CN1176470A

CN1176470A - 生产永久磁体的方法及其产品

Info

Publication number: CN1176470A
Application number: CN97114734A
Authority: CN
Inventors: 佐川真人; 山本日登志; 藤村节夫; 松浦裕
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1985-02-27
Filing date: 1997-07-21
Publication date: 1998-03-18
Also published as: CN85101455A; CN1012235B; CN1175066A; CN1052568A

Abstract

生产永磁体的方法及其产品,包括对一种合金粉末进行成型处理,再进行烧结,之后进行热处理。产品的磁能积可达到35MGOe,40MGOe或更高。

Description

生产永久磁体的方法及其产品

本发明谈的是稀土-铁基永磁体或永磁材料，其成分中一点儿也不用或仅用少量价格昂贵、资源稀少的钴，及制这种产品的方法。

永磁材料是十分重要的电气、电子材料之一，广泛用于各种民用电器、大规模计算机的外围设备中。随着目前对电气、电子器件减小体积提高效率的要求，相应地日益希望提高永磁材料的效率。

近些年使用的典型永磁材料是铝镍钴合金、硬磁铁氧体以及稀土-钴磁体。最近由于原材料钴供应不稳定已造成对铝镍钴磁体(按重量包含20-30％的钴)需求量的减少。取而代之，稍便宜的硬磁铁氧体现在成为主要的磁性材料，另一方面，由于稀土-钴磁体中按重量的含钴量高达50-65％所以很贵，此外，在稀土矿中钐(Sm)的含量也不丰富。但是由于这种磁体比其他磁体的磁性强很多，所以主要用于价格更高的小型磁路中。为了降低稀土磁体的价钱、扩大使用范围和用量，要求磁性材料摆脱价格昂贵的钴或者仅用少量钴，所用的主要稀土成份是稀土矿中富含的轻稀土元素，已经有人企图得到这种永磁体。例如，A.E.clark发现，溅射非晶TbFe2，在4.2°K时磁能积是29.5兆高斯奥斯特(MGOe)，在300-500℃热处理之后，室温下矫顽力iHc为3.4千奥斯特(KOe)，最大磁能积(BH)max为7MGOe。对SmFe2也进行了类似的研究报告表明在77°K时能量积可高达9.2MGOe。但是，这些材料都是用溅射方法制成的薄膜，做不出什么实用的磁体。还有报告说，由熔体快淬制备的PrFe基合金薄带，其矫顽力iHc为2.8KOe。此外，库畴(KOOn)等发现，由熔体快淬制备(FeB)_0.9Tb_0.05La_0.95非晶薄带在627℃回火后矫顽力iHc高达9KOe，剩余磁通密度Br是5KG。然而，由于其退磁曲线不是令人满意的矩形回线(参看1981年应用物理快报39(10)N.C.KOOn等的文章，P840-842)，所以该薄带的最大磁能积很低。L.Kabacoff等报告说，通过(FeB)_1-xPrx组合物(按原子比为X＝0-0.3)的熔体快淬，可获得室温下矫顽力可达KOe水平的FePr二元系薄带。可是，这些熔体快淬薄带或溅射薄膜并非任何实用的永磁体(物体)也不可能制成任何实用的永磁体。从传统的基于FeBR的熔体快淬薄带以及基于RFe的溅射薄膜不可能得到形状与大小理想的大块永磁体。由于其磁化曲线不是令人满意的矩形回线，迄今所报告的FeBR基薄带不能做成任何可与常用的磁体相比的实用的永磁体。由于溅射薄膜以及熔体快淬薄带本质是磁各向同性的，所以实际上几乎不可能得到具有高标准实用性能的磁各向异性材料。

通常“R”代表稀土元素，它包括Y。

本发明的一个目的是提出一种生产永磁体或永磁材料的新颖而实用的方法，其中不用任何昂贵材料，此方法消除了以前工艺的缺点。

本发明的另一目的是提出一种在室温和较高温度下有良好磁性新颖而实用的生产永磁体的方法。它能制成任何理想的形状的实用的体积，其磁化曲线为高度矩形的回线。这种方法能有效地利用资源较多的轻稀土元素，而基本上不使用资源稀少的稀土元素，比如Sm。

本发明的第三个目的是提出一种制造永磁体或永磁材料的新方法，它仅用少量钴而仍然具有良好的磁性。

本发明的第四个目的是改善Fe-B-R基磁性材料及磁体的温度相关性。(即减小)。

本发明的第五个目是的提出若干种永磁材料和永磁体，它们性能好到过去从末听说的程度，也提出了生产它们的方法。

其它目的在全文中不点自破。

经本发明者充分研究达到了上述目的。而且已发现，经过烧结以后，在某一成份范围内，Fe-B-R合金的磁性，用专用名词表示为矫顽力以及退磁曲线的矩形回线，通过制成(压实)一种有特殊颗粒大小的粉末得到极大改进。对于成形后的物体进行烧结，随后进行热处理或在一些特殊条件下(日本专利申请第58(1983)-90801号及相应目前公布的欧洲专利申请EPA第126802号)，进行所谓老化处理。

但是，再详细的研究发现，在上述热处理时，采用更特殊的条件，进行两阶级热处理，其矫顽力，退磁曲线的矩形回线可获进一步改进，因此，磁性的改变减少了。

更明确地讲，按照第一个观点，本发明提供了一种生产永磁材料的方法，其特征在于包括下列步骤：

制成一种平均颗粒大小为0.3到80微米的合金粉末，其成份中原子的百分比是，8-30％的R(假定R至少是包括Y在内的稀土元素之一)，2-28％是B，其余是铁和不可避免的一些杂质(即下文所说的“FeBR基合金”)，对成形物体在900-1200℃温度下烧结，然后在750-1000℃温度下进行首次热处理，再以3-2000℃/分的冷却速率对第一次热处理后的物体进行冷却，最后在480-700℃温度下对经过上述冷却后的物体进行第二次热处理。

如无特殊声明下文所说的百分比皆指原子的百分数。

按照本发明的第二个观点，FeBR基合金的含钴量不大于50％，FeBR基合金中的铁有一部分被取代。据此，在温度属性的改进方面其结果是制成的磁性材料的居里点增加了。

按照本发明的第三个观点，FeBR基合金中包含附加元素M中的至少一种，其百分比不超过给定值(0％M除外)：

不大于9.5％的V，不大于12.5％的Nb，

不大于10.5％的Ta，不大于9.5％的Mo，

不大于9.5％的W，不大于8.5％的Cr，

不大于9.5％的Al，不大于4.5％的Ti，

不大于5.5％的Zr，不大于5.5％的Hf，

不大于8.0％的Mn，不大于8.0％的Ni，

不大于7.0％的Ge，不大于3.5％的Sn，

不大于5.0％的Bi，不大于2.5％的Sb，

不大于5.9％的Si，以及不大于2.0％的Zn。

如果包含两种或两种以上的M，那么其总和不大于所含附加元素M中给定的最大百分比。

大多数的附加元素M的加入都是为了改善其矫顽力。

按照本发明的第四个观点，FeBR基合金含钴量为特定值，(如第二观点所述)，也可以含有特定量的附加元素M(如第三观点所述)。通过以下的详细论述并参考附图，可以明确了解本发明上述目的，其它目的及特征。该附图单独用于图解说明。其中：

图1表示在FeCoBR基合金中Co的含量与居里点之间的关系。

下面将进一步解释本发明的详细情况。

第一个观点：(如无特殊声明，第一观点的论述一般也用于后面观点)。

在本发明的永磁材料内，B的含量不应少于2％(其中的％在下文中代表合金中的原子百分比)，以适应不少于3KOe的矫顽力iHC值而且又不能多于28％以使剩余磁通密度Br不小于大约6KG(千高斯)，这个值是远优于硬磁铁氧体的，R的含量应不少于8％以使其矫顽力不小于3KOe。但是，不要让R的含量高于30％，因为R太容易燃烧，这就造成技术处理和生产上的困难，也使得它成本提高。

原材料便宜，所以本发明显得很有用，因为用的是有资源的稀土元素比如R，而没必要用Sm，不把Sm作为主要成份。

本发明所采用的稀土元素R包括Y、也包括轻、重稀土元素，可能至少用一种。换一句话，R包括Nd、Pr、La、Ce、Tb、Dy、Ho、Er、Eu、Sm、Gd、Pm、Tm、Yb、Lu和Y。使用某些轻稀土元素作为R就可以，如用Nd和Pr还可获得一些特殊性能。通常，用Nd、Pr、Dy、Tb、Ho或类似元素中的一种作R就行，但是实际上为了方便使用两种或两以上元素的混合物(含铈的稀土元素合金、镨钕混合物)等。可以采用Sm、Y、La、Ce、Gd等与其它R元素的混合物，特别是与Nd、Pr、Dy、Tb、Ho等的混合物。应当注意到，R可能不是纯稀土元素，可能含有杂质，其它稀土元素在生产过程中不可避免地夹带进的Ca、Mg、Fe、Ti、C、O等，只要工业上可行。为了得到最好效果，提高矫顽力，把R分为R₁和R₂，R₁是Dy、Tb、Gd、Ho、Er、Tm和Yb组成之群体中的一种或几种元素，R₂中至少含有80％的Nd和/或Pr其余的是除R₁之外的一种或几种稀土元素(包括Y)，最好不包含Sm或者含量越少越好，La也不应含量太多，最好低于2％(低于1％更好)。

所用的硼可以是纯硼或者铁硼，可以包含象Al、Si、C等杂质。在本发明的磁性材料中，除了B和R余量是Fe，但是可能包含因生产过程不可避免而夹带进来的杂质。

本发明所设计的永磁材料含8-30％的R元素，2-28％的硼元素，其余是铁，其磁性用最大磁能积(BH)max表示，大大超过硬磁铁氧体显示的4MGOe。

就R而言，最好让Nd和Pr之和至少在整体R中占50％(最好达80％或更高)以使其具有更大的磁性而且可靠、便宜。

顶好选择一个成份的范围，其中轻稀土元素(Nd，Pr)占整体R的50％或更多，它由12-24％的R、3-27％的B及余量Fe所组成，最大磁能积(BH)max超过10MGOe。极好的情况是取这样的成份范围，其中Nd和Pr之和占整体R的50％或更多，而它由12-20％的R、5-24％的B及余量铁组成，那么成品的磁性表现出的最大磁能积(BH)max超过15MGOs，可达35MGOe。如果R₁占0.05-5％，R占12.5-20％，B占5-20％，余是铁，那么最大磁能积(BH)max就保持不会低于20MGO，同时矫顽力iHc不低于10KOe。但是，本发明设计的老化处理方法带来一个另外的效果，此外，若成份中含有0.2-3％的R₁，13-19％的R，5-11％的B，余是铁，则使最大磁能积(BH)max提高到不低于30MGOe。

更好一些的FeBR组成比例是12.5-20％的R，5-15％的B，65-82.5％的铁，那时可得到的磁能积是20或更高。R超过20％或Fe低于65％时，剩磁Br将减小。在Fe含量超过82.5％时，矫顽力iHc将减小。

再进一步改进的FeBR组成比例则含R13-18％，含B5-15％，含铁67-82％，这时磁能积可超过20MGOe，而含B为5-11％时可达30MGOe。

出人意外的是能量积可达到40MGOe甚至44MGOe，即含有大致6-7％的B，13-14.5％的R，其余是Fe(或者含有一定量的Co及/或M)。Co含量可达10％，M含量可达到大约1％。

在小范围内，磁能积可达35MGOe或更大些，即，含硼6-11％，含R13-16％，其余是Fe。M含量可达2％而Co含量可达15％。

应当注意，在后续的观点中包含Co和M，它们的含量应当包含在上文讨论的Fe的含量中，因为在每种混合物中Fe都定义为余量。

本发明所述的永磁材料可通过研磨、成形(压实)，烧结，以及对由上述成份组成的合金进行进一步热处理来制造。

下面结合在生产有磁各向异性的FeBR永磁材料的方法中所用的具体设备对本发明做出解释。

作为所用的原料，可以由电解铁作为铁成份，钝硼或铁硼作为B成份、95％的稀土R或更纯的R所组成。在上述范围内，这些材料事先称好重量，按一定配方混合，熔炼成合金，例如在真空或在有惰性气体气氛条件下通过高频熔炼，电弧熔炼等方法进行熔化，随后进行冷却。这样得到的合金用捣碎机、粗磨机等进行粗磨。随后再用射流粉碎机、球磨机等进行细磨。细磨可以在惰性气体气氛下进行干态研磨，也可以在有机溶剂(比如丙酮、甲苯等)条件下进行湿态研磨，通过细磨可使合金粉末的平均颗粒大小为0.3-80微米。在平均颗粒大小低于0.3微米时，在细磨或后来的生产步骤中会发生可观的氧化，结果使密度增加、磁性下降。(在特殊条件下进一步减小颗粒大小是可能的，但是，那样做有困难而且制备过程及设备费用是可观的。)如果平均粒度超过80微米就不可能获得较强的磁性。用术语即矫顽力也大不了。要得到强磁性，合金细末的平均颗粒大小以1-40微米为好，最好为2-20微米。

将颗粒大小为0.3-80微米的合金粉末在一个磁场(例如，不小于5KOe的磁场)中进行加压成形。成形压力最好为0.5-3.0吨/厘米²(ton/cm²)。为了在磁场中加压成形，上述合金粉末可以在专用设备中成形，也可以在某种有机熔剂(比如丙酮、甲苯等)中成形。成形后的物体要在900-1200℃温度下进行烧结。烧结要在还原的或非氧化的气氛中持续一定的时间，比如，在不高于10^-2乇的真空中或者在惰性气体，还原气体气氛中进行，最好让惰性气体处在1-760乇的气压下其纯度为99.9％或更高。若烧结温度在900℃以下，则得不到足够的烧结密度，也得不到较高的剩余磁通密度。若温度高于1200℃，烧结物体会变形而且结晶颗粒的大小就失去控制，这样产品的剩余磁通量密度、退磁化曲线的回线矩形性就会变差。另一方面，烧结的时间可取5分钟或再长些，不过太长了就给大量生产造成一个个问题。所以要得到所需要的磁性最好取0.5-4小时为一个烧结周期，等等，要记在心里。要注意，顶好让作为烧结气氛的惰性气体、还原气体保持一个高的水平，因为R成分在高温下很容易被氧化。用惰性气体时，在1到760乇之间的减压条件下进行烧结，可获得较高的烧结密度。

然而在烧结期间，温度升高的速率并没有什么特殊限制，若如上述的湿态成形，可采用40℃/min的温度升高率以去掉有机溶剂是理想的。如果为了去掉有机溶剂而在200到800℃温度范围保持0.5小时或更长些的加热过程，也很好。烧结后进行冷却时，最好采用不小于20℃/min的冷却速度以限制磁能积的变化(定性地)。为了通过随后进行的热处理或老化处理以增强磁性，烧结后的冷却速率最好不小于100℃/min。(但是，应注意，热处理可紧随烧结的完成而进行)。

烧结之后进行热处理的步骤如下。首先，被烧结的物体要在750-1000℃温度下进行第一阶段的热处理，然后以3-2000℃/min的冷却速率把它冷却到不超过680℃。接着，在480-700℃温度范围内对已冷却的物体进行第二次热处理。

关于第一阶段热处理的温度，如果低于750℃则第一阶段热处理的效果如此之差以致于矫顽力的增加量甚微。若温度超过1000℃，被烧结物体的结晶颗粒就增大，因而矫顽力下降。

为了增加矫顽力，改进退磁化曲线回线的矩形性，减少变化，第一阶段热处理的温度最好取770-950℃，取790-920℃则更好。

就采用的冷却速率而言(接着第一阶段热处理)，如果冷却速率低于3℃/min，那么矫顽力就下降而且退磁化曲线回线的矩形性就变差，然而冷却速率大于2000℃/min，被烧物体内就产生微裂，这样矫顽力也下降。在第一阶段热处理温度到不大于680℃的温度之间要保持给定的冷却速率。在不高于680℃温度范围以内，冷却可以慢也可以快。在给定的冷却速率下，如果冷却温度范围的下限高于680℃，那矫顽力就会明显下降。为了减少磁性的变化，不造成性能降低，在冷却速率给定时，冷却温度的下限不高于650℃是理想的。为了增大矫顽力、改进退磁化曲线回线的矩形性，同样是为了减少磁性的改变，抑制微裂的发生，顶好冷却速率为10-1500℃/min，最好为20-1000℃/min。

本发明设计的两阶段热处理的一个特点是，经过在750-1000℃条件下的初次热处理之后，冷却到不高于所采用的680℃的温度，由此，可在750℃和700℃之间进行快速冷却，而后，在480-700℃的低温范围内进行第二次热处理。但应注意，如果在初次热处理及冷却(比如在炉内冷却等)之后就立即进行第二次热处理。那么产品磁性的改善就受到限制，换句话说，这意味着在750℃和700℃之间有一个未知的晶体结构或金相不稳定区，它引起磁性的退化；可是，快速冷却可以消除这个影响。应当了解，在第一次热处理以及随后进行的予定的冷却之后，第二次热处理可以立即进行，或者稍候片刻进行。

第二次热处理的温度限制在480-700℃之间。如果温度低于480℃或高于700℃，则矫顽力及退磁化曲线回线的矩形性之改善就减少。为了增大矫顽力、改善退磁化曲线回线的矩形性，也为了减少磁生的变化，第二次热处理的温度顶好采取526-670℃之间，最好为550-650℃之间。

由于在极短的时间内控制温度有困难，再加上周期太长工业指标下降，所以不对第一阶段热处理的时间作特殊限制，较好的时间范围是0.5-8.0小时。

如上所述由于极短时间内控制温度困难，周期太长工业指标下降，所以也不对第二阶段热处理的时间作特殊限制，较好的时间范围是0.5-12.0小时。

下面提供老化处理时对气氛要求的参考数据。由于合金混合物中的R成份，在高温下可与氧气或湿气发生强烈反应，在真空度方面不应高于10^-3乇。也可以用惰性气体或还原气体气氛，其纯度应为99.99％或更高。在上述范围内，所选的烧结温度由永磁材料的成份决定，老化温度可从不高于所选的烧结温度范围内选取。

应当指出，老化处理，包括第一、第二次热处理，可以继烧结之后进行，也可以在冷却到室温后再加热。不论哪个方法获得的磁性都相同。

本发明并不对磁各向异性永磁体做特殊限制，大致相同的方法也适用于磁各向同性永磁体，只是在成形过程中不加磁场可得到优秀的磁性。

若成份为10-25％的R，3-23％的B，余量是Fe及不可避免的一些杂质，则各向同性磁体表现出不小于3MGOe的最大磁能积(BH)max。虽然各向同性磁体的磁性是各向异性磁体磁性的

，但是，按本发明的方法制造的磁体比一股的各向同性磁体的磁性强。当R含量增加时，iHC就增加，可是Br在到达最大值之后就减小了。这样，当R的含量不应小于10％也不要多于25％以使(BH)max不小于3MGOe。

当B的含量增加时，iHC增加，但Br在达到最大值后就减小了。这样B的含量应在3％到23％之间以使(BH)max不小于3MGOe。

顶好能得到强磁性，用(BH)max来表示不小于4MGOe，这种混合物中R的主要成份是轻稀土元素，比如Nd和/或Pr(在整体R中占50％或再多些)，它是由12-20％的R元素、5-18％的B元素及余量Fe组成的。最理想的是这样的混合物，其中的R主要成份是轻稀土元素比如Nd，Pr等，而该混合物由12-16％的R，6-18％的B及余量Fe组成，因为成品各向同性磁体所表现出的磁性按(BH)max表示，不低于7MGOe，这个值在以前生产各向同性磁体的工艺中从未得到过。

至于各向异性磁体，一般不用任何粘合剂和润滑剂，因为它们对成形中定向有妨碍。但对于各向同性磁体，加入粘合剂、润滑剂等可使压力加工效率得到改进，增加成品的强度等。

本发明设计的永久磁体也允许存在杂质，这在工业生产中是不可避免的。即在给定范围内可包含Ca、Mg、O、C、P、S、Cu等。只要杂质总量不超过4％，杂质中Ca、Mg及/或C不应多于4％，Cu及/或P不超过3.5％，S不超过2.5％，O不超过2％是可以的。C可能从所用的有机粘合剂中带入，Ca、Mg、S、P、Cu等可能从原材料、生产过程等途径带入。C、P、S和Cu的带入对Br的影响与未进行老化处理的情况实际上是相似的，因为老化主要是对矫顽力起作用。关于这一点，可参考我们早期欧洲专利申请即现在公开的欧洲专利申请(EPA)第101552号，其中所定的杂质含量水平决定于要求的Br水平。

如上所述，本发明的第一观点指出便宜的，Fe-基永磁材料，其中成份中一点儿也不用Co，它表现出较高的剩磁性，较大的矫顽力和磁能积，因此在工业上有较高价值。

上述FeBR基磁性材料和磁体，其主要(至少为体积的50％，更好些为80％)磁性相是一种FeBR型四方晶体结构，结晶特性远不同于熔体快淬薄带或由此得到的任何磁体。其中心化学成份被认为是R₂Fe14B而晶格参数a大约是8.8埃，C大约是12.2埃。成品磁性材料的晶粒大小通常在1-80微米的范围(FeCOBR、FeBRM或FeCOBRM磁性材料为1-90微米)最好取2-40微米。关于晶体的结构可参考欧洲专利申请(EPA)第101552号。

FeBR基磁性材料包括一种次要的非磁相，它主要由富R(金属)相组成并包围主磁性相的晶炷。这种非磁相即使有很少的量也很有效比如体积的1％就足可起作用。

FeBR基磁性材料的居里点范围从160℃(适于Ce)到370℃(适于Tb)，典型情况是大约300℃或更高一些(适于Pr、Nd等)。

第二观点

按照本发明所说的第二个观点，FeBR基磁性材料还可以含有一定量(50％或少于50％)的钴Co，这样成品FeBR磁性材料的居里点将提高。即在FeBR基磁性材料中一部分Fe由Co取代。烧结后的热处理(老化)改进矫顽力和退磁化曲线回线的矩形性，这个事实公布于日本专利申请第58-9080号，相应于现在的欧洲专利申请(EPA)第126802号。

按此观点，如前所述，通过进行第二次热处理可以进一步改善其性能。对于FeCoBR磁性材料热处理方法，成形及烧结方法实际上与生产FeBR基磁性材料时所用的方法相同。

一般说来，经鉴定，某些Fe合金的居里点随添加Co含量的增加而提高然而另一些Fe合金的居里点随添加Co含量的增加而下降，造成复杂的结果难以予料，如图1所示。按此观点，已经发现，作为对FeBR系统中的部分Fe进行替换的结果，居里点Tc随着添加Co含量的增加而渐渐提高还证明了一个类似的倾向，即在FeBR基合金中R的类型是无关紧要的加微量的Co(比如，仅仅加入0.1％到1％)对提高居里点Tc就有效。通过图1中的(77-X)FexCo8B15Nd作为举例，它说明可使几种合金的居里点Tc在大约300℃和大约670℃之间，具体值视Co的含量而定。

按此观点，在FeCOBR基永磁体内，B、R及(Fe+Co)各成份的含量基本上与在FeBR基磁体中的含量相同。

钴Co的含量应不多于50％，因为它昂贵，也考虑到居里点Tc的改进和Br。一般说来，以5％到25％的量掺入，特别是掺入5％到15％效果最好。

按此观点，如果永磁材料8-30％的R，2-28％的B，不多于50％的Co以及余量基本都是Fe所组成，那么这种材料的磁性在矫顽力方面不小于3KOe、剩磁通密度Br不小于6KG，最大磁能积(BH)max远超过硬磁铁氧体的值。

最佳情况是这样的一个成份范围，即其中R的主要成份是轻稀土元素(Nd，Pr)占整体R的50％或更多些，由12-24％的R，3-27％B不多于50％的Co及余量基本都是Fe所组成。因为成品的最大磁能积(BH)max达到或超过10MGOe。

再好些的方案是这样的一个成份范围，即其中整体R含有50％或更多一些的Nd+Pr，它由12-20％的R，5-24％的B，不多于25％的Co以及余量基本都是铁所组成，因为这样做可获得更强的磁性，用(BH)max表示超过15MGOe可达35MGOe或者更高。当Co不少于5％时，Br的温度系数(α)不高于0.1％/℃，这意味着温度依赖性很好。在含Co量不高于25％的情况下，Co对提高居里点Tc有贡献而且不对其他磁性能造成不良影响(如果含Co量不高于23％可获得相同的磁性能甚至有改进)。若由0.05-5％的R₁，12.5-20％的R，5-20％的B，不多于35％的Co及余量铁所组成，可使最大磁能积(BH)max保持不低于20MGOe。而且iHc超过10KOe。但是对于这样的组分，可以按本发明进行进一步老化处理。另外，如果组分为0.2-3％的R₁，13-19％的R，5-11％的B，不多于23％的Co和余量铁，其最大磁能积(BH)max超过30MGOe。

全部FeBR系统摆脱了Co，所发明的FeCOBR基磁体由于加了Co不仅改进了温度依赖关系，而且改进了退磁化曲线回线的矩形性，由此最大磁能积也能得到改进。此外，由于Co比Fe更耐腐蚀，因此加了Co使这些磁体更耐腐蚀是可能的。

各向同性FeCOBR磁体

有50％或不足50％的Co取代Fe，这一点与FeBR基各向同性磁体几乎是相同的，特别是关于R和B的含量更是如此。已提到过的最大磁能积(BH)max至少是4MGOe的组分可以含有35％的钴或者再少点儿；而最理想的、(BH)max至少是17MGOe的组分可含23％或更少一点的钴。

FeCOBR磁性材料的杂质含量可与FeBR基磁性材料基本相同。

第三个观点(FeBRM磁性材料)

第四个观点(FeCOBRM磁性材料)

依照本发明的第三、第四观点，某些附加的元素M可以掺入第一观点所说的FeBR基磁性材料或者掺入第二观点所说的FeCOBR磁性材料这就分别构成了第三、第四个观点。

附加元素M至少由从下列元素群体选出的一种元素所组成，这些元素是：V、Nb、Ta、Mo、W、Cr、Al、Ti、Zr、Hf、Mn、Ni、Ge、Sn、Bi、Sb、Si以及Zn，其给定的用量在前面概述中已进过。大多数情况下，掺入M是为了改进矫顽力和回线的矩形性，特别是对各向异性的磁性材料更是如此。

基本上相同的热处理，及其它制备方法，例如成形，烧结等将同样可用于第三、第四个观点。

至于R和B的含量和作用，基本上和第一观点指出的一样，也将用于第三、第四观点。关于Co，基本上如第二观点所说的那样将同样用于第四观点。

现在，按照这些观点论述在永磁材料中的附加元素M，它们的加入目的是提高矫顽力。特别是在Br的最大值区域提高矫顽力，从而改进退磁化曲线的矩形性。矫顽力的提高可导致磁体稳定性的增加并扩大了它们的用途。但是，Br却随着M含量的增加而降低。由于这个原因，其最大磁能积(BH)max就减小了。含M的合金是非常有用的，特别是在(BH)max不小于6MGOe时更有用，因为近来需要高矫顽力的使用场合越来越多，宁可以稍微减少一些(BH)max为代价。

为了查清加入附加元素M对Br造成的影响，加入不同数量的M然后测定Br的变化。为了使Br远远超过硬磁铁氧体大约4KG这个值，也为了使(BH)max远远超过硬磁铁氧体的大约4MGOo这个值，加入M量的上限确定如下：

9.5％V， 12.5％Nb， 10.5％Ta，

9.5％Mo， 9.5％W， 8.5％Cr，

9.5％Al， 4.5％Ti， 5.5％Zr，

5.5％Hf， 8.0％Mn， 8.0％Ni，

7.0％Ge， 3.5％Sn， 5.0％Bi，

2.5％Sb， 5.0％Si， 2.0％Zn，

M的加入量不为零，可以使用一种、两种或更多种的M元素。当含有两种或两种以上M元素时，通常生成物的性质按照所加各元素的特征值之间的中间值来表示，各元素含量应在上述百分数范围内，M元素总含量不应大于各元素实际给定的最大值。

按上述FeBRM的组分，本发明设计的永磁材料其最大磁能积(BH)max远远超过硬磁铁氧体的值(达4MGOe)。

最好采用下列成份范围，即其中总体R包含50％或更多一些的轻稀土元素(Nd，Pr)，它由12-24％的R，3-27％的B，一种或多种附加元素-不超过8.0％的V，不超过10.5％的Nb，不超9.5％的Ta，不超过7.5％的Mo，不超过7.5％的W，不超过6.5％的Cr，不超过7.5％的Al，不超过4.0％的Ti，不超过4.5％的Zr，不超过4.5％的Hf，不超过6.0％的Mn，不超过3.5％的Ni，不超过5.5％的Ge，不超过2.5％的Sn，不超过4.0％的Bi，不超过1.5％的Sb，不超过4.5％的Si和不超过1.5％的Zn-只要其总量不超过附加元素M中实际给定的原子百分比之最大值就可以，余量基本上是Fe，理想情况下(BH)max可超过10MGOe。更佳的情况是这样的组成范围，其中整体R包含50％或更多的轻稀土元素(Nd、Pr)，它由12-20％的R，5-24％的B，一种或多种附加元素M-不超过6.5％的V，不超过8.5％的Nb，不超过8.5％的Ta，不超过5.5％的Mo，不超过5.5％的W，不超过4.5％的Cu，不超过3.5％的Al，不超过3.5％的Ti，不超过3.5％的Zr，不超过3.5％的Hf，不超过4.0％的Mn，不超过2.0％的Ni，不超过4.0％的Ge，不超过1.0％的Sn，不超过3.0％的Bi，不超过0.5％的Sb，不超过4.0％的Si和不超过1.0％的Zn-只要其总量不超过附加元素M中实际给定的原子百分比之最大值，余量基本上是Fe，获得不低于15MGOe的(BH)max值以及高达35MGOe甚至更高的(BH)max值都是可能的。

如果成份为0.05％的R₁，12.5-20％的R，5-20％的B，不超过35％的Co，其余为Fe，那么可保持最大磁能积不低于20MGOe而iHc超过10KOe。但是对于这样一种混合物，可按照本发明进行进一步热处理。此外，如果成份为0.2-3％的R₁，13-19％的R，5-11％的B而且其余是Fe，其最大磁能积超过30MGOe。特别有用的M是V，Nb、Ta、Mo、W、Cr和Al。按其效果来说M含量不要超过3％(最理想的情况是1％)且不少于0.1％是最好。

关于加入附加元素M的效果可参看以前的欧洲专利申请(EPA)第101552号，以便了解M的含量对Br有怎样的影响。这样就可以确定M的含量与各种想要得到的Br水平之间的关系。

各向同性磁体

关于各向同性磁体，除了下面的情况以外，实际上前面所说的观点同样可用。附加元素M的含量应与各向异性磁性材料(第三、第四观点所说的磁性材料)相同。只是满足下列要求：

不超过10.5％的V，不超过8.8％的W，

不超过4.7％的Ti，不赶过4.7％的Ni，以及不超过6.0％的Cr。

至于从第一到第四观点所讲的各向同性磁体，一般说来，含有一定量的杂质是允许的，比如，C、Ca、Mg(每种不得超过4％)，P(不超过3％)，S(不超过2.5％)，Cu(不超过3.3％)，等等，只要求其总和不超过各个给定的最大值。

在下面的文字中，按照各观点的实施例及本发明的效果将通过一些例子予以解释。不过，可以看到本发明并不受所举便子及其描述的方法的限制。

附表1-20表示出通过下列步骤制备FeBR基永磁体的特性具体说来，表1-5，表6到10，表11到15及表16到20分别列举了以FeBR，FeCoBR，FeBRM和FeCoBRM为基的永磁体的各项特性。

(1)关于原材料，纯度为99.9％(按重量的百分比，下文使用的原材料纯度同)的电解铁用作Fe，铁硼合金(含有19.38％的硼5.32％的Al，0.74％的Si，0.03％的C和余量Fe)用作B，纯度为99％或更高纯度的稀土元素(杂质主要是别的稀土金属)用作R。

纯度为99.9％的电解钴用作Co。

所用的M元素是Ta、Ti、Bi、Mn、Sb、Ni、Sn、Zn和Ge，每种纯度为99％，还有纯度为98％的W，纯度为99.9％的Al，以及纯度为95％的Hf。用含Zr77.5％的锆铁合金、含V81.2％的矾铁合金、合Nb67.6％的铁铌合金，含Cr61.9％的铁铬合金分别作为Zr，V，Nb和Cr。

(2)通过高频感应的方法将原材料熔化。一只铝制坩锅用来作为坩锅在一个水冷却的铜模中进行浇铸以得到坯料。

(3)把熔化后得到的坯料压碎成-35mesh，在球磨机上进行研磨以得到给定的平均颗粒大小的状态。

(4)在磁场中，以给定压力对粉末进行压制成形。但是，在各向同性磁体的生产中，成形时不加任何磁场。

(5)成形后的物体在给定的气氛中，在特定的900℃-1200℃温度范围内进行烧结，之后再进行特定的热处理。

例1

通过在氩气中进行高频冶炼得到成份按原子百分比为77Fe9B14Nd的一种合金，用水冷却的铜模进行铸造。对所得到的合金用捣碎机进行粗研，成为不大于40mesh的颗粒，然后在氩气中用球磨机进行细磨，达到平均颗粒大小为8微米。对经这样处理得到的粉末，再在10KOe的磁场中，用2.2ton/cm²的压力加压、成形，然后在纯度为99.99％、760乇的氩气中进行烧结，烧结温度为1120℃持续2小时。在烧结之后，使烧结过的物体以500℃/min的冷却速率冷却到室温。其后，在氩气气氛中820℃条件下进行老化处理，老化时间各不相同，接着以冷却速率250℃/min使之冷却到不高到650℃的温度，再进一步老化处理，老化温度600℃，持续2小时，以得到本发明设计的磁体。

所得磁体的磁性列于表1，表中还列出了在820℃条件下进行单阶段热处理之对照的特性。

表1

第一阶段老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩余磁通密度(KG)	矫顽力iHc(KOe)	最大磁能积(MGOc)
第一阶段老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩余磁通密度(KG)	矫顽力iHc(KOe)	最大磁能积(MGOc)	对照例(经第一阶段老化后)	10.611.211.211.211.2	6.210.811.912.410.9	24.129.229.429.629.1
820820820820	0.751.04.18.0				对照例(经第一阶段老化后)

例2

通过在氩气电弧法熔化得到成份中按原子百分比为70Fe13B9Nd8Pr的一种合金，用一只水冷却的铜铸模进行铸造。对所得的合金用捣碎机进行粗研，使其颗粒大小不大于40mesh，再用球磨机在某种有机溶剂中进行细磨，达到平均颗粒大小为3微米。按这个方法得到的粉末再在15Koe的磁场中，以1.5ton/cm²的压力进行加压，成形，接着在纯度为99.99％、250乇的氩气中进行烧结，烧结温度为1140℃持续2小时，在烧结之后，使经过烧结的物体以150℃/min的冷却速率冷却到室温。随后，进行2小时的第一阶段热处理，热处理温度各不相同，如表2所示，再以300℃/min的冷却速率使之冷却到不高于600℃，然后在640℃条件下进行8小时的第二阶段热处理，以得到本发明设计的磁体，所生成之磁体的特性列于表2，表中还列出对照例(经单阶段老化处理过后)的磁性。

表2

第一阶段老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩磁(KG)	矫顽力iHc(KOe)	最大磁能积(MGOe)
第一阶段老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩磁(KG)	矫顽力iHc(KOe)	最大磁能积(MGOe)	800850900950720(对照)	120120120120120	8.98.98.98.78.6	11.811.711.88.36.3	19.519.919.515.215.815.4
对照例(在第一阶段老化后)		8.4	6.2		800850900950720(对照)	120120120120120	8.98.98.98.78.6	11.811.711.88.36.3

例3

通过在氩气电弧中熔化得到其原子百分比如表3所示的Fe-B-R合金，用一只水冷却的铜铸模进行铸造。对这种合金在捣碎机中进行粗磨，使其颗粒大小不大于50mesh，再用球磨机在某种有机溶剂中进行细磨，使其平均颗粒大小为5微炷，在12KOe的磁场中以2.0ton/cm的压力对这些粉进行加压成形，接着在纯度为99.999％，150乇气压下进行烧结，烧结温度为1080℃，持续2小时，随后以600℃/min的冷却速率使之快速冷却到达室温。其后，在高纯度500乇的氩气中进行2小时的老化处理，老化温度为800℃，接着以300℃/min的的冷却速率使之冷却到不高于630℃，再在620℃条件下进行4小时的第二阶段老化处理，以得到本发明设计的合金磁体。成品磁体的磁性列于表3，表3还列出了对照例(经第一阶段老化处理后)的磁性。

表3

(成份)	剩磁(KG)	矫力iHc(KOe)	最大磁能积(MGOe)
(成份)	剩磁(KG)	矫力iHc(KOe)	最大磁能积(MGOe)	78Fe9B13Nd69Fe15B14Pr2Nd71Fe14B8Nd5Gd66Fe19B8Nd7Tb69Fe14B10Nd5Gd(经第一阶段老化后)66Fe19B8Nd7Tb(经第一阶段老化后)	11.48.58.98.18.57.9	14.312.410.912.46.97.4	27.115.817.815.214.211.9

例4

通过在氩气电弧中熔化得到按原子百分比为下例成份的Fe-B-R合金，用一只水冷却的铜模进行铸造。对这些合金用捣碎机进行粗研使其颗粒大小不大于35mesh，再用球磨机在某种有机溶剂中进行细磨，达到平均颗粒大小为4微米。对所得到的粉末，在无磁场条件下以1.5ton/cm²的压力进行加压成形，随后在纯度为99.99％，180乇气压下进行烧结，烧结温度为1090℃，持续2小时，接着以400℃/min的冷却速率快速冷却至室温。其后，在高纯度，650乇气压的氩气中进行第一阶段老化处理，老化处理的温度为840℃，持续3小时，接下来以180℃/min的冷却速度率使之冷却到不高于600℃，然后在630℃×2小时条件下进行第二阶段老化处理，以得到本发明设计的磁体。磁体磁性的测量结果列于表4，表4还列出了只进行第一阶段热处理示例的磁性(对比示例)。

表4

(成份)	剩磁(KG)	矫力iHc(KOe)	最大磁能积(MGoe)
(成份)	剩磁(KG)	矫力iHc(KOe)	最大磁能积(MGoe)	76Fe9B15Nd79Fe7B14Nd78Fe8B12Nd2Gd76Fe9B15Nd(第一次老化处理后)79Fe7B14Nd(第一阶段老化处理后)	5.45.65.65.25.3	12.413.012.36.97.4	6.06.25.95.25.1

例5

通过在氩气中高频熔炼方法得到一种按原子百分比成份列于下表的Fe-B-R合金，用一只水冷却的铜模具进行铸造。

将该合金用捣碎机进行粗研，使颗粒大小不大于35mesh，然后用球磨机在某种有机溶剂中进行细磨，使其达到平均颗粒大小为3微米，对所得到的粉末，在12KOe磁场中，以1.5ton/cm²的压力进行加压成形，随后在纯度为99.99％、200乇气压的氩气中进行烧结，烧结温度为1080℃，持续2小时，接着以500℃/min的冷却速率使之快速冷却至室温。

其后，在760乇氩气中800℃条件下老化处理一小时，接下来以300℃/min的冷却速率把它冷却到室温，再在620℃条件下，进一步进行3小时的老化处理，以得到本发明设计的磁体。该磁体的磁性列于表5，表5还列出了对照示例的磁性(烧结后)。

表5

(成份)	剩磁(KG)	矫顽力(KOe)	最大磁能积(MGOe)
(成份)	剩磁(KG)	矫顽力(KOe)	最大磁能积(MGOe)	79.5Fe6.5B14Nd79.5Fe6.5B14Nd(对照例，烧结后)	13.713.6	10.27.2	44.241.4

例6

通过在氩气中进行高频熔炼得到一种成份按原子的百分比为62Fe6B16Nd16Co的合金，用一只水冷却的铜模进行铸造。用捣碎机对此合金进行粗研，使其颗粒大小不大于35mesh，然后用球磨机在氩气气氛中进行细磨，使其达到平均颗粒大小为3微米。再在15KOe的磁场中以2.0ton/cm²的压力进行加压成形，接着在纯度为99.99％760乇气压的氩气中进行烧结，烧结温度为1100℃，持续2小时随后以500℃/min的冷却速率使之冷却到室温。紧接着在氩气气氛中，800℃条件下进行老化处理，老化处理时间可取不同的值。在以400℃/min的冷却速率把它已经冷却到500℃之后，再在590℃条件下进行进一步老化处理，持续2小时，以获得本发明所设计的磁体。产品的磁性结果列于表6，表6还给出对照例的磁性数据，对照例是在800℃条件下经1小时的单阶段老化的磁体。表6也列出了本发明设计之磁体的剩余磁通密度的温度系数α(％/℃)，同时列出仅经过单阶段老化处理之对照例磁体的相应温度系数值。

表6

老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩磁(KG)	矫顽力iFc(KOe)	最大磁能积(MGOe)	温度系数α
老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩磁(KG)	矫顽力iFc(KOe)	最大磁能积(MGOe)	温度系数α	(第一阶段老化后)	11.011.311.411.410.3	6.99.813.813.613.4	19.626.432.932.432.0	0.0850.0850.0840.0840.085
800800800800	0.751.04.08.0					(第一阶段老化后)

例7

通过氩气电弧法熔炼可得到某成份原子百分比为60Fe12B15Nd3Y10Co的一种合金。用一只水冷却的铜模对上述合金进行铸造。对所得到的合金用捣碎机进行粗研。使其颗粒大小不大于50mesh，再用球磨机在某种有机溶剂中进行细磨，使之平均颗粒大小为2微米。对所得到的粉末再在10KOe的磁场中用2.0ton/cm²的压力进行加压成形接着在纯度为99.99％、200乇气压的氩气中进行2小时的烧结烧结温度为1150℃，随后以150℃/min的冷却速率使之冷却到室温。第一阶段老化处理的温度取不同的值，列于表7而且要在2×10^-5的真空条件下进行。然后以350℃/min的冷却速率使之冷却到350℃。其后在620℃条件下进行4小时的第二阶段老化处理，以得到本发明设计的磁体，该磁体的磁性、剩余磁通密度(Br)的温度系数a(％℃)值均列入表7，表7还列出对照例(经一阶段老化处理后)的相应数据。

表7

老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩磁(KG)	矫顽力iHc(KOe)	最大磁能积(MGOe)	温度系数α
老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩磁(KG)	矫顽力iHc(KOe)	最大磁能积(MGOe)	温度系数α	700800850900950	120120120120120120	10.611.811.911.911.96.4	8.110.912.413.013.26.4	17.328.133.433.633.920.4	0.0840.0820.0830.0830.0830.083
(第一阶段老化处理后)						700800850900950	120120120120120120

例8

通过在氩气电弧中熔炼得到的几种其成份按原子百分比如表8所示的FeBRCo合金。分别用一只水冷却的铜模进行铸造。对得到的合金在捣碎机中进行粗研，使其颗粒大小不大于40mesh，再用球磨机在某种有机溶剂中进行细磨，使其平均颗粒大小为4微米。对所得到的粉末在15KOe磁场中用1.5ton/cm²的压力进行加压成形，然后在纯度为99.99％、200乇气压的氩气中进行2小时的烧结，烧结温度为1080℃，接着以400℃/min的冷却速率快速冷却到室温。随后在850℃条件下，600乇气压的氩气中进行2小时的第一阶段老化处理，接下来以200℃/min的冷却速率使之冷却速率使之冷却到350℃。其后，在650℃条件下进行2小时的第二阶段热处理，以得到本发明设计的磁体。该磁体的磁性，Br的温度系数a(％/℃)列于表8，表8还列出仅经过单阶段老化处理之对照例的相应数据。

表8

(成份)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯·奥斯特)	温度系数α
(成份)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯·奥斯特)	温度系数α	59Fe10B17Nd14Co58Fe8B14Pr20Co62Fe8B13Nd2Tb15Co46Fe6B14Nd2La32Co60Fe6B12Nd2Ho20Co60Fe6B12Nd2Ho20Co(对照例，经第一阶段老化后)	12.312.211.812.211.211.0	9.412.410.913.58.46.3	34.032.524.827.622.820.3	0.080.070.080.060.070.07

例9

通过氩气弧法熔炼得到其成份按原子百分比如下的一些FeBRCo合金，用一只水冷却的铜模进行铸造。对这些合金用捣碎机进行粗研，使其颗粒大小不超过25mesh，再用球磨机在某种有机溶剂中进行细磨使其平均颗粒大小为3微米。然后在没有任何磁场的条件下以1.5ton/cm²的压力对所得到的合金粉末进行加压成形，再在纯度为99.99％250乇气压的氩气中进行2小时的烧结，烧结温度为1030℃。在烧结之后，以300℃/min的冷却率快速冷却到室温接下来在840℃条件下，650乇的氩气中进行4小时的第一阶段老化处理，随后以350℃/min的冷却速率和它冷却到450℃。其后在650℃条件下进行2小时的第二阶段老化处理，以得到本发明设计的磁体。该磁体的磁性数据列于表9，表9还列出了仅经过第一阶段老化处理实例(对照例的相应数据。)

表9

(成份)	剩磁(千高斯)	矫力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯奥斯特)
(成份)	剩磁(千高斯)	矫力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯奥斯特)	65Fe9B16Nd10Co61Fe10B17Nd12Co62Fe8B13Nd2Gd15Co65Fe9B16Nd10Co经第一阶段老化处理后61Fe10B17Nd12Co经第一阶段老化处理后	5.25.45.65.25.3	13.413.612.78.68.3	5.86.05.75.15.0

例10

通过在氩气电弧中熔化得到其成份按所含原子百分比如下的一些FeCoBR合金，用一只水冷却的铜模进行铸造。

对所提到的合金在捣碎机中进行粗研，使其颗粒大小不超过35mesh再用球磨机在某种有机溶剂中进行细磨，使其平均颗粒大小为3微米，对所得到的合金粉末在12KOe的磁场中以1.5ton/cm²的压力进行加压成形，然后在纯度为99.99％、200乇气压的氩气中进行2小时的烧结，烧结温度为1080℃，接下来以500℃/min的冷却速率快速冷却至室温。

老化处理是在800℃温度、760乇的氩气中进行的，时间为1小时，随后以300℃/min的冷却速率冷却到室温。然后，在580℃条件下进行3小时的第二次老化处理，以得到本发明所设计的磁体。该磁性数据列于表10，表10还列出对比例的相应数据。(该对比例是在烧结之后的)

表10

(成份)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯奥斯特)
(成份)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯奥斯特)	73.5Fe6.5B14Nd6Co73.5Fe6.5814Nd6Co(对比例、烧结后)	13.613.4	9.76.8	41.839.1

例11

一种成份按所含原子的百分比为BalFe-8B-16Nd-2Ta-1Sb的合金，对该合金之平均颗粒大小为1.8微米的粉末，在15KOe的磁场中以1.5Ton/cm²的压力进行加压成形，接着在纯度为99.99％250乇的氩气中烧结2小时，烧结温度为1080℃，随后以600℃/min的冷却速率使之冷却到室温。老化处理是在氩气气氛中，780℃条件下用不同的时间进行的，然后以360℃/min的冷却速率把它冷却到480℃。而后，再在560℃条件下进行2小时的第二次老化处理，以得到本发明设计的磁体，其磁性结果列于表11，表11还列出了对照例的数据，该对照例在780℃条件下只进行1小时的单阶段老化处理。

表11

老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯·奥斯)
老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯·奥斯)	第一阶段老化后	12.412.612.612.612.7	10.312.412.612.812.9	33.135.836.236.336.1
780780780780	0.751.04.08.0				第一阶段老化后

例12

合金成份按所含原子的百分比为BrlFe-10B-13Nd-3Pr-2W-1Mn的一些合金粉末，其平均颗粒大小为2.8微米。对这种合金粉末在10KOe的磁场中以1.5Ton/cm²的压力进行加压成形，然后在纯度为99.999％、280乇的氩气中进行2小时的烧结，烧结温度为1120℃，接着以500℃/min的冷却速率冷却到室温。其后在4×10^-6乇的真空条件下，以不同的温度(列于表12)进行第一阶段老化处理，持续两小时，再以320℃/min的冷却速率把它冷却到不大于600℃的温度，然后第二阶段老化处理是在620℃条件下进行的，时间为8小时，以得到本发明设计的永磁体。其磁性结果列于表12，表12还列出对照例的相应数据。(该对照例是经过第二阶段老化处理后的)

表12

老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯奥斯特)
老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯奥斯特)	800850900950720(对比)	120120120120120	10.610.710.710.810.410.1	10.311.411.010.88.68.8	23.723.923.523.321.321.2
(对比例，经第一阶段老化后)					800850900950720(对比)	120120120120120

例13

一些Fe-B-R-M合金粉末，其成份按所含原子百分比于表13 ，平均颗粒大小是1到6微米，对这些合金粉末在15KOe的磁场中，以1.2Ton/cm²的压力进行加压成形，再在纯度为99.999％、180乇的氩气中进行两小时的烧结，烧结温度为1080℃，接着以650℃/min的冷却速率使之快速冷却至室温。然后，在775℃条件下，在高纯度、550乇的氩氯中进行2小时的老化处理，再以280℃/min的冷却速率使之冷却到不高于550℃。此后，在640℃条件下进行3小时的第二阶段老化处理，以得到本发明设计的永磁体。其磁性数据列于表13，表13还列出对照例的相应数据(该对照例经过单阶段热处理)。

表13

(成份)	剩磁	矫力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯奥斯特)
(成份)	剩磁	矫力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯奥斯特)	Fe8B14Nd1Mo1SiFe10B14Nd4Pr1Nb1HfFe12B14Nd4Pr1Nb1HfFe8B8Nd8Ho1Nb1GeFe11B15Nd1Mo2A1Fe9B15Nd2Cr1TiFe9B15Nd2Cr1Ti(对比例)Fe16Bi0Nd5Gd2V(对比例)Fe14B15Nd1Mo2A1(对比例)	12.511.810.59.97.911.611.410.37.8	10.312.411.013.212.811.68.17.66.4	34.632.024.122.413.633.430.822.412.4

例14

成份中按所含原子百分比为下列情况的Fe-B-R-M合金粉末，平均颗粒大小为2到8微米，对这种粉末在没有任何磁场的情况下以1.0Ton/cm²的压力进行加压成形，在纯度为99.999％、180乇的氩气中进行两2小时烧结，烧结温度为1080℃，随后以630℃/min的冷却速率快速冷却至室温。接着，在630℃条件下，350乇的氩气中进行4小时的第一阶段老化处理，然后以220℃/min的冷却速率使之冷却到不高于550℃，而接着在580℃条件下进行2小时的第二阶段热处理，以得到本发明设计的永磁体。其磁性数据列于表14，表14还列出对照例的相应数据。(该对照例仅进行过第一阶段老化处理)

表14

(成份)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯奥斯特)
(成份)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯奥斯特)	Fe8B14Nd1Ta1ZnFe8B16Nd2Ho2wFe8B12Nd2Ce1Nb1MoFe8B14Nd1Ta1Zn(对照例)Fe8B16Nd2Ho2w(对照例)Fe6B18Nd1Cr1ZrFe6B18Nd1Cr1Zr(对照例)	6.36.46.66.26.35.85.7	13.012.711.410.610.112.08.9	6.46.66.96.05.86.15.4

例15

按所含原子百分比具有下表所列之成份的Fe-B-R-M合金通过在氩气中高频熔化的方法获得，用一只水冷却的铜模进行铸造。

所得到的合金用捣碎机进行粗研，使其颗粒大小不大于35mesh，再用球磨机在某种有机溶剂中进行细磨，使平均颗粒大小为2.7微米对这样得到的合金粉末，在12KOe的磁场中，以1.5Ton/cm²的压力进行加压成形，再在纯度为99.99％、200乇的氩气中进行2小时的烧结，烧结温度为1080℃，接着以500℃/min的冷却速率使之快速冷却至室温。

其后，在800℃，760乇的氩气中进行1小时的老化处理，再以300℃/min的冷却速率使之冷却至室温，第二阶段的老化处理在620℃条件持续3小时，以得到本发明设计的磁体。其磁性数据列于表15，表15还列出了对照例(烧结后)的相应数据。

表15

(成份)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥高斯)	最大磁能积(兆高斯奥斯特)
(成份)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥高斯)	最大磁能积(兆高斯奥斯特)	Fe7B14Nd1MoFe6.5B14Nd1NbFe7B14Nd1Mo(对比例、烧结后)Fe6.5B14Nd1Nb(对比例、烧结后)	13.313.413.213.2	11.611.38.88.2	42.242.541.141.8

例16

按所含原子百分比其成份为BalFe-12Co-9B-14Nd-1Mo的合金粉末，其平均颗粒大小为35微米，对这种粉末在12Koe磁场中以1.3Ton/cm²的压力进行加压成形，再在纯度为99.99％、200乇的氩气中进行2小时的烧结，烧结温度为1120℃，然后在以650℃/min的冷却速率使之冷却至室温。其后，在820℃条件下，在氩气气氛中以不同的温度进行老化处理，再以350℃/min的冷却速率冷却到480℃，接着在600℃条件下进行两小时的第二阶段热处理，以得到本发明设计的磁体。其磁性数据和剩磁通量密度(Br)的温度系数α(％/℃)列于表16中，表16还列出只进行了820℃×1小时单阶段老化处理之磁体的相应数据。

表16

老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯奥斯特)	温度系数α(％℃)
老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯奥斯特)	温度系数α(％℃)	(对比例)	12.012.212.312.312.2	10.312.412.913.013.2	28.031.232.432.832.9	0.0860.0860.0870.0860.086
820820820820	0.751.04.08.0					(对比例)

例17

按所含原子百分比其成份为BalFe-18Co-10B-14Nd-1Y-2Nd-1Ge的合金粉末，平均颗粒大小为2.8微米，对这种粉末在12KOe的磁场中，以1.2Ton/cm²的压力进行加压成形，再在纯度为99.999％、250乇的氩气中进行两小时的烧结，烧结温度为1140℃，接着以400℃/min的冷却速率之冷却至室温。而后，在5×10^-5乇的真空中进行2小时不同温度(列于表17)的第一阶段老化处理，然后以400℃/min的冷却速率冷却到420℃，再在580℃条件下进行3小时的第二阶段老化处理，以得到本发明设计的磁体，其磁性数据和剩磁通量密度(Br)的温度系数a(％/℃)列于表17，表17还列出对照例(经过第一阶段老化处理)的相应数据。

17

老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩磁(千高)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯·奥斯特)	温度系数α(％℃)
老化温度(℃)	老化时间(小时)	剩磁(千高)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯·奥斯特)	温度系数α(％℃)	700800850900950	120120120120120	11.211.711.611.611.511.3	11.411.811.711.711.69.3	28.728.929.329.429.224.5	0.0810.0820.0810.0810.0810.081
对照例(经第一阶段老化处理后)						700800850900950	120120120120120

例18

Fe-Co-B-R-M合金的粉末，其成份中所含原子的百分比列于表18，其平均颗粒大小为2到8微米。对这种粉末在12KOe的条件下以1.2Ton/cm²的压力进行加压成形，再在纯度为99.999％、200乇的氩气中进行两小进的烧结，烧结温度为1100℃，接着用750℃/min的冷却速率快速冷却至室温。首次老化处理在820℃条件下、450乇的氩气中进行两小时，然后以250℃/min的冷却速率使之冷却到380℃。然后在600℃条件下进行两小时的第二阶段老化处理，以得到本发明设计的磁体。其磁性的数值及Br的温度系数a(％/℃)列于表18，表18也列出了只进行第一阶段老化处理对照例的相应数据。

表18

(成份)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯·奥斯特)	温度系数(％℃)
(成份)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯·奥斯特)	温度系数(％℃)	Fe5Co10B16Nd1Ta1MnFe20Co7B9Nd5Pr2WFe8Co7B12Nd4Tb1VFe10Co7B16Nd1AliBiFe5Co8B12Nd2Ho1AlFe5Co8B12Nd2Ho1Al(对比例)Fe8Co6B20Nd1CrFe8Co6B20Nd1Cr(对比例)	12.611.312.412.810.910.811.211.1	10.49.811.213.810.67.311.49.3	35.427.531.733.426.423.628.826.2	0.060.030.060.050.080.090.080.09

例19

Fe-CoB-R-M合金粉末，其成份如下表所示，其平均颗粒大小为1到6微米。对这种粉末在没有任何磁场条件下以1.3Ton/cm²的压力进行加压成形。再在纯度为99.999％、180乇的氩气中进行两小时的烧结，烧结温度取1080℃，随后以630℃/min的冷却速率快速冷却至室温。首次老化处理在850℃乇氩气中进行4小时，接着以380℃/min的冷却速率使之冷却到420℃，然后在620℃条件下进行3小时的第二阶段老化处理，以得到本发明设计的磁体。其磁性结果列于表19，表19还列出了没经过第二阶段老化处理之例子(对照例)的相应数据。

表19

(成份)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯·奥斯特)
(成份)	剩磁(千高斯)	矫顽力iHc(千奥斯特)	最大磁能积(兆高斯·奥斯特)	Fe15Co10B16Nd1TaFe10Co8B13Nd2HO2AI1SbFe25Co8B12Nd4Gd2VFe15Co10B16Nd1Ta(对照例)Fe10Co10B20Nd1Cr1ZrFe10Co10B20Nd1Cr1Zr(对照例)	6.35.95.35.44.94.6	11.210.411.79.313.410.1	8.68.38.28.35.24.8

例20

通过在氩气中进行高频熔化的方法得到的合金，其成份所含原子百分比如下表所示，用一只水冷却铜模进行铸造。

先在捣碎机上对这些合金进行粗研，使其颗粒大小不超过35mesh再用球磨机在某种有机溶剂中进行细磨，使其平均颗粒大小为2.6微米在12KOe的磁场中以1.5ton/cm²的压力进行加压成形，再在纯度为99.999％、200乇的氩气中进行2小时的烧结，烧结温度取1080℃，接着以500℃/min的冷却速率快速冷却至室温。

在800℃条件下、760乇氩气中进行一小时的老化处理，随后以300℃/min的冷却速率冷却至室温，再在580℃条件下进行3小时的第二阶段老化处理，以得到本发明的磁体。其磁性数据列于表20，表20还列出了对照例(烧结后)的相应数据。

表20

(成份)	剩磁(千高斯)	矫顽力(千奥斯特)	(兆高斯·奥斯特)
(成份)	剩磁(千高斯)	矫顽力(千奥斯特)	(兆高斯·奥斯特)	Fe6Co6.5B14Nd1NdFe6Co6.5B14Nd1Nb(对照例、烧结后)	13.613.5	11.77.8	41.540.0

Claims

1.一种经过烧结的各向异性永磁体，其特征在于磁能积至少是40MGOe，并且具有不含对磁性有不利影响的不稳定相的稳定的相结构，而其基本组成按所含原子的百分比为：13-14.5％的R(假定R是至少包括Y在内的稀土元素之一)，6-7％的B，余量是Fe和不可避免的杂质，其中全部R的至少80％是Nd和/或Pr。

2.一种经过烧结的各向异性永磁体，其特征在于磁能积至少是40MGOe，并且具有不含对磁性有不利影响的不稳定相的稳定的相结构，而其基本组成按所含原子的百分比为13-14.5％的R(假定R至少是包括Y在内的稀土元素之一)，6-7％的B，0.1-10％的Co，余量是Fe和不可避免的杂质，其中全部R的至少80％是Nd和/或Pr。

3.一种经过烧结的各向异性永磁体，其特征在于磁能积至少是40MGOe，并且具有不含对磁性有不利影响的不稳定相的稳定的相结构，而其基本组成按所含原子的百分比为13-14.5％的R(假定R至少是包括Y在内的稀土元素之一)，6-7％的B，0.1-1％的附加元素M，M至少是从下列元素群中选出的一种，这些元素是V、Nb、Ta、Mo、W、Cr、Al、Ti、Zr、Hf、Mn、Ni、Ge、Sn、Bi、Sb、Si和Zn，余量是Fe和不可避免的杂质。

4.一种经过烧结的各向异性永磁体，其特征在于磁能积至少是40MGOe，并且具有不含对磁性有不利影响的不稳定相的稳定的相结构，而其基本组成按所含原子的百分比为13-14.5％的R(假定R至少是包括Y在内的稀土元素之一)，6-7％的B，0.1-10％的Co，0.1-1％的附加元素M，M至少是从下列元素群中选出的一种，这些元素是V、Nb、Ta、Mo、W、Cr、Al、Ti、Zr、Hf、Mn、Ni、Ge、Sn、Bi、Sb、Si和Zn，余量是Fe和不可避免的杂质。

5.按权利要求3所述的永磁体，其特征在于M至少是从下列元素群中选出的一种，这些元素是V、Nb、Ta、Mo、W、Cr、Al、Ti、Zr、Hf和Mn。

6.按权利要求4所述的永磁体，其特征在于M至少是从下列元素群中选出的一种，这些元素是V、Nb、Ta、Mo、W、Cr、Al、Ti、Zr、Hf、Mn、Si和Zn。

7.按权利要求1-6中任何一项所述的永磁体，其特征在于其中R至少为Nd和Pr之一。

8.按权利要求1-6中任何一项所述的永磁体，只是不用重稀土元素而达到所说至少40MGOe的磁能积(BH)max，其中的R包含Dy、Tb和Ho中至少一种元素，并且含量是总量的0.2-3％，R是其他成份至少为Nd和Pr之一。

9.按权利要求1-6中任何一项所述的永磁体，只是不用重稀土元素而达到所说至少40MGOe的磁能积(BH)max，其中的R包含Dy、Tb和Ho中至少一种元素，并且含量是总量的0.2-3％，R的其他成份至少为Nd和Pr之一。

10.按权利要求9所述的永磁体，其特征在于其中R的其余部分为Nd。