专利名称：R-t-b-c系稀土类磁性粉末及粘结磁体的利记博彩app
技术领域：
本发明涉及适合在粘结磁体的制造中使用的稀土类磁性粉末、及使用该磁性粉末制作的粘结磁体，尤其是涉及以碳(C)取代硼(B)的一部分的R-T-B-C系稀土类磁体。
背景技术：
现在，R-T-B(R是包括Y的稀土类元素的至少一种，T是以铁为主要成分的过渡金属，B是硼)系稀土类磁体作为高性能磁体在广泛领域使用。通过再循环利用能够再使用该R-T-B系稀土类磁体，不仅从确保资源和有效利用资源的观点来看，而且从降低R-T-B系稀土类磁体的制造成本这一观点看也是重要的。
在R-T-B系稀土类磁体的制造工序中产生的磨削金属碎屑或微粉末，氧化反应性强、在大气气氛中有引起自然火灾的危险，因此希望通过焚烧等处理有意识地进行氧化，进行变成稳定的氧化物的处理。通过对这样的氧化物实施酸溶解等化学处理，能够分离·提取稀土类成分。
另一方面，即使关于R-T-B系磁体的最终制品，也研究利用再熔解(重熔)等方法，进行对R-T-B系原料合金的再循环利用。
但是，在进行R-T-B系稀土类磁体的再熔解时，即使能够充分地去除包含在稀土类磁体中的氧，也产生碳含量反而增加的等问题。
迄今为止，对于R-T-B系稀土类磁体中所含的氧或碳等杂质来说，为了提高磁体性能或耐蚀性，认为极力减低这些杂质是重要的。从这样的观点看，为了推进R-T-B系稀土类磁体的再循环利用，怎样地去除上述杂质变得重要。
但是，如果进行用于去除氧或碳的特别处理，工序费用就大幅度地上升，因此不会产生制造成本降低的效果。在实现稀土类磁体的再循环利用上，这成为非常大的障碍。
另一方面，在再循环利用稀土类粘结磁体时，将磁性粉末和粘结树脂分离后，考虑针对其磁性粉末进行再循环利用的处理。但是，该树脂含有大量的碳成分，因此树脂中的碳或附着在磁性粉末上、或难以避免熔着·粘着。因此，在从粘结磁体回收的磁性粉末中含有大量的碳杂质。因此，在粘结磁体的情况下，与稀土类烧结磁体同样，也需要用于去除碳的处理，这就阻碍稀土类粘结磁体的再循环利用。
本发明是鉴于这样的诸问题而完成的，其主要目的在于提供一种虽然含有碳(C)作为必须元素、但磁性优良的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料，同时使稀土类磁体的再循环利用成为可能。
发明内容
本发明的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料是R-T-B-C系稀土类合金磁性材料(R是包括Y的稀土类元素的至少一种，T是以铁为主成分的过渡金属，B是硼，C是碳)，其特征在于，包括具有R2Fe14B型晶体构造的第一化合物相、和在晶格面间隔d为0.295nm以上0.300nm以下的位置具有衍射峰的第二化合物相，上述第二化合物相的上述衍射峰相对于与上述第一化合物相的(410)面有关的衍射峰(晶格面间隔0.214nm)的强度比是10％以上。
在优选的实施方式中，R的组成比率是全体的25重量％以上35重量％以下，B和C的合计组成比率是全体的0.9重量％以上1.1重量％以下，T占余量部分。
在优选的实施方式中，C相对于B(硼)和C(碳)的合计含量的含量比率是0.05以上0.75以下。
上述第一化合物相的平均粒径优选为10nm以上500nm以下。
在优选的实施方式中，R-T-B-C系稀土类合金磁性材料是采用包括使上述R-T-B-C系稀土类合金的熔液急冷而制作急冷凝固合金的工序、及加热上述急冷凝固合金进行结晶化的热处理工序的方法而制作的。
T以Fe作为主体，Fe的一部分也可以被选自Co、Ni、Mn、Cr和Al中的一种或一种以上的元素取代。
在R-T-B-C系稀土类合金磁性材料中，也可以添加选自Si、P、Cu、Sn、Ti、Zr、V、Nb、Mo和Ga中的一种或一种以上的元素。
本发明的稀土类合金磁性粉末，其特征在于，是将上述的任一种R-T-B-C系稀土类合金磁性材料粉碎而制作的。
本发明的粘结磁体，其特征在于，使用上述稀土类合金磁性粉末制作。
本发明的永磁体，其特征在于，使用上述稀土类合金磁性粉末制作。
本发明的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的制造方法，其特征在于，包括准备将R-T-B-C系稀土类合金(R是包括Y的稀土类元素的至少一种，T是以铁为主成分的过渡金属，B是硼，C是碳)的熔液进行急冷制作的急冷凝固合金的工序、及加热上述急冷凝固合金进行结晶化的热处理工序，通过上述热处理工序生成具有R2Fe14B型晶体构造的第一化合物相和在晶格面间隔d为0.295nm以上0.300nm以下的位置具有衍射峰的第二化合物相，上述第二化合物相的上述衍射峰相对于与上述第一化合物相的(410)面有关的衍射峰的强度比是10％以上。
本发明的另外的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的制造方法，其特征在于，通过将R-T-B-C系稀土类合金(R是包括Y的稀土类元素的至少一种，T是以铁为主成分的过渡金属，B是硼，C是碳)进行急冷制作包括具有R2Fe14B型晶体构造的第一化合物相、和在晶格面间隔d为0.295nm以上0.300nm以下的位置具有衍射峰的第二化合物相的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料，上述第二化合物相的上述衍射峰相对于与上述第一化合物相的(410)面有关的衍射峰的强度比是10％以上。
在上述热处理工序之前和/或之后，优选进行粉碎工序。
本发明的粘结磁体的制造方法包括准备采用上述任一种的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的制造方法制作的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的粉末的工序、及混合上述粉末和粘结材料并进行成形的工序。
本发明的另外的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的制造方法包括准备将回收的已使用过的R-T-B系稀土类磁体(R是包括Y的稀土类元素的至少一种，T是以Fe为主成分的过渡金属，B是硼)熔化、通过急冷凝固而制作的R-T-B-C系稀土类急冷合金(C是碳)的工序；加热上述R-T-B-C系稀土类急冷合金进行结晶化的热处理工序。
在优选的实施方式中，通过上述热处理工序，生成具有R2Fe14B型晶体构造的第一化合物相、和在晶格面间隔d为0.295nm以上0.300nm以下的位置具有衍射峰的第二化合物相，上述第二化合物相的上述衍射峰相对于与上述第一化合物相的(410)面有关的衍射峰的强度比成为10％以上。
本发明的粘结磁体的制造方法包括准备采用上述R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的制造方法制作的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的工序；混合上述粉末和粘结材料并进行成形的工序。
图1(a)是表示在本发明的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的制造方法中使用的超急冷装置的全体结构例的剖面图，图1(b)是进行急冷凝固的局部放大图。
图2是表示母合金E的急冷凝固薄带的结晶化热处理前的X射线衍射图案的曲线图。横轴是衍射角(2θ)，纵轴是衍射峰的强度。
图3是表示母合金G的急冷凝固薄带的结晶化热处理前的X射线衍射图案的曲线图。横轴是衍射角(2θ)，纵轴是衍射峰的强度。
图4是表示关于试样No.22的合金、在结晶化热处理后的X射线衍射图案的曲线图。横轴是衍射角(2θ)，纵轴是衍射峰的强度。
图5是表示关于试样No.8的合金、在结晶化热处理后的X射线衍射图案的曲线图。横轴是衍射角(2θ)，纵轴是衍射峰的强度。
图6是表示在以Nd30.0Fe69.0B(1.0-x)Cx的组成式表示的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料(热处理条件873K、300秒)中，使碳的比例X从0变化至0.75时的磁性的曲线图。
图7是表示对应于图6的曲线图，在以Nd30.0Fe59.0Co10.0B(1.0-x)Cx的组成式表示的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料(热处理条件873K、300秒)中，使碳的比例X从0变化至0.75时的磁特性。
图8是表示关于以Nd30.0Fe69.0B0.75C0.25的组成式表示的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料，使结晶化热处理的温度T从873K变化至1073K(600～800℃)时的磁特性的曲线图。
图9是表示在以Nd30.0Fe69.0B0.75C0.25或者以Nd30.0Fe69.0B0.50C0.50的组成式表示的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料中，使结晶化热处理温度T在广泛范围进行变化时的峰强度比的变化的曲线图。
具体实施例方式
本发明人对含有碳(C)作为必须成分的R-T-B系稀土类磁性材料进行各种研究的结果发现，采用急冷法使具有某种特定的组成范围的合金熔液凝固后，在适当的温度范围实施热处理的情况下，不仅生成硬磁性的R2Fe14B型化合物，而且在晶格面间隔d为0.295nm以上0.300nm以下的位置(d＝0.298nm附近)具有衍射峰，生成目前还不知道的化合物结晶相，以至于想到本发明。
就在晶格面间隔d为0.295nm以上0.300nm以下的位置(X射线源是CuKα时，2θ＝30°附近)具有衍射峰的化合物结晶相(在本说明书中，为了方便称做“第二化合物相”)来说，如果变更合金中的碳量或其他成分的组成范围、而且变更结晶化热处理的条件，在能检测的量的水平上，就不会生成。虽然该第二化合物相的结晶结构现在还不清楚，但对改进磁特性起到重要的作用。
根据本发明人的实验可知，如上所述，通过调节合金中的碳量、其他成分的组成范围，而且通过调节结晶化热处理的条件，生成第二化合物相，使第二化合物相的上述衍射峰本对于与R2Fe14B型化合物相的(410)面有关的衍射峰(晶格面间隔0.214nm)的强度比达到10％以上时，能够发挥实用上充分优良的磁特性。进而从得到更高磁特性这样的观点看，该峰强度比优选为30％以上，更优选为50％以上。
迄今为止，已有打算添加碳(C)的R-T-B-C系稀土类磁性材料的报告，但还未观察到显示上述那样的衍射峰的第二化合物相。推断其理由是，第二化合物相的生成，对原料合金组成、热处理条件是敏感的，因此在用通常的条件制作时，不会生成显示上述那样的衍射峰的第二化合物相，或者即使生成，其量也是少的。
在本发明中，通过在合金原料中添加适当量的碳，用碳部分地取代合金中的硼，如果生成上述的第二化合物相，则在提高剩磁等磁特性的同时，可改善耐候性。
这样，按照本发明，以目前作为杂质处理的碳成分作为必须成分加入成为可能。因此，在R-T-B系烧结磁体、R-T-B系粘结磁体的再循环利用中能够使用本发明。即，使用回收的已使用过的R-T-B系烧结磁体或R-T-B系粘结磁体，制作含碳成分的原料合金，由该原料合金高效率地制造本发明的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料是可能的。尤其在粘结磁体的情况下，如上所述，作为粘结磁性粉末的粘结剂，一般是使用树脂，碳系物质往往牢固地附着在磁体表面，但即使是像这样，也能开辟作为本发明的原料有效地利用的道路。
再者，本发明的磁性材料被证实，不仅其磁特性处于充分优良的水平，而且耐候性等品质也良好。
在发明中，硼和碳的合计含量(B+C)设定为0.9重量％以上1.1重量％以下，而且碳的比率(C/(B+C))优选设定在0.05以上0.75以下的范围内。
再有，本发明中的Fe的一部分也可以用选自Co、Ni、Mn、Cr和Al中的一种或一种以上元素取代，也可以添加选自Si、P、Cu、Sn、Ti、Zr、V、Nb、Mo和Ga中的一种或一种以上元素。
以下，说明本发明的实施方式。
图1的装置具备保持真空或者惰性气体环境、可以调整其压力的原料合金的熔解室1和急冷室2。图1(a)是全体结构图，图1(b)是局部放大图。
如图1(a)所示，熔解室1具备在高温下熔解能配合成所希望的磁体合金组成的原料20的熔解炉3；在底部具有出液喷嘴5的贮液容器4；既能抑制大气进入又能向熔解炉3内供给配合原料的配合原料供给装置8。贮液容器4贮存原料合金的熔液21，具有能够将其出液温度维持在规定的水平的加热装置(未图示)。
急冷室2具备用于使从出液喷嘴5流出的熔液21急冷凝固的旋转冷却辊7。
在该装置中，熔解室1和急冷室2内的环境气氛及其压力控制在规定的范围。为此，在装置的合适部位设置环境气体供给口1b、2b和8b及气体排出口1a、2a和8a。特别是，为了将急冷室2内的绝对压力控制在真空～80kPa的范围内，气体排出口2a与泵连接。
熔解炉3是能够倾斜动作的，介助转动体6将熔液21适当地注入贮液容器4内。熔液21在贮液容器4内被未图示的加热装置加热。
贮液容器4的出液喷嘴5配置在熔解室1和急冷室2的隔壁上，使贮液容器4内的熔液21下流到位于下方的冷却辊7的表面上。出液喷嘴5的孔口直径，例如是0.5～2.0mm。在熔液21的粘性为较大时，熔液21难以流过出液喷嘴5内，但在本实施方式中，因为使急冷室2保持为比熔解室1低的压力状态，所以在熔解室1和急冷室2之间形成压力差，熔液21的出液顺畅地进行。另外，在本发明中，在原料合金中含有碳，因此合金熔液的粘性降低，可容易地以稳定的状态进行合金熔液的滴下。
冷却辊7优选由Cu、Fe或者含有Cu、Fe的合金形成。如果用Cu、Fe以外的材料制作冷却辊，则急冷合金相对于冷却辊的剥离性变得恶化，因此存在急冷合金卷附在辊上的危险，这是不令人满意的。冷却辊7的直径，例如是300～500mm。设置在冷却辊7内的水冷装置的水冷能力，根据每单位时间的凝固潜热和出液量计算出，并进行调节。
采用图1所示的装置，例如能够使合计10kg的原料合金以10～20分钟急冷凝固。这样形成的急冷合金，例如成为厚10～300μm、宽2mm～3mm的合金薄带(合金带材)22。
首先，制作具有上述组成的原料合金的熔液21，贮存在图1的熔解室1的贮液容器4中。在本实施方式中，通过添加铁碳合金导入碳。原料合金也可以是从回收的已使用过的稀土类烧结磁体或粘结磁体得到的。
接着，将该熔液21从出液喷嘴5流出到减压Ar环境气氛中的水冷辊7上，通过与水冷辊7接触，进行急冷凝固。作为急冷凝固方法，优选使用能够高精度地控制冷却速度的方法。在本实施方式的情况下，优选将熔液21的冷却速度设定为102～107℃/s。
合金的熔液21通过冷却辊7冷却的时间，相当于从合金接触于旋转的冷却辊7的外周表面至离开的时间，在该期间，合金的温度降低，发生凝固。此后，已凝固的合金离开冷却辊7，在惰性环境气氛中飞行穿过。在合金以薄带状飞行的期间，热被环境气体夺走，结果其温度更降低。
在本实施方式中，通过将辊表面速度调节在5m/s以上50m/s以下的范围内，来制作含有非晶态相的急冷合金。在辊表面圆周速度不到5m/s时，产生粗大的结晶相并长大，因而得不到作为目的的微细组织，因此是不令人满意的。另一方面，如果辊表面圆周速度超过50m/s，则难以用量产设备实现这样的表面圆周速度，并且磁特性上的优点也少。更优选的辊表面圆周速度的范围是20m/s以上50m/s以下。
在本发明中使用的合金熔液的急冷方法，不限于上述的单辊法，也可以是双辊法、气体雾化法、薄带铸造法，而且也可以是将辊法和气体雾化法进行组合的冷却法等。
在本发明的情况下，原料合金中含有碳，因此可提高非晶态生成能，即使是比较慢的冷却速度，也能够再现性良好地制造含有大量的非晶态相的急冷合金。因此，在上述各种的急冷方法中，即使使用量产性良好但冷却速度较慢的薄带铸造法，也能够制造具有优良的磁特性的磁性合金。
在本实施方式中，在氩气环境气氛中实行热处理。优选为，升温速度设定为5℃/s以上200℃/s以下，在550℃以上750℃以下的温度下保持30秒钟以上60分钟以下的时间后，冷却至室温。通过该热处理，在非晶态相中，R2Fe14B结晶相、第二化合物相长大。
再者，如果使热处理温度下降至550℃以下，就不析出R2Fe14B型结晶相，因此不出现矫顽力。另外，如果热处理温度超过750℃，则各构成相的晶粒显著长大，剩磁密度Br降低，退磁曲线的矩形性劣化。因此，热处理温度优选为550℃以上750℃以下，更优选的热处理温度的范围是550℃以上700℃以下。
为了防止合金的氧化，热处理环境气氛优选为50kPa以下的Ar气体或N2气体等惰性气体。也可以在0.1kPa以下的真空中进行热处理。
再者，也可以在热处理前预先将急冷合金的薄带进行粗切断或粉碎。
热处理后，如果将所得到的磁性材料粉碎，制成磁体粉末(磁粉)，则可以按照公知的工序由该磁粉制造各种粘结磁体。在制作粘结磁体时，本发明的磁粉和环氧树脂、聚酰胺树脂混合，成形为所希望的形状。此时，在本发明的磁粉中也可以混合例如Sm-T-N系磁粉、硬铁氧体磁粉。
使用上述的粘结磁体可以制造电动机、致动装置等各种转动机。
在将磁粉用于注射成形粘结磁体时，优选是粉碎成粒度为150μm以下，更优选的粉末的平均粒径是1μm以上100μm以下。另外，在用于压缩成形粘结磁体时，优选是粉碎成粒度为300μm以下，更优选的粉末的平均粒径是50μm以上200μm以下，最优选的范围是50μm以上150μm以下。
实施例首先，使用高频熔解法制作具有表1所示的各组成的母合金。就Nd来说，使用纯度为99.5％以上的原料，就碳来说，使用碳含量为3.0质量％的铁碳合金，就其他成分来说，使用纯度为99.9％以上的原料。在氩气环境下，使用氧化铝坩埚进行上述原料合金的熔解。
表1 重量％
在母合金E中不添加碳(C)，在母合金I中用碳(C)取代全部硼(B)。母合金A中所含的Nd量是25重量％，在表1的母合金中最少。另一方面，母合金O中所含的Nd量是35重量％，最多。
利用单辊法急冷上述的各母合金A～O的熔液，制作急冷凝固合金的薄带。在急冷中使用的冷却辊由Cu形成，辊圆周速度设定为35m/s。母合金在具有直径为0.7mm的孔口的石英管内熔解。石英管的孔口的前端和辊表面之间的距离(间隙)设定成0.5mm，急冷环境气氛是50kPa的Ar气体，为了喷射熔液，使用压差为50kPa的Ar气体。
图2和图3是表示急冷凝固薄带的结晶化热处理前的利用CuKα射线源的X射线衍射图案的曲线图。横轴是衍射角2θ，纵轴是衍射强度。图2涉及使用不添加碳(C)的母合金E的情况(比较例)，图3涉及使用含有适当量的碳的母合金G的情况(实施例)。
由急冷法得到的急冷合金薄带，例如从图2和图3所示的X射线衍射数据所知道的那样，含有大量的结晶相，矫顽力HcJ都是100kA/m以下。
用玛瑙乳钵将这样的急冷合金薄体粉碎成500μm以下的大小，在Ar环境气氛中、在500～1000℃的温度下保持30分钟进行结晶化热处理。对于已进行过热处理的粉末，利用VSM(振动样品磁强计)进行磁特性评价并进行X射线衍射。其结果示于表2中。
表2
在表2中，示出在每个试样No.中使用的母合金的符号、热处理温度、磁特性(剩磁密度Br、矫顽力HcJ)、在d＝0.298nm附近(2θ＝30.0°附近)有无衍射峰。在表2的最右栏中，“双圆圈符号”的意思是在d＝0.298nm附近(2θ＝30.0°附近)观察到具有与R2Fe14B型结晶相的(410)面有关的衍射峰(2θ＝42.2°)的80％以上强度的衍射峰。另外，“单圆圈符号”的意思是在d＝0.298nm附近(2θ＝30.0°附近)观察到具有上述衍射峰(2θ＝42.2°)的10％以上强度的衍射峰。“△符号”的意思是在d＝0.298nm附近(2θ＝30.0°附近)观察到具有上述衍射峰(2θ＝42.2°)的5％以下10％以下强度的衍射峰。“×符号”的意思是在d＝0.298nm附近观察不到衍射峰。
正如从表2所知，在观察到充分强度的衍射峰(d＝0.298nm附近)的情况下，得到优良的磁特性。在由完全不添加碳的母合金E的合金熔液制成急冷合金时，即使在600℃温度下进行此后的结晶化热处理，也实质上不生成第二化合物相，观察不到其衍射峰(d＝0.298nm附近)。
另外，即使由具有合适组成的的母合金G制成急冷合金，结晶化热处理温度在500℃以下或者800℃以上，也观察不到第二化合物相的衍射峰(d＝0.298nm附近)，磁特性也恶化。
图4和图5是表示对急冷凝固薄带进行上述的结晶化热处理后的X射线衍射图案的曲线图。图4涉及使用不添加碳(C)的母合金E的情况(试样No.22比较例)，图5涉及使用含有适当量的碳的母合金G的情况(试样No.8实施例)。
正如从图5所知，在试样No.8的情况下，不仅观察到硬磁性的R2Fe14B型化合物的衍射峰，而且在晶格面间隔d为0.295nm以上0.300nm以下的位置(d＝0.298nm附近2θ＝30.0°))也清楚地观察到衍射峰。另一方面，在图4中，在晶格面间隔d＝0.298nm附近(2θ＝30.0°附近)观察不到衍射峰。
在图5中，第二化合物相的衍射峰(2θ＝30.0°)相对于与R2Fe14B型结晶相的(410)面有关的衍射峰(2θ＝42.2°)的强度比成为100％以上。
下面，参照图6～图9，说明碳(C)相对于硼(B)和碳(C)的全体的比例X与磁特性的关系等。
图6表示，在以Nd30.0Fe69.0B(1.0-x)Cx的组成式表示的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料(热处理条件873K、300秒)中，使碳的比例X从0变化至0.75时的磁特性。在图6中，曲线的横轴是外部磁场Hex，纵轴是磁化J。另外，外部磁场的单位是MA/m，磁化J的单位是特斯拉(T)。正如从图6所知，在X＝0.25时得到最优良的磁特性，此时的特性比完全不添加碳的情况更优良。
图7表示与图6相对应的曲线，表示在以Nd30.0Fe69.0Co10.0B(1.0-x)Cx的组成式表示的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料(热处理条件873K、300秒)中，使碳的比例X从0变化至0.75时的磁特性。正如从图7所知，在X＝0.25～0.75时得到充分优良的磁特性。
图8表示在以Nd30.0Fe69.0B0.75C0.25的组成式表示的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料中，使结晶化热处理的温度T从873K变化至1073K(600～800℃)时的磁特性。正如从图8所知，在热处理温度是1073K(800℃)时，磁特性发生劣化。
图9表示在以Nd30.0Fe69.0B0.75C0.25或者Nd30.0Fe69.0B0.50C0.50组成式表示的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料中，使结晶化热处理的温度T在广泛范围进行变化时的峰强度比的变化。正如从图9所知，第二化合物相的衍射峰强度I2.98(2θ＝30.0°附近)相对于与R2Fe14B型结晶相的(410)面有关的衍射峰强度I2..14的比(I2.98/I2..14)，在热处理温度973K(700℃)左右成为最大。
产业上的可应用性按照本发明，能提供一种虽然含有碳(C)、但磁性优良的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料，因此不管烧结磁体/粘结磁体的区别，能够廉价地实现由回收的稀土类磁体到磁性材料(薄带或粉末)的再循环利用，实现资源的有效利用或磁体制造成本的大幅度的降低。
另外，添加的碳降低稀土类磁体的氧化反应性，因此在制造过程中不会因发热、起火造成磁体性能劣化，也不会妨碍工序的安全性。而且，即使在磁体表面不设置提高耐候性用的特别保护膜，也能够防止磁体随时间的劣化。
权利要求
1.一种R-T-B-C系稀土类合金磁性材料(R是包括Y的稀土类元素的至少一种，T是以铁为主成分的过渡金属，B是硼，C是碳)，其特征在于含有具有R2Fe14B型晶体构造的第一化合物相；和，在晶格面间隔d为0.295nm以上0.300nm以下的位置具有衍射峰的第二化合物相；所述第二化合物相的所述衍射峰相对于与所述第一化合物相的(410)面有关的衍射峰(晶格面间隔0.214nm)的强度比是10％以上。
2.根据权利要求1所述的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料，其特征在于R的组成比率是全体的25重量％以上35重量％以下，B和C的合计组成比率是全体的0.9重量％以上1.1重量％以下，T占余量部分。
3.根据权利要求1或2所述的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料，其特征在于C的含量相对于B(硼)和C(碳)的合计含量的比率是0.05以上0.75以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料，其特征在于所述第一化合物相的平均粒径是10nm以上500nm以下。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料，其特征在于是采用包括通过急冷R-T-B-C系稀土类合金熔液制作急冷凝固合金的工序、及加热所述急冷凝固合金进行结晶化的热处理工序的方法而制作的。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料，其特征在于T所包括的Fe的一部分用选自Co、Ni、Mn、Cr和Al中的一种或一种以上的元素取代。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料，其特征在于添加选自Si、P、Cu、Sn、Ti、Zr、V、Nb、Mo和Ga中的一种或一种以上的元素。
8.一种稀土类合金磁性粉末，其特征在于是将权利要求1～7中任一项所述的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料进行粉碎制作的。
9.一种使用权利要求5所述的稀土类合金磁性粉末制作的粘结磁体。
10.一种使用权利要求8所述的稀土类合金磁性粉末制作的永磁体。
11.一种R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的制造方法，其特征在于包括准备将R-T-B-C系稀土类合金(R是包括Y的稀土类元素的至少一种，T是以铁为主成分的过渡金属，B是硼，C是碳)的熔液急冷而制作的急冷凝固合金的工序；和加热所述急冷凝固合金进行结晶化的热处理工序，通过所述热处理工序生成具有R2Fe14B型晶体构造的第一化合物相和在晶格面间隔d为0.295nm以上0.300nm以下的位置具有衍射峰的第二化合物相，所述第二化合物相的所述衍射峰相对于与所述第一化合物相的(410)面有关的衍射峰的强度比是10％以上。
12.一种R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的制造方法，其特征在于通过将R-T-B-C系稀土类合金(R是包括Y的稀土类元素的至少一种，T是以铁为主成分的过渡金属，B是硼，C是碳)的熔液急冷制作包括具有R2Fe14B型晶体构造的第一化合物相和在晶格面间隔d为0.295nm以上0.300nm以下的位置具有衍射峰的第二化合物相的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料，所述第二化合物相的所述衍射峰相对于与所述第一化合物相的(410)面有关的衍射峰的强度比成为10％以上。
13.根据权利要求11所述的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的制造方法，其特征在于在所述热处理工序之前和/或之后，进行粉碎工序。
14.一种粘结磁体的制造方法，其特征在于包括准备采用权利要求11～13中任一项所述的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的制造方法制作的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料粉末的工序；和混合所述粉末和粘结材料并进行成形的工序。
15.一种R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的制造方法，其特征在于包括准备将回收的已使用过的R-T-B系稀土类磁体(R是包括Y的稀土类元素的至少一种，T是以铁为主成分的过渡金属，B是硼)熔融、通过急冷凝固制作的R-T-B-C系稀土类急冷合金(C是碳)的工序；和加热所述R-T-B-C系稀土类急冷合金进行结晶化的热处理工序。
16.根据权利要求15所述的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的制造方法，其特征在于通过所述热处理工序生成具有R2Fe14B型晶体构造的第一化合物相和在晶格面间隔d为0.295nm以上0.300nm以下的位置具有衍射峰的第二化合物相，所述第二化合物相的所述衍射峰相对于与所述第一化合物相的(410)面有关的衍射峰的强度比成为10％以上。
17.一种粘结磁体的制造方法，其特征在于包括准备采用权利要求15或16所述的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料的制造方法制作的R-T-B-C系稀土类合金磁性材料粉末的工序；和混合所述粉末和粘结材料并进行成形的工序。
全文摘要
包括制作将R－T－B－C系稀土类合金(R是包括Y的稀土类元素的至少一种，T是以铁为主成分的过渡金属，B是硼，C是碳)的熔液急冷制作的急冷凝固合金的工序、和加热上述急冷凝固合金进行结晶化的热处理工序。通过上述的热处理工序生成具有R
文档编号H01F1/058GK1507636SQ0182326
公开日2004年6月23日 申请日期2001年6月29日 优先权日2001年6月29日
发明者富泽浩之, 金子裕治, 治 申请人:住友特殊金属株式会社