раза эффективнее по сравнению с измельчением обычными способами, и значительно повышается эффективность производства; при ориентации импульсным магнитным полем и прессованием можно получить постоянные магниты R-Fe-B, в которых B_r, (BH)_макс. и iH_c значительно улучшены, и квадратичная характеристика размагничивания составляет величину от 1,01 - 1,045, что максимально приближается к теоретическому значению.

Также настоящим изобретением является то, что добавляя и смешивая регулирующий порошок сплава, содержащий фазу Nd₂Fe₁₇ и полученный способом отливки с вытягиванием 60% по весу или менее общего количества, к порошку сплава R-Fe-B, содержащего R₂Fe₁₄B-фазу в качестве основной фазы, полученному способом отливки с вытягиванием, вследствие реакции между фазой Nd₂Fe₁₇ в указанном порошке регулирующего сплава, а также фазой, обогащенной B, и фазой, обогащенной Nd, в основной фазе порошка сплава R-Fe-B, можно отрегулировать и уменьшить содержание фазы, обогащенной B, и фазы, обогащенной Nd, которые препятствуют получению хороших характеристик постоянного магнита, качество получаемого магнита можно улучшить и, кроме того, можно уменьшить содержание кислорода в порошке сплава, при этом с легкостью получают порошок сплава, имеющий состав, соответствующий различным магнитным характеристикам. Кроме того, настоящим изобретением является то, что при добавлении и смешивании порошка сплава определенного состава, содержащего R-Co-интерметаллические соединения, полученного отливкой с вытягиванием 60% по весу или менее от общего количества, к порошку сплава R-Fe-B, содержащему в качестве основной фазы фазу R₂Fe₁₄B, полученному способом отливки с вытягиванием, даже когда на жидкофазное спекание нельзя воздействовать только порошком основной фазы R-Fe-B при недостатке фазы, обогащенной R, и фазы, обогащенной B, плавящаяся фаза интерметаллического соединения R-Co-порошка определенного состава обеспечивает жидкую фазу для хорошего уплотнения, таким образом, можно улучшить качество получаемого магнита и, кроме того, снизить содержание кислорода в порошке сплава и легко обеспечить получение порошка сплава, имеющего состав, соответствующий различным магнитным характеристикам.

На фиг. 1 представлено сечение прессовального станка, в котором можно осуществлять совместное воздействие импульсным магнитным полем и обычным стационарным магнитным полем; на фиг. 2 - график, который показывает соотношение времени и интенсивности импульсного магнитного поля.

Предпочтительные варианты.

Нами было обнаружено, что в результате проведения различных исследований процесса дробления с целью увеличения эффективности измельчения, сопротивления окислению, улучшения магнитных характеристик спеченного R-Fe-B-магнита и, в частности, iH_c сплава R-Fe-B, в случае производства R-Fe-B-литых образцов, имеющих тонкодисперсную и гомогенную структуру, при литье с вытягиванием и измельчении порошков сплавов, стабилизированных дегидрированием после гидрирования, эффективность измельчения увеличивается примерно в два раза по сравнению с обычными способами; а при формовании, спекании и отжиге мелкого порошка, ориентированного приложенным импульсным магнитным полем, общее значение (BH)_макс. и iH_c составляет более 59, квадратичная характеристика размагничивания { ( B /4)/(BH)_макс. составляет 1,01 - 1,045, и улучшено значение iH_c спеченного магнита. Действительно, когда R-Fe-B-сплав отливают с вытягиванием, и он имеет определенный состав и структуру, в которой фаза, обогащенная R, тонко диспергирована при определенной ее плотности, то при гидрировании этого сплава при тонком диспергировании фазы, обогащенной R, получают гидриды с увеличением объема фазы, а сплав может самопроизвольно разрушаться, при этом кристаллические частицы, составляющие сплав, можно размельчить и получить порошок, имеющий однородное распределение частиц. Особенно важно, что в это время фаза, обогащенная R, тонко диспергируется, и мелкодисперсной является фаза R₂Fe₁₄B. Кроме того, в процессе получения болванки сплава, применяя обычное формование, когда состав сплава достигает значения, близкого к стехиометрическому составу фазы R₂Fe₁₄B, нельзя избежать образования первичных кристаллов Fe, которое ведет к снижению эффективности размельчения в последующей обработке. И следовательно, хотя выполняют условия для обеспечения тепловой обработки и предотвращения образования α -Fe с целью гомогенизации болванки сплава, но кристаллические частицы основной фазы становятся грубыми, и происходит сегрегация фазы, обогащенной R; iH_c спеченного магнита исправить трудно. Необходимо также добиться однородности направления осей легкого намагничивания или повысить степень ориентации кристаллических частиц основной фазы для достижения высокой намагниченности и улучшения квадратичной характеристики размагничивания; для этого применяют способ прессования порошка в магнитном поле.

Однако в катушке или источнике питания, помещенных в обычный прессовальный станок (гидравлический пресс или механический пресс) для получения магнитного поля, максимально генерируемое магнитное поле составляет 10 - 20 кЭ, а квадратичная характеристика размагничивания составляет значение 1,05 или более, таким образом, трудно достичь теоретического значения (BH)_макс. (в этом случае квадратичная характеристика размагничивания {( B /4)/(BH)_макс.} равна 1,00), ожидаемого из величины B_r. Следовательно, прессование пытаются проводить при более высоком магнитном поле, но для генерирования более высокого магнитного поля необходимо увеличить количество витков катушки, а также устройство, включающее источник высокой мощности, должно быть больше. Анализируя соотношение между интенсивностью магнитного поля во время прессования и B_r спеченного тела, мы обнаружили, что, чем выше поднимают интенсивность магнитного поля, тем лучше становится намагниченность и квадративная характеристика размагничивания, таким образом, при использовании импульсного магнитного поля, способного одновременно генерировать сильные магнитные поля, можно получить высокую намагниченность и квадратичную характеристику размагничивания.

Между тем нами было обнаружено, что способ применения импульсного магнитного поля важен тем, что происходит одновременное ориентирование этим импульсным магнитным полем, и возможно формование порошка при помощи изостатического пресса, комбинируя импульсное магнитное поле и стационарное магнитное поле электромагнита, возможно также прессование в форме. Действительно, после отливки из расплавленного сплава, состоящего из 12-16 ат.% R (где R представляет по крайней мер один тип редкоземельных элементов, включая Y), 4-8 ат.% B, 5000 миллионных долей или менее O₂, Fe (часть Fe можно заменить Co, или Ni, или ими двумя) и неизбежных примесей, литого образца, основной фазой которого является R₂Fe₁₄B-фаза, применяя способ отливки с вытягиванием, этот литой образец находится в контейнере, который можно заполнить воздухом или откачивать; воздух в контейнере заменяют, проводя гидрирование и дегидрирование, после чего проводят размельчение образца в мелкий порошок с размером частиц 1 - 10 мкм в потоке инертного газа; мелким порошком заполняют форму и одновременно ориентируют его приложенным импульсным магнитным полем 10 кЭ или более, затем порошок формуют, спекают и выдерживают, получая при этом постоянные магнитные материалы, имеющие общее значение A+B величины (BH_макс. - A (МГсЭ) и iH_c величины B (кЭ), равное 95 или более и значение квадратичной функции размагничивания { B /4)/(BH)_макс.} 1,01 - 1,045.

Когда Nd₂Fe₁₇-фаза в R-Fe-сплаве, таком как Nd-Fe-сплав, является интерметаллическим соединением, имеющим направление наиболее легкого намагничивания в С-фазе, когда точка Кюри находится недалеко от комнатной температуры, и обычно в R-Fe-B-спеченных постоянных магнитах, когда количество B менее 6 ат. %, получают, например, фазу Nd₂Fe₁₇ для ослабления коэрцитивной силы в магните. Однако в результате различных исследований нами обнаружено, что в порошках материалов, в которых добавлено определенное количество порошка сплава R-Fe, содержащего фазу R₂Fe₁₇B, например, Nd₂Fe₁₇, к порошку сплава R-Fe-B, содержащего в качестве основной фазы фазу R₂Fe₁₄B, недалеко от электрической температуры 690^oC Nd в фазе, обогащенной Nd, и фазу Nd₂Fe₁₇ в порошке сплава R-Fe в фазе, связывающей частицы, протекает, например, реакция Nd+Nd₂Fe₁₇, ⇄ жидкая фаза, при этом низкоплавящаяся жидкая фаза ускоряет спекание порошка сплава R-Fe-B. В это время порошок регулирующего сплава, содержащий фазу Nd₂Fe₁₇, и порошок сплава R-Fe-B, содержащий в качестве основной фазы фазу R₂Fe₁₄B, реагируют при спекании следующим образом, увеличивая содержание основной фазы R₂Fe₁₄B
13/17 Nd₂Fe₁₇ + 1/4 Nd_{1, 1}Fe₄B₄ + 133/6800 Nd → Nd₂Fe₁₄B
Нами обнаружено также, что в приведенном выше уравнении реакции, когда фаза Nd₂Fe₁₇ является свежеприготовленной по реакции между фазой Nd₂Fe₁₇ в порошке регулирующего сплава и фазами, обогащенными B и Nd в порошке сплава R-Fe-B основной фазы, в полученном постоянном магните в присутствии одного только порошка сплава, содержащего R₂Fe₁₄B-фазу в качестве основной фазы обычного процесса, количество фазы, обогащенной B, и фазы, обогащенной Nd, являющееся одним из факторов, препятствующих получению нужных магнитных характеристик, может быть снижено во время реакции спекания. Кроме того, из того факта, что большим преимуществом с производственной точки зрения является получение порошков сплавов, которые легко измельчать при производстве R-Fe-B-магнитов способом порошковой металлургии, в результате различных исследований способа производства порошковых материалов для R-Fe-B-постоянных магнитов нами обнаружено, что порошки материалов R-Fe-B-постоянных магнитов получают, смешивая необходимое количество порошка сплава основной фазы и доводя состав порошка сплава, полученного быстрым охлаждением и отверждением расплавленного сплава при литье с вытягиванием, до такого состояния, когда порошок сплава основной фазы содержит R₂Fe₁₄B-фазу в качестве основной, а также порошок регулирующего сплава содержит R₂Fe₁₇-фазу. То есть причины получения порошка сплава основной фазы и порошка регулирующего сплава способом отливки с вытягиванием настоящего изобретения состоят в том, что при отливке с вытягиванием в порошке сплава основной фазы можно получить этот порошок из литого образца сплава, в котором основная фаза R₂Fe₁₄B тонкодисперсна, и фазы, обогащенные B и Nd, достаточно диспергированы, кроме того, подавлена кристаллизация первичных кристаллов Fe, а в порошке регулирующего сплава, который можно получить из литого образца сплава, однородно диспергирована фаза R₂Fe₁₇.

В частности, когда фаза R₂Fe₁₇B мелкодисперсная, и фазы, обогащенные B и R, диспергированы однородно в порошке материала основной фазы, размельчение порошка значительно улучшается в процессе производства магнита, и можно получить порошок с однородно распределенными частицами. Кроме того, при производстве магнита в случае мелких кристаллов получают высокую коэрцитивную силу. При этом преимуществом производства регулирующего порошка сплава, содержащего R₂Fe₁₇-фазу, путем отливки с вытягиванием является то, что когда фаза R₂Fe₁₇ может быть получена мелкодисперсной и достаточно диспергирована при смешивании с порошком сплава основной фазы, реакция протекает равномерно. То есть, в обычном способе плавления сплава в форме, когда α -F и другие соединения R-Fe (Co) кристаллизуются на получаемой болванке сплава, для получения стабильного порошка сплава болванку надо нагреть и гомогенизировать, увеличивая при этом стоимость порошка сплава и рост фазы R₂Fe₁₇. Кроме того, в случае производства регулирующего порошка сплава прямым способом восстановления и диффузии сталкиваются с такими проблемами, как оставшиеся непрореагировавшие частицы Fe или композиции индивидуальных частиц разного состава, которые очень трудно гомогенизировать по всему объему порошка сплава. В результате различных исследований и указанных выше находок мы также обнаружили, что в порошках материалов, полученных добавлением и смешиванием определенного количества порошка R-Co-сплава, содержащего фазу R-Co интерметаллического соединения, например, фазу Nd₃Co и фазу Nd₃Co₂ в качестве основной фазы, к порошку сплава R-Fe-B, содержащего в качестве основной фазы R₂F₁₄B, по реакции Nd+Nd₃Co•фаза ⇄ жидкая фаза недалеко от эвтектической температуры 625^oC Nd-фазы, обогащенной Nd, в порошке сплава основной фазы и Nd₃Co в порошке сплава R-Co низко плавящаяся жидкая фаза ускоряет спекание R-Fe-B-сплава.

То есть в соответствии с настоящим изобретением возможно, добавляя необходимое для спекания количество жидкой фазы, получать порошок сплава, имеющий состав, близкий к стехиометрическому составу фазы R₂Fe₁₄B, путем жидкофазного спекания, при этом состав магнита можно получать близким к стехиометрическому составу R₂Fe₁₄B-фазы. Другими словами, в случае производства магнита только из обычного порошка сплава, содержащего в качестве основной фазы R₂ Fe₁₄B-фазу, фаза, обогащенная Nd, служащая источником жидкой фазы, дает окислы Nd при неизбежном окислении материала, причем количество жидкой фазы, необходимой для спекания, нельзя гарантировать, и в результате нельзя добиться удовлетворительно высокого уплотнения, так что получение композиции должно происходить с некоторыми задержками, но настоящее изобретение может разрешить эти проблемы.

В частности, когда фаза R₂Fe₁₄B в порошке материала основной фазы является тонкодисперсной, и фазы, обогащенные B и Nd, равномерно диспергированы, значительно улучшается измельчение порошка во время производства магнита, и можно получить порошок с однородным распределением частиц. Кроме того, когда кристаллы мелкие, при производстве магнита можно получить высокую коэрцитивную силу. В частности, даже когда состав порошка сплава близок к стехиометрическому составу фазы R₂Fe₁₄B, кристаллизация первичных кристаллов Fe подавлена, получают однородную структуру. Кроме того, преимуществами производства регулирующего порошка сплава, содержащего R-Co-интерметаллическое соединение, способом отливки с вытягиванием является то, что можно разрешить такие проблемы как в обычном способе плавления в форме, когда Co(Fe)-фаза и другие фазы R-Co(Fe) соединений кристаллизуются на получаемой болванке сплава, и фазы распределены локально неравномерно, следовательно, чтобы получить стабильные порошки сплава, болванку сплава необходимо нагреть и гомогенизировать, повышая стоимость производства порошка сплава; или такие, как в случае производства регулирующего порошка сплава прямым восстановлением и диффузией, когда остаются непрореагировавшие частицы Co и Fe или композиции индивидуальных частиц, отличающиеся друг от друга, которые очень трудно гомогенизировать по всему объему порошка сплава.

Магнитными характеристиками R-Fe-B постоянных магнитов, соответствующих настоящему изобретению, являются следующие: общее значение A + B составляет 59 или более, где A является максимальным значением производимой энергии (BH)_макс. (МГсЭ) и B является коэрцитивной силой iH_c (кЭ), когда (BH)_макс. выше 50 МГсЭ, H_c составляет величину более 9 кЭ; когда (BH)_макс. выше 45 МГеЭ, iH_c составляет величину более 14 кЭ, и значение квадратичной функции размагничивания составляет 1,01-1,045; таким образом, выбирая подходящий состав и условия производства, можно получить необходимые характеристики магнита.

В настоящем изобретении литой образец магнитного материала, имеющего структуру, в которой R₂Fe₁₄B-фазу с определенным составом и фазу, обогащенную R, тщательно разделяют, производят отливкой с вытягиванием расплавленного сплава, имеющего определенный состав, применяя способ одноразового или двойного проката, получаемый литой образец является листом, толщина которого составляет 0,03-10 мм, хотя в зависимости от требуемой толщины листа применяют должным образом одноразовый или двойной прокат, предпочтительно использовать способ двойного проката для толстых пластин и способ одноразового проката предпочтительно применять для тонких пластин. Причинами ограничения толщины литого образца в пределах от 0,03 до 10 мм является следующее: когда толщина меньше 0,03 мм, усиливается эффект быстрого охлаждения, и размер кристаллических частиц становится меньше 1 мкм, при этом частицы легко окисляются при размельчении, давая в результате ухудшение магнитных характеристик, а когда толщина превышает 10 мм, скорость охлаждения замедляется, легче кристаллизуется α -Fe, размеры частиц становятся больше, а также в объеме присутствует обогащенная По фаза, таким образом, ухудшаются магнитные характеристики.

В настоящем изобретении получена секционная структура сплава R-Fe-B, имеющего определенный состав, способом отливки с вытягиванием, структура такова: кристаллы R₂Fe₁₄B основной фазы в десять или более раз мельче, чем кристаллы в обычной болванке, полученной отливкой в форме, например, по короткой оси размер кристаллов составляет 0,1 - 50 мкм, а по длинной оси 5-200 мкм, фаза, обогащенная R, тонко диспергирована, как и окружающие кристаллические частицы основной фазы, даже в локально размещенных областях размер частиц составляет менее 20 мкм. Кристаллические частицы порошка сплава основной фазы и регулирующего порошка, полученные способом отливки с вытягиванием, обладают такими же свойствами.

При диспергировании фазы, обогащенной R, тоньше 5 мкм, когда обогащенная R фаза дает гидриды во время процесса гидрирования, происходит однородное расширение объема, так что кристаллические частицы основной фазы фракционируют, измельчая, и получают порошок с однородным распределением частиц. Далее описаны ограничительные условия состава R-Fe-B постоянных магнитов и болванок сплава настоящего изобретения. Редкоземельные элементы R, включенные в болванки сплавов постоянных магнитов настоящего изобретения, содержат иттрий (Y) и редкоземельные элементы, включая легкие редкоземельные элементы и тяжелые редкоземельные элементы. В качестве R удовлетворительными являются легкие редкоземельные элементы, и в частности, Nd и Pr являются предпочтительными. Хотя обычно достаточным является один тип R, практически из соображений удобства можно использовать смеси из двух или более типов (mischmetal didumium и др.), Sm. Y, La, Ce, Gd и др. можно использовать в смеси с другими R, в частности, Nd, Pr и подобными. R необязательно являются чистыми редкоземельными элементами, в производстве можно использовать элементы с неизбежными загрязнениями на уровне промышленной пригодности. R является необходимым элементом болванки сплава для производства R-Fe-B-постоянных магнитов, причем высокие магнитные характеристики нельзя получить ниже 12 ат.%, в частности, нельзя получить высокую коэрцитивную силу, а при содержании более 16 ат.% снижена величина остаточной плотности магнитного потока (B_r%, и нельзя получить постоянный магнит с превосходными характеристиками. И следовательно, предпочтительное содержание P 12-16 ат.%, оптимальное содержание 12,5-14 ат.%.

B является необходимым элементом болванки сплава для производства R-Fe-B постоянных магнитов, причем высокое значение коэрцитивной силы нельзя получить при содержании ниже 4 ат.%, при содержании более 8 ат.% снижается остаточная плотность магнитного потока (B_r), таким образом, нельзя получить хороший постоянный магнит. Следовательно, предпочтительным содержанием B является 4-8 ат.%, оптимальный диапазон от 5,8 до 7 ат.%. В случае Fe остаточная плотность магнитного потока (B_r) снижается при содержании ниже 76 ат.%, а выше 84 ат.% нельзя получить высокое значение коэрцитивной силы, таким образом, содержание Fe ограничено пределами от 76 до 84 ат.%. К тому же, хотя причиной замещения части Fe на один или два типа атомов из Co и Ni является получение улучшенных температурных характеристик и сопротивляемости коррозии постоянного магнита, когда содержание одного или двух из Co и Ni превышает 50% содержания Fe, нельзя получить высокое значение коэрцитивной силы и хороший постоянный магнит. Следовательно, верхний предел содержания Co и Ni составляет 50% от содержания Fe.

Причина для ограничения содержания O₂ ниже 5000 миллионных долей заключается в следующем: при содержании выше 5000 миллионных долей фаза, обогащенная R, окисляется, и не производится достаточное количество жидкой фазы, необходимое для спекания, в результате снижается плотность, так что нельзя получить высокую плотность магнитного потока, а также ухудшается устойчивость к атмосферным воздействиям, следовательно, оптимальное содержание O₂ 200-3000 млн. долей.

Когда объемная плотность материала постоянного магнита ниже 7,45 г/см³, нельзя получить высокую плотность магнитного потока и материалы магнитов с общим значением A + B величины (BH)_макс. - A (МГсЭ) и величины IH_c - B (кЭ) выше 59, что является отличительной характеристикой настоящего изобретения. Также в качестве исходных порошков настоящего изобретения, кроме порошков композиций магнитов, для регулирования количества R, B и Fe в композиции магнита можно также применять смешивание порошка сплава R-Fe-B, содержащего в качестве основной фазы фазу P₂Fe₁₄B, в которой количество R, которое будет описано позже, составляет 11-20 ат.%, и порошок сплава R-Fe-B, содержащий R₂Fe₁₇-фазу, в которой количество R ниже 20 ат.%. Что касается количества B, состав магнита можно регулировать, смешивая порошок сплава основной фазы R-Fe-B, в которой количество B составляет 4-12 ат.% или более, и регулирующий порошок R-Fe-B-сплава, содержащий R₂Fe₁₇-фазу, в которой количестве B составляет менее 6 ат.%, или порошок регулирующего R-Fe-сплава, содержащий R₂Fe₁₇-фазу, в которой B не содержится. Кроме того, состав магнита можно регулировать, смешивая регулирующий R-Co сплав (можно заменить на Fe), содержащий R-Co интерметаллическое соединение (Nd₃Co, Nd-Co₂ и подобные). Хотя кроме R, B и Fe в литом образце сплава настоящего изобретения допустимо присутствие неизбежных примесей, при замещении части B (при общем количестве 4 ат. % и менее), по крайней мере одним типом атомов: 4 ат.% C или менее, 3,5 ат. % или менее P, 2,5 ат.% или менее S и 3,6 ат.% или менее C, возможно повышение производительности и снижение стоимости сплава магнита. При этом, добавляя по крайней мере один тип атомов из следующих: Al 9,5 или менее ат.% Ti 4,5 или менее ат.%, V 9,5 или менее ат.%, Cr 8,5 или менее ат.%, Mn 8,0 или менее ат.%, Bi 5 или менее ат.%, Nd 12,5 или менее ат.%, Ta 10,5 или менее ат.%, Mo 9,5 или менее ат.%, W 9,5 или менее ат.%, Sb 2,5 или менее ат. %, Ge 7 или менее ат.%, Sn 3,5 или менее ат.%, Zr 5,5 или менее ат.% и Hf 5,5 или менее ат.% к порошку сплава, содержащего R, B, Fe-сплавы, включающий Co или смешанную R₂Fe₁₄B-фазу в качестве основной фазы, или к порошку регулирующего сплава, содержащего фазу R₂Fe₁₇ и порошок регулирующего сплава, содержащий фазу интерметаллического R-Co-соединения, можно получить высокую коэрцитивную силу постоянного магнита.

В R-Fe-B-постоянном магните настоящего изобретения необходимо присутствие R₂Fe₁₄B-фазы основной фазы кристаллической фазы около 90%, предпочтительно, около 94%. R-Fe-B-спеченный магнит, который получают сейчас в большом количестве, имеет R₂Fe₁₄B-фазу до 90%; высокие магнитные характеристики настоящего изобретения, где A + B равно более 59, нельзя получить при содержании ниже 90%. Степень ориентации магнита настоящего изобретения рассчитывают из приведенного выше уравнения 1, необходимо, чтобы степень ориентации магнита была больше 85% при сохранении величины A + B выше 59, а при степени ориентации ниже 85% ухудшается значение квадратичной функции размагничивания и понижается остаточная плотность магнитного потока (B_r), давая в результате низкое значение (BH)_макс.. Предпочтительна степень ориентации около 92%. Хотя квадратичная функция размагничивания { B/4)/(BH)_макс.} теоретически дает значение 1,00, так как указанная выше степень ориентации в реальных материалах постоянных магнитов неизбежно нарушается, хотя значение ее ограничено величиной 1,05 даже после многих улучшений, в материалах постоянных магнитов настоящего изобретения, полученных описанным выше специальным способом, значение квадратичной функции размагничивания составляет 1,01-1,045.

Далее описаны ограничительные условия для состава сплава основной фазы и регулирующего сплава для материалов R-Fe-B-постоянных магнитов. Для получения порошка сплава основной фазы, содержащей R₂Fe₁₄B-фазу в качестве основной, к нему добавляют порошок регулирующего сплава, содержащего фазу R₂Fe₁₇, смешивая порошки, когда содержание R ниже 11 ат.%, увеличивается количество оставшегося железа, в котором R и B не диффундируют, при содержании более 20 ат. % увеличивается количество фазы, обогащенной R, и возрастает количество кислорода при измельчении, таким образом, предпочтительное содержание R составляет 11-20 ат.%, более предпочтительное 13-16 ат. %. Высокое значение коэрцитивной силы (iH_c) нельзя получить, когда количество B ниже 4 ат.%, а так как остаточная плотность магнитного потока (B_r) снижается при содержании B более 12 ат.%, и нельзя получить хороший постоянный магнит, то преимущественным содержанием B является количество 4-12 ат.%, более преимущественным 6 - 10 ат.%. Остаток состоит из Fe и неизбежных примесей, количество Fe предпочтительно в диапазоне 65-82 ат.%. Когда Fe меньшей 65 ат.%, увеличивается относительное количество редкоземельных элементов и B, и содержание фаз, обогащенных R и B, повышается, когда оно превышает 82 ат. %, снижается относительное количество редкоземельных элементов и B, и увеличивается остаток Fe, давая в результате неоднородный порошок сплава. Содержание Fe предпочтительно 74-81 ат.%.

Когда один или два типа атомов в порошке сплава в основной фазе замещены на Fe в R₂Fe₁₄B-основной фазе, снижается коэрцитивная сила; предпочтительно содержание Co ниже 10 атомных %, а содержание Ni ниже 3 ат.%. Однако в случае замещения Fe указанными выше Co или Ni, количество Fe составляет 55-72 ат. %. Для получения порошка регулирующего сплава, содержащего R₂Fe₁₇-фазу, увеличивается количество фазы, обогащенной R, в производстве порошка сплава и вызывает окисление, когда R превышает 20 ат.%, таким образом, преимущественное содержание R 5-15 ат.%. Когда количество B ниже 6 ат.% и присутствует только R₁₂Fe₁₄B-фаза, а количество B в порошке сплава основной фазы можно регулировать, предпочтительное содержание B составляет величину ниже 6 ат. %. При этом остаток состоит из Fe и неизбежных примесей, предпочтительно содержание Fe 85-95 ат.%.

Для получения порошка сплава, содержащего в качестве основной фазы R₂Fe₁₄B-фазу, к ней добавляют и перемешивают R-Fe регулирующий порошок сплава, содержащий R-Co-интерметаллическое соединение; так как остаток Fe возрастает, когда R и B не диффундируют при содержании R ниже 11 ат.%, а при содержании более 15 ат. % увеличивается количество фазы, обогащенной R, и количество кислорода при измельчении образца, предпочтительным является содержание R 11-15 ат.%, более предпочтительно 12-14 ат.%.

Так как высокое значение коэрцитивной силы (iH_c) нельзя получить при содержании B ниже 4 ат.%, а остаточная плотность магнитного потока (B_r) снижается, когда содержание превышает 12 ат.% и при этом нельзя получить хороший постоянный магнит, то преимущественным содержанием B является количество 4-12 ат.%, более предпочтительно 6-10 ат.%. При этом остаток состоит из Fe и неизбежных примесей, предпочтительное количество Fe 73-85 ат.%. Когда количество Fe ниже 73 ат.%, возрастает относительное содержание редкоземельных элементов и B, и увеличивается количество фаз, обогащенных R и B; когда Fe более 85 ат.%, относительное количество редкоземельных элементов и B снижается, и увеличивается остаток Fe, давая в результате неоднородный порошок сплава, таким образом, более предпочтительно содержание Fe 76-82 ат. %.

Когда один или два типа атомов из Co и Ni в основной фазе замещены на Fe в R₂Fe₁₄B основной фазе, ухудшается коэрцитивная сила; предпочтительное содержание Co ниже 10 ат.%, а Ni ниже 3 ат.%. Однако в случае замещения части Fe указанными выше Co или Ni, предпочтительным количеством Fe является 63-82 ат. %. Для получения порошка регулирующего сплава, содержащего R-Co интерметаллическое соединение, увеличивается количество фазы, обогащенной R, вызывая окисление при производстве порошка сплава, когда R превышает 45 ат.%, так что предпочтительно содержание R 10-20 ат.%. При этом остаток состоит из Co и неизбежных примесей, предпочтительно содержание Co 55-95 ат.%. Один или два типа атомов из Fe и Ni замещают Co в порошке регулирующего сплава, когда ухудшается сопротивляемость окислению порошка регулирующего сплава при увеличении количества Fe, коэрцитивная сила магнита снижается при увеличении количества Ni, предпочтительным содержанием Fe является количество ниже 50 ат. %, а Ni ниже 10 ат.%. Однако в случае замещения части Co на Fe или Ni, предпочтительно количество Co 5-45 ат.%. В настоящем изобретении порошок сплава композиции магнита, содержащий в качестве основной фазы R₂Fe₁₄B-фазу, и порошок регулирующего сплава, включающий фазу R₂Fe₁₇B или R-Co-интерметаллическое соединение, получают, например, известным способом отливки с вытягиванием при однократном или двойном прокате. Гидрирование осуществляют, например, следующим образом: литой образец, образованный до определенных размеров и имеющий толщину 0,03-10 мм, вкладывают в чехол, который закрывают и помещают в контейнер, который можно закрыть герметически, после этого контейнер вакуумируют тщательно, обрабатывают после этого газообразным H₂ при давлении от 200 торр до 50 кг/см² для проведения гидрирования, при подаче газообразного H₂ с определенным давлением в течение фиксированного времени проводят охлаждение контейнера водой при помощи системы трубопровода вокруг контейнера, газообразный H₂ абсорбируется, и образец самопроизвольно разрушается, размельчаясь. В это время размельченный сплав охлаждают и дегидрируют в вакууме. Когда в частицах порошка обработанного сплава образовались мелкие трещины, порошок можно размельчить при помощи шаровой мельницы, распылительной мельницы и подобного, и получить порошок сплава, имеющий необходимый размер частиц 1-80 мкм. В настоящем изобретении заранее можно заместить воздух в рабочем контейнере инертным газом, а затем вытеснить инертный газ водородом. Чем меньше размер литого образца, тем ниже давление газообразного H₂, и хотя обрезанный литой образец абсорбирует H₂ и размельчается даже в вакууме, чем выше давление по сравнению с атмосферным, тем легче проходит размельчение. Однако измельчение ухудшается при давлении ниже 200 торр, и хотя это предпочтительно в смысле гидрирования и размельчения, чтобы давление превышало 50 кг/см², но это не так в смысле безопасности и рабочей установки, таким образом, предпочтительно давление газообразного H₂ от 200 торр до 50 кг/см². С точки зрения производительности предпочтительно давление 2 - 10 кг/см². В настоящем изобретении, хотя время измельчения при гидрировании изменяется в зависимости от размера закрытого контейнера, размера образованного образца и давления H₂, это отнимает более 5 мин. Измельченный при гидрировании порошок сплава после охлаждения сначала подвергают дегидрированию в вакууме. При этом, когда размельченный сплав нагревают от 100 до 750^oC в вакууме или в газообразном аргоне и подвергают второму дегидрированию в течение 0,5 ч или дольше, газообразный H₂ можно полностью удалить из размельченного сплава и предотвратить окисление порошка или расплавленного тела, продлевая предохранение, этим можно предотвратить ухудшение магнитных характеристик полученного постоянного магнита. Хороший дегидрирующий эффект достигается нагреванием образца в процессе дегидрирования до температуры 100^oC или выше, тогда можно опустить стадию первого дегидрирования в вакууме, и разрушенный порошок можно прямо дегидрировать в вакууме или аргоне при температуре 100^oC или выше.

То есть после реакций гидрирования и разрушения в указанном ранее контейнере для гидрирования полученный разрушенный порошок можно затем подвергать дегидрированию в атмосфере контейнера при температуре 100^oC или выше. Или после дегидрирования в вакууме оставшийся порошок вынимают из контейнера для размельчения, после чего в контейнере снова можно осуществлять процесс дегидрирования настоящего изобретения при нагревании до 100^oC или выше.

Когда температура нагревания в указанном выше процессе дегидрирования ниже 100^oC, удаление H₂, оставшегося в порошке сплава, занимает больше времени, массовая производительность при этом невысокая. Когда температура превышает 750^oC, образуется жидкая фаза и порошок спекается, затрудняя размельчение и препятствуя формованию при прессовании, таким образом, это не является предпочтительным при производстве спеченного магнита. При рассмотрении спекаемости магнита предпочтительной температурой дегидрирования оказывается температура 200-600^oC. Хотя время обработки изменяется в зависимости от обрабатываемого количества, оно составляет 0,5 ч или более. Далее при измельчении применяют распылительную мельницу в инертном газе (например, N₂, A). Принимается без указания, что возможно применение шаровой мельницы или аттритора с использованием органического растворителя (например, бензола, толуола и подобных). При измельчении предпочтительно получать частицы со средним размером 1-10 мкм. Когда размер меньше 1 мкм, измельченный порошок становится очень активным и восприимчивым к окислению, инициируя при этом прокаливание. Когда размеры превышают 10 мкм, остаются неразмельченные грубые частицы, ухудшая коэрцитивную силу и замедляя спекание, давая в результате низкую плотность. Более предпочтительны частицы мелкого порошка со средним размером 2-4 мкм. Для прессования с использованием магнитного поля предложен следующий способ. Измельченными порошками заполняют формы в атмосфере инертного газа. Форма может быть сделана из таких органических соединений как пластмассы, каучук и подобное, исключая немагнитные металлы и окислы. Плотность загрузки порошка, исходя из плотности в объеме (плотность загрузки 1,4 г/см²) в неподвижном состоянии порошка, предпочтительно равна величине в диапазоне плотности по объему отверждаемого после плавки образца (плотность загрузки 3,0 г/см³). Для ориентации порошка прикладывают импульсное магнитное поле, создаваемое катушкой со свободной сердцевиной и конденсаторным силовым источником. Во время ориентации импульсное магнитное поле можно прикладывать несколько раз при прессовании сверху и снизу. Чем выше интенсивность импульсного магнитного поля, тем лучше, интенсивность должна быть по крайней мере более 10 кЭ, предпочтительно, 30-80 кЭ. Как показано на графике фиг. 2, представляющем время и интенсивность магнитного поля, длительность импульса магнитного поля предпочтительна 1 -10 мкс, более предпочтительна 5-100 млс, и частота приложения магнитного поля предпочтительна 1-10 раз, более предпочтительна 1-5 раз.

Ориентированный порошок можно отверждать при помощи гидростатического пресса. В это время в случае использования формы из пластика можно применять гидростатическое прессование, как это и делают. Предпочтительным давлением при гидростатическом прессовании является давление 0,5-5 т/см², более предпочтительно 1-3 т/см². Для непрерывного ориентирования магнитным полем и прессованием можно использовать формование обычным способом прессования в магнитном поле после внедрения катушки, генерирующей импульсное магнитное поле, в пресс-форму и использовать магнитное поле для ориентации. Предпочтительным давлением при прессовании в магнитном поле является давление 0,5-5 т/см², более предпочтительным 1-3 т/см².

Примеры.

Вариант 1. Листовой литой образец толщиной около 1 мм получают из расплавленного сплава, имеющего состав Nd 13,0-B 6, 0-Fe 81 и полученного плавления в высокочастотной печи с применением отливки с вытягиванием двойной прокаткой при помощи устройства, включающего два валка диаметром 200 м. Размеры кристаллических частиц литого образца составляют 0,5-15 мкм по короткой оси и 5-80 мкм по длинной оси, фаза, обогащенная R, тщательно диспергирована с точностью до 3 мкм, как окружающая основная фаза. Содержание кислорода составляет 300 миллионных долей. Литой образец весом 1000 г, обрезанный до площади 50 мм² или менее, держат в закрытом контейнере, который может содержать газы и быть разряжен, в течение 30 мин контейнер продувают N₂ и после замещения воздуха в контейнер подают в течение 2 ч газообразный H₂ при давлении 3 кг/см² для самопроизвольного разложения литого образца гидрированием, затем образец хранят в вакууме при 500^oC в течение 5 ч для дегидрирования, после чего охлаждают до комнатной температуры и размалывают до размера 100 меш.

Далее 800 г частиц грубого дробления измельчают на распылительной мельнице, получая порошок сплава с размером частиц 3,5 мкм. Полученным порошком заполняют каучуковую форму и одновременно прикладывают импульсное магнитное поле 60 кЭ для ориентации, после чего порошок подвергают гидростатическому прессованию при давлении 2,5 т/см² при помощи гидростатического пресса. Прессованный образец вынимают из формы и спекают при 1090^oC в течение 3 ч для получения постоянного магнита через один час отжига при 600^oC. Магнитные характеристики и плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, количество основной фазы и содержание кислорода приведены в табл. 1, 2.

Вариант 2.

Расплавленный сплав, имеющий такой же состав, как в примере варианта 1, отливают с вытягиванием, получая лист литого образца с толщиной около 0,5 мкм. Размеры кристаллических частиц в литом образце составляют 0,3-12 мкм вдоль короткой оси и 5-70 мкм вдоль длинной оси, фаза, обогащенная R, тонко диспергирована с точностью до 3 мкм, как окружающая основная фаза. Литой образец размельчают на распылительной мельнице при тех же условиях, что и в варианте 1, получая порошок сплава со средним размером частиц 3, 4 мкм. Порошок плавят в магнитном поле около 12 кЭ, затем сначала ориентируют импульсным магнитным полем около 30 кЭ, используя прессовальный станок, в который, как показано на фиг. 1, вмонтированы катушки для получения постоянного магнитного поля 3, 4 расположенные вокруг верхнего и нижнего прессов 1, 2, и катушка 6 для получения импульсного магнитного поля, расположенная на пресс-форме 5 так, чтобы воздействовать импульсным магнитным полем на материал порошков 7 вместе с действием обычного магнитного поля. После этого формованный образец спекают и отжигают в тех же условиях, как в варианте 1. Магнитные характеристики и плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, содержание основной фазы и кислорода в полученном постоянном магните приведены в табл. 1, 2.

Вариант 3.

Аналогично варианту 1 сплав Nd 13,5 - Dy 0,5 - B 6,5 - Co 1,0 - Fe 78.5 отливают с вытягиванием, получая листовой литой образец. Литой образец весом 100 г обрезают до площади 50 мм² или менее и подвергают самопроизвольному распаду при гидрировании в тех же условиях, что и в варианте 1, затем дегидрируют в вакууме в течение 6 ч. Затем после размельчения грубых частиц в распылительной мельнице получают порошок со средним размером частиц 3,5 мкм. Полученный порошок ориентируют импульсным магнитным полем так же, как в варианте 1, и получают формованный образец гидростатическим прессованием и спеканием аналогичным образом. Магнитные характеристики и плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, количество основной фазы и содержание O₂ приведены в табл. 1, 2.

Сравнительный пример 1. Порошок, полученный в таких же условиях, как в варианте 1, прессуют и формуют в магнитном поле около 12 кЭ при помощи обычного прессовального станка для прессования в магнитном поле в сухом состоянии, затем спекают и отжигают в тех же условиях, что и в варианте 1. Однако при прессовании происходит окисление, таким образом, невозможным становится уплотнение при спекании и получение достаточной плотности, таким образом, нельзя измерить магнитные характеристики, измерены только плотность и содержание O₂.

Сравнительный пример 2. Грубый порошок, полученный в тех же условиях, что и в варианте 1, измельчают на шаровой мельнице, используя в качестве растворителя толуол, получают мелкий порошок со средним размером частиц 3,5 мкм, который прессуют и формуют в магнитном поле около 12 кЭ, используя обычный станок для прессования в магнитном поле, во влажном состоянии, затем спекают и отжигают в тех же условиях, как в варианте 1. Магнитные характеристики, плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, количество основной фазы и содержание O₂ полученного постоянного магнита приведены в табл. 1, 2.

Сравнительный пример 3. Расплавленный сплав, имеющий состав Nd 14-B 6,0-Fe 80, полученный плавлением в высокочастотной печи, отливают в железной форме. Затем исследуют структуру полученной болванки, наблюдают кристаллизацию первичных кристаллов Fe, поэтому болванку нагревают в течение 10 ч при 1050^oC для гомогенизации. Размеры кристаллических частиц полученной болванки составляют 30-150 мкм вдоль короткой оси и от 100 мкм до нескольких мм вдоль длинной оси, а фаза, обогащенная R, сегрегирована примерно до локальных размеров 150 мкм. После грубого дробления болванки сплава получают грубый порошок при гидрировании и дегидрировании таким же способом, как в варианте 1. Кроме того, грубый порошок размалывают на распылительной мельнице в таких же условиях, как в варианте 1, и полученный порошок сплава со средним размером частиц около 3,7 мкм прессуют и формуют в магнитном поле около 12 кЭ спекания и нагревают в таких же условиях, как в варианте 1. Магнитные характеристики и плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, количество основной фазы и содержание O₂ полученного постоянного магнита приведены в табл. 1, 2.

Сравнительный пример 4. После того, как образец, отлитый с вытягиванием и имеющий такие же состав и толщину, как в варианте 1, грубо дробят до размера частиц 50 мм или менее, 1000 г грубого порошка мелят на пестиковой мельнице, заполняя ее на одну четверть, до грубого порошка с размером частиц 100 меш без гидрирования и дегидрирования, затем дробят на распылительной мельнице, получая порошок сплава со средним размером частиц 3,8 мкм. Порошок сплава прессуют в магнитном поле около 12 кЭ, спекают и отжигают, получая постоянный магнит. Магнитные характеристики и плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, количество основной фазы и содержание O₂ полученного постоянного магнита приведены в табл. 1, 2.

Сравнительный пример 5. Сплав, имеющий состав Nd 13, 5-Dy 0,5-B 6,5-Co 1,0-Fe 78,5, отливают таким же способом, как в сравнительном примере 3. Так как в полученной болванке сплава кристаллизуются первичные кристаллы Fe, то образец подвергают температурной обработке при 1050^oC в течение 6 ч. После грубого дробления болванки сплава, образец гидрируют таким же образом, как в варианте 1, а затем дегидрируют в вакууме. Грубый порошок дробят грубо и измельчают на распылительной мельнице, получая порошок со средним размером частиц 3,7 мкм. Порошок прессуют в магнитном поле около 12 кЭ, затем спекают и нагревают при тех же условиях, как в варианте 1. Магнитные характеристики и плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, количество основной фазы и содержание O₂ полученного постоянного магнита приведены в табл. 1, 2.

Сравнительный пример 6. После отливки сплава, имеющего состав Nd 16,5 - B 7 - Fe 76,5, в болванку таким же образом, как в сравнительном примере 3, без плавления, болванку грубо дробят так, как в сравнительном примере 4, грубо дробят в пестиковой мельнице, затем измельчают на распылительной мельнице, получая мелкий порошок со средним размером частиц 3,7 мкм. Далее мелкий порошок прессуют в магнитном поле около 12 кЭ, затем спекают и отжигают в таких же условиях, как в варианте 1. Магнитные характеристики и плотность, размер кристаллических частиц, степень ориентации, квадратичная функция размагничивания, количество основной фазы и содержание O₂ полученного магнита приведены в табл. 1, 2.

Вариант 4.

В качестве материалов для получения порошка сплава основной фазы способом отливки с вытягиванием применяют: 340 г металлического Nd 99% чистоты, 8 г металлического Dy 99% чистоты, 65,5 г сплава Fe-B, содержащего 20% B, и 600 г электролитического железа 99% чистоты. Смесь плавят в атмосфере аргона таким образом, чтобы получить определенный состав, затем отливают с вытягиванием, используя медные валки, и получают литой образец, имеющий толщину около 2 мм. Литой образец грубо мелят при гидрировании и измельчают в щековой дробилке и затем на дисковой мельнице или подобном, получают 800 г порошка со средним размером частиц около 10 мкм. Полученный порошок, состоящий из 14,9 ат. % Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,3 ат.% Dy, 8,0 ат.% B и Fe, исследуют методом рентгеновской дифракции EPMA, в результате подтверждено, что содержание кислорода составляет 800 млн. долей. В результате EPMA исследования структуры литого образца установлено, что размер частиц основной фазы R₂Fe₁₄B составляет около 5 мкм вдоль короткой оси и 20-80 мкм вдоль длинной оси, а фаза, обогащенная R, тонко диспергирована в окружающей основной фазе.

В качестве материалов для получения порошка регулирующего сплава, содержащего фазу R₂Fe₁₇, способом отливки с вытягиванием, используя 250 г металлического Nd 99% чистоты, 11 г металлического Dy 99% чистоты, 730 г электролитического железа 99% и 20 г сплава Fe-B, содержащего 20,0% B. Получают литой образец с толщиной листа около 2 мм, такой же, как сплав основной фазы. Затем готовят порошок таким же способом, как порошок сплава основной фазы. Состав полученного порошка следующий: 0,8 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,4 ат. % Dy, 2,4 ат.% B и Fe. В результате EPMA-исследования структуры литого образца установлено, что он состоит из R₂Fe₁₇-фазы, частично R₂Fe₁₇B фазы и фазы, обогащенной Nd, присутствие α -Fe не подтверждено. Содержание кислорода равно 850 млн долям. Используя указанные выше два типа порошка, смешивают 30% порошка регулирующего сплава с порошком основной фазы. Порошок засыпают в дробилку, такую как распылительная мельница и подобные и измельчают до размера частиц около 3 мкм, полученным тонким порошком заполняют каучуковую форму и подвергают его гидростатическому прессованию при 2,5 тонн/см², используя гидростатический пресс, после одновременного приложения импульсного магнитного поля 60 кЭ для ориентации получают формованный образец размером 8х15х10 мм. Формованный образец спекают при 1100^oC в атмосфере аргона в течение 3 ч и отжигают при 550^oC в течение одного часа. Магнитные характеристики полученного магнита представлены в табл. 3, 4.

Сравнительный пример 7. В качестве материалов для получения порошка сплава основной фазы, как в варианте 4, используют 340 г металлического Nd 99% чистоты, 8 г металлического Dy 99% чистоты, 600 г электролитического железа 99% чистоты и 66,5 г сплава Fe-B, содержащего 20% B. Смесь плавят в атмосфере аргона и заливают в железную форму. Полученную болванку сплава измельчают в порошок со средним размером частиц 10 мкм таким же способом, как в варианте 1. В результате композиционного анализа установлено, что порошок состоит из 14,9 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0, 03 ат.% Dy, 8,0 ат.% B и Fe. Содержание кислорода составляет около 900 миллионных долей. В результате EPMA-исследования структуры болванки сплава установлено, что размеры частиц основной фазы R₂Fe₁₄B составляют около 50 мкм вдоль короткой оси и около 500 мкм вдоль длинной оси, фаза обогащения P, распределена локально с размерами включенной 50 мкм. Кроме того, в основной фазе обнаружены частицы α -Fe размером 5-10 мкм.

В качестве регулирующих материалов, составляющих R₂Fe₁₇-фазу, используют 200 г Nd₂O₃ 98% чистоты, 12 г Dy₂O₃ 99% чистоты, 65 г сплава Fe-B, содержащего 20% B, и 600 г порошка железа 99% чистоты, к которым подмешивают 150 г металлического Ca 99% чистоты и 25 г ангидрида CaCl₂, смесь загружают в контейнер из нержавеющей стали для получения порошка регулирующего сплава прямым восстановлением и диффузией при 950^oC в течение 8 ч в атмосфере аргона. В результате компонентного анализа полученного порошка сплава установлено, что он состоит из 10,8 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,4 ат.% Dy, 2,4 ат.% B и Fe. Содержание кислорода 1500 млн. долей. Используя указанные выше два типа порошков, смешивают 30% по весу порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы и измельчают до размера частиц 3 мкм в такой дробилке, как распылительная мельница и подобные. Полученный тонкий порошок ориентируют в магнитном поле около 10 кЭ и формуют при давлении около 1,5 т/см² под прямым углом к магнитному полю, получают формованный образец размером 8х15х10 мм. Формованный образец спекают в атмосфере аргона при 1100^oC в течение 3 ч и отжигают при 550^oC в течение часа. Магнитные характеристики полученного магнита также приведены в таблице 3,4.

Сравнительный пример 8. Используют порошок сплава основной фазы сравнительного примера 1, а в качестве материалов для порошка регулирующего сплава 250 г металлического Nd 99% чистоты, 11 г металлического Dy 99% чистоты, 730 г электролитического железа 99% чистоты и 20 г сплава Fe-B, содержащего 20% B. Смесь плавят в атмосфере аргона и разливают в формы из железа. В результате исследования структуры полученной болванки сплава установлено, что кристаллизуется большое количество α -Fe, так что процесс гомогенизации проводят при 1000^oC в течение 12 ч. В результате компонентного анализа, выполненного таким же способом, как в варианте 4, установлено содержание 10,8 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,4 ат.% Dy, 2,4 ат.% B и Fe. Используя указанные выше два типа порошка, смешивают 30% порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы, получая магнит таким же способом, как в сравнительном примере 7. Магнитные характеристики полученного магнита приведены в табл. 3, 4.

Сравнительный пример 9. В качестве материалов используют 315 г металлического Nd 99% чистоты, 8,5 г металлического Dy 99% чистоты, 52 г сплава Fe-B, содержащего 20% B, и 636 г электролитического железа 99% чистоты. Смесь плавят в атмосфере аргона таким образом, чтобы получить сплав, имеющий определенный состав, затем получают литой образец, имеющий толщину листа около 2 мм, способом отливки с вытягиванием, используя медные валки. Затем литой образец грубо дробят при гидрировании, а после измельчают щековой дробилкой, дисковой мельницей и подобными, получая 800 г порошка со средним размером частиц 10 мкм. В результате EPMA-исследования полученного порошка установлено, что он состоит из 13,8 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,3 ат.% Dy, 6,3 ат.% B и Fe. Содержание кислорода около 800 млн долей. В результате EPMA-исследования структуры литого образца установлено, что размер частиц основной фазы R₂Fe₁₄B составляет 6 мкм вдоль короткой оси и 20-80 мкм вдоль длинной оси, фаза, обогащенная R, тонко диспергирована, как окружающая основная фаза. Используя порошок сплава при отливке с вытягиванием, получают такой же постоянный магнит, как в сравнительном примере 7. Магнитные характеристики полученного магнита также приведены в табл. 3, 4.

Вариант 5. Таким же образом, как в варианте 4, получают 800 г порошка сплава основной фазы со средним размером частиц 10 мкм, имеющего состав, отличающийся от варианта 4. Полученный порошок состоит из 14 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,5 ат.% Dy, 8 ат.% B и Fe. В результате исследования способом дифракции рентгеновских лучей EPMA установлено, что это, в основном, фаза R₂Fe₁₄B. Содержание кислорода около 80 млн. долей. В результате EPMA-исследования структуры литого образца установлено, что частицы основной фазы R₂Fe₁₄B имеют размер 0,5-15 мкм вдоль короткой оси и 5-90 мкм вдоль длинной оси, фаза, обогащенная R, тонко диспергирована, как и окружающая основная фаза. В качестве материалов для получения порошка регулирующего сплава, содержащего фазу R₂Fe₁₇, используют 125 г металлического Nd 99% чистоты, 5 г металлического Dy 99% чистоты и 275 г электролитического железа 99% чистоты, получают литой образец, имеющий толщину листа около 2 мм, способом отливки с вытягиванием, как и сплав основной фазы. Дальше порошок получают таким же способом, как порошок сплава основной фазы. Состав полученного порошка: 11,0 ат.% Nd, 0,05 ат.% Pr, 0,4 ат.% Dy и Fe. В результате EPMA-исследования структуры литого образца установлено, что он состоит из R₂Fe₁₇-фазы, частично из R₂Fe₁₄B и фазы, обогащенной R, α -Fe не обнаружено. Содержание кислорода 700 млн. долей при среднем размере частиц 10 мкм.

Используя указанные выше два типа порошков, смешивают 25% по весу порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы. Смесь порошков загружают в такую дробилку, как распылительная мельница, измельчая до размера частиц около 3 мкм, затем загружают в каучуковую форму, а полученный тонкий порошок подвергают гидростатическому прессованию при давлении 2,5 т/см² при помощи изостатического пресса, получая формованный образец размером 8х15х10 мм после одновременного приложения импульсного магнитного поля 60 кЭ для ориентации. Формованный образец спекают в атмосфере аргона при 1100^oC в течение 3 ч и отжимают при 550^oC в течение часа. Магнитные характеристики полученного магнита приведены в таблице 5, 6.

Пример 10 (сравнительный). В качестве порошка сплава основной фазы сплав, имеющий такой же состав, как вариант 5, плавят в железной форме, получая порошок со средним размером частиц около 10 мкм таким же способом, как в варианте 4. Состав такой: 14 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,5 ат.% Dy, 8 ат.% B и Fe. Содержание кислорода около 900 млн. долей. В результате получают частицы с размерами около 50 мкм вдоль короткой оси и около 500 мкм вдоль длинной оси, фаза, обогащения R, распределена локально с размером частиц 50 мкм. При этом в основной фазе присутствует α -Fe с размером частиц 5-10 мкм. Порошок регулирующего сплава, содержащего фазу R₂Fe₁₇, получают способом прямого восстановления и диффузии, как в сравнительном примере 7, используя 280 г Nd₂O₃ 98% чистоты, 12 г Dy₂O₃ 99% чистоты и 750 г порошка железа 99% чистоты. Содержание компонентов: 11,0 ат.% Nd, 0,05 ат.% Pr, 0,9 ат.% Dy и Fe. Содержание кислорода 1500 млн. долей.

Используя указанные выше два типа порошков, смешивают 25% по весу порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы, смесь загружают в распылительную мельницу или подобную и размельчают до размера частиц около 5 мкм. Полученный тонкий порошок ориентируют в магнитном поле около 10 кЭ и формуют при давлении около 1,5 т/см² под прямым углом к магнитному полю, получая формованный образец размером 8х15х10 мм. Формованный образец спекают в атмосфере аргона при 1100^oC в течение 3 ч и отжигают при 550^oC в течение часа. Магнитные характеристики полученного магнита также приведены в табл. 5, 6.

Сравнительный пример 11. Используя порошок сплава основной фазы сравнительного примера 10, получают порошок регулирующего сплава плавлением 350 г металлического Nd, 10 г Dy металлического, 750 г электролитического железа 99% чистоты в атмосфере аргона и разливкой в железные формы. В результате исследования полученной болванки сплава обнаружено большое количество кристаллизованного α -Fe, поэтому проводят процесс гомогенизации при 1000^oC в течение 12 ч. В результате компонентного анализа установлен состав: 11 ат.% Nd, 0,05 ат.% Pr, 0,4 ат.% Dy и Fe.

Используя указанные выше два типа порошков, смешивают 25% по весу порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы, получая магнит таким же образом, как в сравнительном примере 10. Магнитные характеристики полученного магнита также приведены в табл. 5, 6.

Сравнительный пример 12. В качестве материалов используют 300 г металлического Nd, 13 г металлического Dy, 50 г сплава Fe-B, содержащего 20% B, и 645 г электролитического железа 99% чистоты. Смесь плавят в атмосфере аргона таким образом, чтобы получить сплав с определенным составом, затем проводят отливку с вытягиванием, используя медные валки, получают литой образец, имеющий толщину листа около 2 мм. Затем литой образец размельчают при гидрировании щековой дробилкой на дисковой мельнице и подобном, получая 800 г порошка со средним размером частиц около 100 мкм. Полученный порошок состоит из 13,3 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 0,5 ат.% Dy, 6 ат.% B и Fe. Содержание кислорода около 800 млн. долей. В результате EPMA-изучения структуры литого образца установлено, что размер частиц основной фазы R₂Fe₁₄B составляет от 0,3 до 15 мкм вдоль короткой оси и около 5-90 мкм вдоль длинной оси, фаза, обогащенная R, тонко диспергирована, как окружающая основная фаза.

Используя порошок сплава в процессе отливки с вытягиванием, получают такой же магнит, как в сравнительном примере 10. Магнитные характеристики полученного магнита также приведены в табл. 5, 6.

Вариант 6.

В качестве материала для порошка сплава основной фазы при отливке с вытягиванием используют 260 г металлического Nd 99% чистоты, 23 г металлического Dy 99% чистоты, 68,5 г сплава Fe-B, содержащего 20% B, и 655 г электролитического железа 99% чистоты. Смесь плавят в атмосфере аргона таким образом, чтобы получить сплав определенного заранее состава, затем отливают способом отливки с вытягиванием, используя медные валки и получая литой образец, имеющий толщину листа около 2 мм. Литой образец грубо дробят при гидрировании, измельчают в щековой дробилке, на дисковой мельнице и подобном, получая 800 г порошка со средним размером частиц около 10 мкм. Полученный порошок состоит из 11 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 1,0 ат.% Dy, 8 ат.% B и Fe, что определяли способом дифракции рентгеновских лучей EPMA, в результате установлено, что он состоит, в основном, из фазы R₂Fe₁₄B. Содержание кислорода около 800 млн. долей. В результате EPMA-исследования структуры литого образца установлено, что размер частиц основной фазы R₂ Fe₁₄B составляет 0,5-1,5 мкм вдоль короткой оси и 5-90 мкм вдоль длинной оси, фаза, обогащенная R, тонко диспергирована, как окружающая основная фаза.

В качестве материалов для порошка регулирующего сплава, содержащего R-Co интерметаллическое соединение и получаемого способом отливки с вытягиванием, используют 490 г металлического Nd, 2,6 г металлического Dy и 500 г Co 99% чистоты. Получают литой образец, имеющий толщину листа около 2 мм, такую же, как сплав основной фазы. При этом, таким же способом, как в случае сплава основной фазы, получают порошок. Состав получаемого порошка такой: 27,0 ат.% Nd, 0,5 ат.% Pr, 1,3 ат.% Dy и Co. В результате EPMA-исследования структуры литого образца установлено, что он состоит из фазы R₂Co и частично из R₂Co₁₇ фазы, и фаза R₃Co тонко диспергирована. Содержание кислорода в порошке составляет 700 млн. долей при среднем размере частиц 10 мкм.

Используя указанные выше два типа порошков, смешивают 20% по весу порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы. Порошки загружают в такую дробилку, как распылительная мельница и подобные и размельчают до примерно 3 мкм, затем порошком загружают каучуковую форму и подвергают гидростатическому прессованию при давлении 2,5 т/см² при помощи гидростатического пресса, после одновременного приложения импульсного магнитного поля 60 кЭ для ориентации получают формованный образец размером 8х15х10 мм. Формованный образец спекают при 1100^oC в атмосфере аргона в течение 3 ч и отжигают при 550^oC в течение часа. Магнитные характеристики приведены в табл. 7, 8.

Вариант 7.

Магнитные характеристики магнита, полученного смешиванием 10% порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы, приготовленным в варианте 1, и намагничиванием способом, аналогичным рассмотренному в варианте 6, приведены в табл. 7, 8.

Сравнительный пример 13. Для порошка сплава основной фазы, аналогичного варианту 6, используют 260 г металлического Nd 99% чистоты, 26 г металлического Dy 99% чистоты, 665 г электролитического железа 99% чистоты и 68,5 г сплава Fe-B, содержащего 20%. B. Смесь расплавляют в атмосфере аргона и отливают в железной форме. Полученную болванку сплава размельчают в порошок со средним размером частиц 10 мкм таким же способом, как в варианте 1. В результате компонентного анализа установлен состав порошка: 11 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 1,0 ат.% Dy, 8 ат.% B и Fe, содержание кислорода 900 млн. долей. В результате EPMA-исследования структуры болванки сплава установлено, что размер частиц основной фазы R₂Fe₁₄B составляет около 50 мкм вдоль короткой оси и около 500 мкм вдоль длинной оси, фаза, обогащенная R, распределена локально с размером частиц 50 мкм. В основной фазе присутствует часть α -Fe с размерами частиц 5-10 мкм. В качестве регулирующих материалов, содержащих R-Co-интерметаллические соединения, при способе прямого восстановления и диффузии используют 550 г Nd₂O₃ 98% чистоты, 29 г Dy₂O₃ 99% чистоты и 500 г порошка Co 99% чистоты, к которым подмешивают 350 г Ca 99% чистоты и 60 г ангидрида CaCl₂, смесь загружают в контейнер из нержавеющей стали, получая порошок сплава в атмосфере аргона при 750^oC в течение 8 ч. В результате компонентного анализа установлен состав получаемого порошка сплава, состоящего из 27,0 ат. % Nd, 0,6 ат.% Pr, 1,3 ат.% Dy и Co, содержание кислорода 1500 млн. долей.

Используя указанные выше два типа порошков, смешивают 20% по весу порошка регулирующего сплава с порошком основной фазы, загружают в такую дробилку, как распылительная мельница и подобное и измельчают до размера частиц 3 мкм. Полученный тонкий порошок ориентируют в магнитном поле около 10 кЭ и формуют при давлении около 1,5 т/см² под прямым углом к магнитному полю, получают формованный образец размера 8х15х10 мм. Формованный образец спекают в атмосфере аргона при 1100^oC в течение 3 ч и отжигают при 550^oC в течение часа. Магнитные характеристики полученного магнита также представлены в табл. 7, 8.

Сравнительный пример 14. Используя сплав основной фазы варианта 13, получают порошок регулирующего сплава при плавлении 490 г металлического Nd, 26 г металлического Dy и 500 г Co 99% чистоты в атмосфере аргона, расплав отливают в железной форме. В результате исследования структуры полученной болванки сплава установили наличие большого количества кристаллизованного Co, так что проводят гомогенизацию при 800^oC в течение 12 ч. В результате компонентного анализа определяли состав: 11,0 ат.% Nd, 0,6 ат.% Pr, 1,3 ат.% Dy и Co.

Используя два типа упомянутых выше порошков, смешивают 20% по весу порошка регулирующего сплава с порошком сплава основной фазы, получая такой же магнит, как в сравнительном примере 13. Магнитные характеристики полученного магнита также представлены в табл. 7, 8.

Сравнительный пример 15. В качестве материалов используют 305 г металлического Nd, 26 г металлического Dy, 55 г сплава Fe-B, содержащего 20% B, 100 г Co 99% чистоты и 525 г электролитического железа 99% чистоты. Смесь расплавляют в атмосфере аргона таким образом, чтобы получить сплав, имеющий определенный заранее состав, способом отливки с вытягиванием, используя медные валки, получают литой образец, имеющий толщину листа около 2 мм. Литой образец грубо дробят при гидрировании и размельчают щековой дробилкой, дисковой мельницей и подобными, получая 800 г порошка со средним размером частиц 10 мкм. Полученный порошок состоит из 13,5 ат.% Nd, 0,1 ат.% Pr, 1,0 ат. % Dy, 6,7 ат.% B, 11,3 ат.% Co и Fe. Содержание кислорода около 800 млн. долей. В результате EPMA-исследования структуры установлено, что размер частиц фазы R₂(Fe, Co₁₄)B составляет 0,3-1,5 мкм вдоль короткой оси и 5-90 вдоль длинной оси, фаза, обогащенная R, и фаза R-Co тонко диспергированы, как окружающая основная фаза. Используя порошок сплава в процессе отливки с вытягиванием, получают такой же магнит, как в сравнительном примере 3. Магнитные характеристики полученного магнита также приведены в табл. 7, 8.

Реферат

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

Формула