專利名稱：磁體的制備的制作方法
技術(shù)領域：
本發(fā)明涉及到一種制備稀土元素氮化物磁體的方法，所述磁體主要作為樹脂粘合磁體用于馬達中。
背景技術(shù)：
在高性能稀土元素磁體中，已投入實際應用的有Sm-Co磁體和Nd-Fe-B磁體，同時，也正在進行積極的研究，以開發(fā)新型的稀土元素磁體。
例如，已有人提出了Sm-Fe-N系稀土元素磁體，其中，N與Sm2Fe17晶體形成一種填隙式固溶體。據(jù)1990年10月25日于美國賓州匹茲堡召開的“第六屆稀土元素-過渡金屬合金中的磁性異向與磁體矯頑力國際研討會”(會議論文集Carnegie Mellon University，Mellon Institute，Pittsburgh，PA15213，USA)的第S1．3號論文報告，可通過近似為Sm2Fe17N2．3的化學組成而獲得4πIs=5．4kG、Tc=470℃和HA=14的基本物理參數(shù)。該論文還說，使用鋅作粘合劑的金屬粘合磁體可有10．5MGOe的(BH)max值，而且，向金屬化合物Sm2Fe17中引入N能夠大大提高居里溫度，從而大大改善熱穩(wěn)定性。
在稀土元素氮化物磁體方面(以下稱Sm-Fe-N磁體)，已經(jīng)提出了各種各樣的方案，因為從理論上說，這種磁體的性能預計會超過Nd-Fe-B磁體。為了提高性能，尤其是提高Sm-Fe-N磁體的磁化強度，有效的方法是提高所述磁體中α-Fe相的含量。α-Fe相含量的提高可以通過減少整個磁體中的稀土元素的量而實現(xiàn)，同時，減少所使用的稀土元素的量又具有降低成本的好處。但是，為了增加α-Fe相而簡單地減少稀土元素量又有損于磁體矯頑力，確切地說，將導致磁體參數(shù)不佳。因此，又提出了下述方案(1)在USSN 08／500 578中，提出了一種Sm-Fe-N磁體，其主要組成是，按原子百分數(shù)4-8％的R、10-20％的氮、2-10％的M，其余為T，其中，R是至少一種稀土元素，釤構(gòu)成其多數(shù)，M是一種基本組成為鋯的添加元素，而T是一種過渡金屬比如鐵。所述磁體包括TbCu7型硬磁相和軟磁相。所述軟磁相由一種體心立方(bcc)結(jié)構(gòu)的T相，比如一種α-Fe相組成，其平均粒徑為5-60nm，所占體積比為10-60％。這種磁體的特征是必須含有鋯，有限的軟磁相平均粒徑，以及軟磁相在磁體中有限的比例。由于這些限制，盡管通過將稀土元素含量減少到8％(原子百分數(shù))或更少而獲得強的磁化強度，也可獲得相對較高的矯頑力。
(2)JP-A 81741／1996公開了一種磁體材料，其化學組成表示為R1xR2yT100-x-y-z-vMzNy，其中，R1是至少一種稀土元素，R2是鋯、鉿和鈧中的至少一種元素，T是鐵和鈷中的至少一種元素，M是Ti、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Ni、Ru、Rh、Pd、Cu、Ag、Zn、Cd、Al、Ga、In、Si、Ge、Sn和Sb中的至少一種元素，字母x、y、z和v是原子百分數(shù)，且滿足2≤x≤20、0≤y≤15、2≤x+y≤20、0≤z≤20、0．01≤v≤20。所述磁體材料的多數(shù)相是一種具有TbCu7型晶體結(jié)構(gòu)的相，含有至少90％(原子百分數(shù))的T元素。據(jù)稱，通過在所述多數(shù)相中包含至少90％(原子百分數(shù))的T元素，可以改善所述多數(shù)相的飽和磁通密度。關于α-Fe相，該方案需要防止α-Fe相的脫溶。
(1)中所述磁體的性能優(yōu)于已在產(chǎn)業(yè)中使用的Nd-Fe-B磁體，但人們?nèi)匀幌ＭM一步改善將在下文討論的矯頑力和矩形比。而(2)中所述磁體的性能則不足以應用于計算機硬盤驅(qū)動器中的心軸馬達。
發(fā)明方案本發(fā)明的一個目的是提供一種廉價但具有高矯頑力、高矩形比并具有較高的最大能量積的磁體。
該目的以及本發(fā)明的其它目的是通過如下(1)到(4)所限定的方案所實現(xiàn)的(1)一種含R、T、氮和M的磁體的制備方法，所述R是至少一種稀土元素，含至少50％(原子百分數(shù))的釤，T是鐵，或者鐵和鈷，M是鋯，它被或者不被部分置換，置換元素是Ti、V、Cr、Nb、Hf、Ta、Mo、W、Al、C和P中的至少一種，其中，所述磁體主要由(均按原子百分數(shù))4-8％的R、10-20％的氮、2-10％的M和余下比例的T組成，具有一個硬磁相和一個軟磁相，所述硬磁相基于R、T和氮組成，并含有一種TbCu7型晶質(zhì)相，所述軟磁相由一種體心立方結(jié)構(gòu)的T相組成，其平均粒徑為5-60nm，所占體積比為10-60％，在所述硬磁相中，原子比(R+M)／(R+T+M)超過12．5％，所述方法包括淬火步驟、熱處理步驟和氮化處理步驟，所述淬火步驟是指通過一種單輥技術(shù)而獲得一薄帶狀的包括一種TbCu7型晶質(zhì)相和一種非晶質(zhì)相的淬火合金，所述單輥技術(shù)是指從一噴嘴向一激冷輥的外表面噴射熔融合金，以使后者得到急速淬火，所述熱處理步驟是指在真空或者在一種惰性氣體氛圍中進行熱處理，以使所述淬火合金晶化，所述氮化處理步驟是指在所述熱處理之后對所述淬火合金進行氮化處理，其中，所述淬火步驟中，激冷輥的表面速度至少為50m／s，所述熔融合金的噴射壓強為0．3-2kgf／cm2，所述熱處理步驟中，處理溫度為600-800℃。
(2)一種制備如(1)所述的磁體的方法，其中，當用X射線衍射(Cu-Kα)法分析時，所述淬火合金中的TbCu7型晶質(zhì)相表現(xiàn)出一個最大衍射峰，后者的半值寬度至少為0．95°。
(3)一種制備如(1)或(2)所述的磁體的方法，其中，設所述激冷輥的表面速度為Vs(m／s)，并設所述淬火合金的厚度為t(μm)，則t×Vs的范圍為800到1300。
(4)一種制備如(1)或(2)或(3)所述的磁體的方法，其中，所述硬磁相中的原子比(R+M)／(R+T+M)最高為25％。
圖面說明

圖1是一種淬火合金及其在熱處理后，以及在其進一步經(jīng)過氮化處理后的X射線衍射圖譜。
圖2A、2B和2C是曲線圖，示出了與激冷輥表面速度相關的磁體參數(shù)的變化。
最佳實施方式根據(jù)本發(fā)明，在含有一TbCu7型晶質(zhì)相作為其硬磁相，并具有彌散于其中的一種bcc結(jié)構(gòu)T相比如α-Fe相的Sm-Fe-N磁體中，稀土元素R的含量減少到不高于8％(原子百分數(shù))，其制備條件如此選擇，以使得所述硬磁相中的原子比(R+M)／(R+T+M)可以超過12．5％。
當磁體化學組成變化時測量了TbCu7型晶質(zhì)相的居里溫度，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在TbCu7型晶質(zhì)相中，稀土元素R和元素M主要位于Tb格點，而元素T位于Cu格點。在理想配比化學組成中，R+M的原子比例為12．5％。也就是說，本發(fā)明使得所述硬磁相中的R+M含量高于理想配比中的R+M含量。在TbCu7型晶質(zhì)相中，考慮到磁性異向，過渡金屬的含量最好低于理想配比含量，即，R+M含量高于理想配比含量。這樣就可以獲得較高的矯頑力。與只具有低稀有元素含量的現(xiàn)有技術(shù)磁體和通過增加多數(shù)相中的T含量而達到較高磁化強度的現(xiàn)有技術(shù)磁體相反，根據(jù)本發(fā)明制備的磁體盡管就磁體整體而言R含量減少了，仍然表現(xiàn)出高矯頑力，這是因為所述硬磁相中的稀土元素含量高于理想配比。另外，由于磁體中有利于磁體的bcc結(jié)構(gòu)T相的高含量，磁化強度得到增強。
另外，根據(jù)本發(fā)明制備的磁體表現(xiàn)出高矩形比，從而表現(xiàn)出高的最大能量積。這里所說的“矩形比”是指Hk／HcJ，其中，HcJ是矯頑力，Hk是當磁通密度達到磁滯回路在第二象限中的剩余磁通密度或者說剩磁的90％時所施加的外部磁場的強度。如果Hk的值低，就不可能得到高的最大能量積。Hk／HcJ作為磁體性能的一個指標，表示磁滯回路在第二象限的正方度。即使同樣的HcJ，具有更大的Hk／HcJ值的磁體也更加容易磁化到更加穩(wěn)定的程度，并由于磁體中顯微矯頑力的分布隨著Hk／HcJ變大而變陡，從而也表現(xiàn)出更大的最大能量積。對于外部退磁磁場或者使用過程中的自退磁磁場，上述磁體在磁化穩(wěn)定性方面得到了改善。在本發(fā)明的磁體中，可以容易地獲得不低于15％的Hk／HcJ值，并可以達到不低于18％甚至不低于20％的值。我們注意到，Hk／HcJ值通常高達約45％。另外，可以很容易地獲得不低于1kOe的Hk值，甚至可以實現(xiàn)不低于1．5或者不低于2kOe的值。我們注意到，所述Hk值通?？梢愿哌_4kOe。本發(fā)明的磁體可以采用粘合形式。與磁粉相比，粘合磁體的Hk／HcJ值可以高出20-50％，這是因為粘合磁體中的磁粒間距要比磁粉狀態(tài)下小。
如上所述，本發(fā)明使得可以實現(xiàn)低成本、高性能的磁體，這是因為可以減少昂貴的稀土元素的使用量，而仍然可以實現(xiàn)高矯頑力、高矩形比和較高的最大能量積。
根據(jù)本發(fā)明，盡管在整個磁體中稀土元素的含量低，所述硬磁相中R+M的含量仍然可以提高，這是因為所述淬火步驟中的處理條件受到如前所述的控制。
特別地，根據(jù)本發(fā)明，在所述淬火步驟中同時提高激冷輥的表面速度和熔融合金的噴射壓強。通過提高激冷輥表面速度，使得在其上淬火的薄帶狀合金變得更薄，從而更快地冷卻。這使得在所述淬火合金中能夠有過量的R+M定位于TbCu7型晶體的Tb格點，從而提高矯頑力。通過將熔融合金的噴射壓強控制到如上所述的特定范圍，可以提高磁體的矯頑力并大大提高矩形比。當提高噴射壓強時，單位時間內(nèi)的噴射量相應提高，但這并不導致淬火合金的厚度也增加，這是因為下述原因。當用所述單輥技術(shù)冷卻熔融合金時，由于會從冷卻氛圍中裹挾進氣體，并由于因激冷輥的離心旋轉(zhuǎn)而造成的合金與激冷輥表面的較松接觸和激冷輥與噴嘴間的距離的變化，會在淬火合金中產(chǎn)生凹陷，因而使得淬火合金變厚了。相反，如果提高熔融合金的噴射壓強，就可以減少挾入的氣體、提高接觸的緊密程度并減輕激冷輥離心旋轉(zhuǎn)的影響。隨著噴射壓強的提高，熔融合金就展布的更寬廣。結(jié)果使得淬火合金變得更薄，進而提高了冷卻速率。特別地，激冷輥的表面速度Vs(m／s)和淬火合金的厚度t(μm)按下式相關t×Vs=800到1300這樣，就可以提高R+M在TbCu7型晶體中的含量。另外，由于通過提高噴射壓強而改善了熔融合金和激冷輥表面之間的接觸，淬火合金在厚度方向的均一性也得到了改善。結(jié)果是，即使激冷輥的表面速度不變，通過提高噴射壓強，也可以進一步改善矯頑力，尤其是矩形比。
前述現(xiàn)有技術(shù)例(1)(USSN 08／500 578)描述了通過將激冷輥表面速度設置在同本發(fā)明一樣的速度，即不低于50m／s，來制備磁體。但是由于在現(xiàn)有技術(shù)實施例中所述淬火合金在50m／s的表面速度下具有約30μm的厚度，積t×Vs等于1500，超過了本發(fā)明的范圍。這表明，所述淬火合金的厚度大于本發(fā)明的范圍。這是因為其熔融合金噴射壓強低于本發(fā)明的范圍。在這樣的條件下，如果表面速度從50m／s開始增加，矯頑力HcJ也提高，但速度較慢。另外，在現(xiàn)有技術(shù)中，當表面速度增加時，矩形比Hk／HcJ甚至趨向于下降，這也是因為熔融合金的噴射壓強低的緣故。相反，本發(fā)明通過同時提高噴射壓強和激冷輥表面速度而實現(xiàn)了良好的操作性能，從而使得淬火合金與簡單地提高激冷輥表面速度的情形相比變得更薄、更均一。由于本發(fā)明允許在與現(xiàn)有技術(shù)相等的表面速度下制備更薄的淬火合金，可以降低生產(chǎn)設備的成本，這在產(chǎn)業(yè)應用中是很有利的。
根據(jù)本發(fā)明，由于急速固化，淬火合金具有很差的結(jié)晶度，且TbCu7型微晶相具有機械形變。結(jié)果導致，用X射線衍射法(Cu-Kα)分析時，所述淬火合金的TbCu7型微晶相呈現(xiàn)出一個半值寬度達0．95°的最大峰。
我們還注意到，JP-A 118815／1995公開了一種永久磁體，它包括一種磁性合金，后者的通式為R1xR2yAzCouFe100-x-y-z-u，其中，R1是至少一種稀土元素，R2是鋯、鉿和鈧中的至少一種元素，A是碳、氮和磷中的至少一種元素，字母x、y、z和u是原子百分數(shù)，且滿足2≤x、4≤x+y≤20、0≤z≤20、0≤u≤70。所述磁性合金的多數(shù)相是一種具有TbCu7型晶體結(jié)構(gòu)的相。在X射線衍射(Cu-Kα，角分辨率至多為0．02°)圖譜中，如果將TbCu7型相的主反射強度表示為IP，把α-Fe相的主反射強度表示為IFe則TbCu7型相的主反射強度的半值寬度達0．8°，比值IFe/(IFe+IP)達0．4。該專利說明書中的所述永久磁體與本發(fā)明中的磁體相比，在具有TbCu7型多數(shù)相和α-Fe相這一點上是相似的。
盡管在前述專利說明書中可以找到稀土元素量不高于8％(原子百分數(shù))的例子，但其中的氮元素含量低于本發(fā)明的范圍，且激冷輥的表面速度也低于本發(fā)明的范圍，為40m／s。由此可以估計，這種磁體的矩形比Hk／HcJ不高，從而其最大能量積也不高。而且，前述專利說明書中的例子與本發(fā)明中的例子相比，也表現(xiàn)出更低的剩磁值。
在前述專利說明書中的例子中，在為提高矯頑力而進行的高溫(700℃)熱處理之前，先在較低的溫度(400℃)下進行4小時的熱處理，為的是抑制磁性參數(shù)因高溫熱處理而變差。這種低溫熱處理是一種應力釋放熱處理，為的是消除磁性材料中的機械形變。這導致形成主反射強度的半值寬度達0．8°的TbCu7型相。但是，如同本公開說明書中作為比較例所描述的那樣，應力釋放熱處理可能導致所述硬磁相的(R+M)／(R+T+M)比值降到本發(fā)明的范圍以下，這將導致低HcJ值，尤其是低矩形比。
另外，前述專利說明書沒有描述其中的α-Fe相含量，而對后者本發(fā)明進行了規(guī)定。從前述專利說明書中描述的X射線衍射主反射強度比IFe／(IFe+IP)，不可能計算出磁體的全部兩相的體積百分數(shù)。
磁體晶體結(jié)構(gòu)用本發(fā)明制備的磁體含有元素R、T、N和M，并具有一種混合結(jié)構(gòu)，這種混合結(jié)構(gòu)包括一個作為多數(shù)相的硬磁相和一個細晶粒的軟磁相。
所述硬磁相的組成系基于元素R、T和N，并具有充填了氮的六方晶系TbCu7型晶體結(jié)構(gòu)。R主要位于Tb格點，T主要位于Cu格點。M主要位于Tb格點，但有時候位于Cu格點，而隨著被選為M的具體元素的不同，M在晶格中的定位是不同的。同樣，M可以與作為軟磁相的bcc結(jié)構(gòu)的T相形成一種固溶體，或者與T形成另一種化合物。
所述硬磁相中的原子比(R+M)／(R+T+M)超過12．5％，最好至少為13．5％。太低的(R+M)/(R+T+M)值將導致低矯頑力和低矩形比Hk／HcJ。(R+M)／(R+T+M)值的上限最好為25％，更好地，為20％。如果(R+M)／(R+T+M)值太高，就會抑制TbCu7型晶體結(jié)構(gòu)的形成，而代之以一種Th2Zn17型結(jié)構(gòu)，就不能產(chǎn)生高矯頑力和高矩形比。
所述軟磁相是一種bcc結(jié)構(gòu)的T相，主要由一種α-Fe相或者其中的鐵部分被Co、M、R等置換的α-Fe相構(gòu)成。
為了獲得高矯頑力，所述軟磁相的平均粒徑應在5-60nm。據(jù)信，在存在具有高晶體磁性異向的硬磁相和具有高飽和磁化強度的軟磁相的磁體中，如果所述軟磁相的晶粒非常細，所述兩相之間就有更多的界面，且兩相間的轉(zhuǎn)換交互作用就變得更強，從而導致更高的矯頑力。如果所述軟磁相的平均粒徑太小，所述飽和磁化強度就會降低。而太大的平均粒徑又會導致矯頑力和矩形比降低。因此所述軟磁相的平均粒徑最好為5-40nm。
所述軟磁相通常是非晶質(zhì)的，這可以用透射電子顯微鏡予以確認。所述軟磁相的平均粒徑是通過對磁體斷面進行圖像分析而測定的。首先，對于一個磁體斷面的一觀測區(qū)域內(nèi)的軟磁相，通過圖像分析得到晶粒數(shù)(n)和這些晶粒的橫斷面面積總和(S)。然后就可以計算出軟磁相中每一晶粒的平均橫斷面積(S／n)。與該面積相等的圓的直徑D就是所求平均粒徑。也就是說，平均粒徑D是按照下式確定的π(D／2)2=S／n注意，所述觀測區(qū)域最好如此設置，以使n不小于50。
所述硬磁相的平均粒徑最好為5-500nm，更好為5-100nm。如果所述硬磁相的平均粒徑太小，該硬磁相的結(jié)晶度就不足以提供高矯頑力。而另一方面，如果所述硬磁相的平均粒徑太大，又會延長氮化處理所需的時間。所述硬磁相平均粒徑的測定方法與所述軟磁相平均粒徑的測定方法是一樣的。
所述軟磁相在磁體中的含量為10-60％(按體積)，其體積百分比最好為10-36％。如果所述軟磁相的含量太高或者太低，就不能獲得令人滿意的磁體參數(shù)，尤其是會使最大能量積降低。所述軟磁相的含量是用眾所周知的對磁體斷面的透射金相照片進行面積分析的方法來測定的，由其中測得的橫斷面面積比，可以得到體積比。
不難理解，所述磁體可能包含除上述硬磁相和軟磁相之外一種或多種相。盡管鋯位于作為硬磁相的TbCu7型相的Tb格點，它也可以形成另一種化合物比如Fe3Zr。但是，由于在永久磁體中并不希望存在另一種不同的相比如Fe3Zr相，在磁體中，含鋯的其它相的含量最好低于5％(體積)。
限制磁體的化學組成的原因下面描述限制磁體的化學組成的原因。
按原子百分數(shù)。R的含量為4-8％，最好為4-7％。氮的含量為10-20％，為12-18％更好，而最好為15．5-18％。M的含量為2-10％，最好為2．5-5％。余下的主要為T。
如果R的含量太低，矯頑力就低。如果R的含量太高，bcc結(jié)構(gòu)的T相的含量就會減少，從而有損于磁體參數(shù)，且更大量的昂貴的R元素的使用將導致不能生產(chǎn)出廉價的磁體。除了釤，能用于此的R元素可以是Y、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu中的至少一種。本發(fā)明磁體中的硬磁相具有TbCu7型晶體結(jié)構(gòu)，其中，氮元素占據(jù)填隙格點，當R是釤時，這種結(jié)構(gòu)的硬磁相表現(xiàn)出最大的晶體磁性異向。其中，釤的比例應當至少為50％(原子百分數(shù))，最好為至少70％(原子百分數(shù))，因為，如果釤的比例變少，晶體磁性異向和矯頑力就會降低。
如果氮含量太低，就不會有居里溫度的足夠上升，也不能充分改善矯頑力、矩形比、飽和磁化強度和最大能量積。如果氮的含量太高，剩磁就會降低，從而將降低矩形比和最大能量積。所述氮含量可以用氣體分析法或類似方法測定。
為了形成上述細晶粒的混合結(jié)構(gòu)，添加了元素M。如果沒有M元素，在制備合金的過程中，就會有所述軟磁相的粗晶粒脫溶出來，而不能產(chǎn)生高矯頑力，即使所述軟磁相最后仍具有較小的平均粒徑也是如此。如果M的含量太低，就難以生成其中的軟磁相具有小平均粒徑的磁體。如果M含量太高，就會降低飽和磁化強度。M是鋯，或者被Ti、V、Cr、Nb、Hf、Ta、Mo、W、Al、C和P中的至少一種元素部分置換的鋯。最好，用以部分置換鋯的元素是鋁、碳和磷中的至少一種，而鋁尤其適合。在本發(fā)明的實施中，鋯是最重要的，因為鋯對于晶體結(jié)構(gòu)的控制和對矩形比的改善尤其有效。另外，由于鋁能有效促進淬火合金的氮化，鋁的添加就可以縮短氮化處理所需的時間。注意，按原子百分數(shù)，磁體中鋯的含量最好為2-4．5％，更好地，為3-4．5％。這個范圍在只使用鋯和同時使用鋯與另外的作為M的元素的情況下均適用。如果鋯含量太低，就不能獲得高矯頑力和高矩形比。如果鋯含量太高，又會降低飽和磁化強度和剩磁。
磁體中除開上述各元素，余下的主要是T。T是鐵或者鐵與鈷的混合。盡管鈷的加入對改善磁體參數(shù)很有效，但鈷在T中的含量最好在50％(原子百分數(shù))。如果超過50％，剩磁就會減弱。
不難理解，所述磁體可能含有伴隨雜質(zhì)氧。因為所述磁體是基于稀土元素-過渡金屬化合物的，在各個工序的加工或者處理過程中，氧化作用是難免的。例如，當在氬氣氛圍中進行急速淬火、粉碎或者為控制晶體結(jié)構(gòu)而進行熱處理(這些將在下文描述)時，所述氬氣氛圍中伴隨有1ppm的氧，從而導致在磁體中含有約6000ppm以下的氧。含于磁體中的另一種伴隨雜質(zhì)是，約500ppm以下的源于有機質(zhì)的碳。在磁體中，還存在100ppm的氫，后者源于大氣中的水分與磁體反應所形成的氫氧化物。另外，磁體中還有源于熔爐材料的低于5000ppm的鋁、硅、鎂等等。
X射線衍射根據(jù)本發(fā)明的磁體在X射線衍射(Cu-Kα)分析中，IS/IH值最好為0．4到2．0，更好地，應為0．7到1．8，其中，IH是作為硬磁相的TbCu7型晶質(zhì)相的最強峰的強度，IS則是軟磁相最強峰的強度。IS／IH值在0．4到2．0的范圍內(nèi)時，所述磁體表現(xiàn)出更高的矩形比，如果IS／IH值在0．7到1．8的范圍內(nèi)，所述矩形比就進一步提高。而如果IS/IH值超出上述范圍，磁體的最大能量積就會降低。
制備步驟下面描述根據(jù)本發(fā)明的制備磁體的方法。
該方法包括下列步驟用單輥技術(shù)制備一種含R、T和M的淬火合金，然后將該淬火合金進行熱處理以控制其晶體結(jié)構(gòu)，然后再進行氮化處理，將其轉(zhuǎn)化為一種磁體。
在所述單輥技術(shù)中，通過從一噴嘴向激冷輥的外表面噴射熔融合金而使之急速冷卻，而獲得一種薄帶狀的淬火合金。與其它的液體淬火技術(shù)相比，單輥技術(shù)具有更高的生產(chǎn)率和更好的淬火條件可再現(xiàn)性。所述激冷輥的材料無關大局，但通常最好使用銅或者銅合金。
根據(jù)本發(fā)明，將激冷輥的表面速度設定為不低于50m／s，更好地，為不低于60m／s。這樣高的表面速度確保了前述的高比值(R+M)／(R+T+M)。另外，所述淬火合金成為一種包含非晶質(zhì)相的微晶態(tài)，這使得可以進行隨后的熱處理以形成任何所希望的粒徑的晶粒，并便于氮化處理。另外，所述薄帶狀淬火合金變得更薄，確保了所述淬火合金更加均一。從而就獲得了一種具有高矯頑力、高剩磁、高矩形比和高最大能量積的磁體。通常，激冷輥表面速度最好為120m／s。如果該表面速度太高，所述熔融合金和激冷輥外表面就不能充分接觸，從而不能進行有效的熱傳遞，從而妨礙有效冷卻速率。
設所述激冷輥的表面速度為Vs(m／s)，并設所述薄帶狀淬火合金的厚度為t(μm)，則t×Vs的范圍最好在800到1300，更好地，該范圍應在850-1200。如果t×Vs值太小，就難以始終如一地制備淬火合金，從而導致參數(shù)不穩(wěn)定。在薄帶狀淬火合金具有太大的t×Vs值的情況下，難以獲得與激冷輥表面速度相匹配的足夠大的冷卻速率，從而難以制備矯頑力和矩形比得以改善的磁體。
淬火合金的晶體結(jié)構(gòu)最好是一種混合結(jié)構(gòu)，含有TbCu7型微晶和一種非晶質(zhì)相，并可能還含有一種bcc結(jié)構(gòu)T相。所述bcc結(jié)構(gòu)T相的存在可以用X射線衍射法或者熱分析法予以確認。在前一方法中，存在一對應于該相的衍射峰。在后一方法中，在對應于α-Fe相居里溫度的溫度，會出現(xiàn)退磁現(xiàn)象。
當用X射線衍射(Cu-Kα)法分析時，所述淬火合金中的TbCu7型晶質(zhì)相表現(xiàn)出一個最大衍射峰，后者的半值寬度最好至少為0．95°，更好地，為至少1．05°。如果該半值寬度太窄，所述硬磁相中的R+M含量就會太低，從而不能實現(xiàn)本發(fā)明的優(yōu)點。而更大的半值寬度意味著低結(jié)晶度，這對本發(fā)明是有利的。但是，由于熱處理過程中的晶化過程需要籽晶，太大的半值寬度，也就是說太低的結(jié)晶度又是不利的。因此，所述半值寬度最好至多不超過1．50°。
為了控制晶體結(jié)構(gòu)，對上述淬火合金進行熱處理。這種熱處理是為了使bcc結(jié)構(gòu)的T相具有特定的脫溶平均粒徑。熱處理溫度為600-800℃，最好為650-775℃，熱處理時間通常為約10分鐘到約4小時，時間的具體長短取決于熱處理溫度。這種熱處理最好在一種惰性氛圍比如氬氣或者氦氣或者真空中進行。熱處理引起細晶粒bcc結(jié)構(gòu)T相，甚至TbCu7型晶質(zhì)相的脫溶。在太低的熱處理溫度下，脫溶而出的bcc結(jié)構(gòu)T相的量較少，而在太高的熱處理溫度下，M和T又將形成Fe3Zr之類的化合物，從而有損于磁體參數(shù)。
所述淬火合金的IS／IH值最好為0．4，更好地，應達到0．25，進一步，最好為0．15。如前所述，IH是TbCu7型晶質(zhì)相的最強峰的強度，IS則是軟磁相最強峰的強度。通過在淬火后立即設定一低IS／IH值，并通過如前所述的熱處理提高該IS／IH值，即，通過實施熱處理以促進bcc結(jié)構(gòu)T相的脫溶，可以在晶體結(jié)構(gòu)中有效地彌散所述細晶粒的bcc結(jié)構(gòu)T相，從而能夠很容易地產(chǎn)生優(yōu)良的磁體參數(shù)。
本發(fā)明不需要如前述JP-A 118815／1995中所描述的獨立的應力釋放熱處理步驟。相反地，如果在約400℃的溫度下進行了如該專利說明書所述的應力釋放熱處理，TbCu7型晶質(zhì)相的最強峰半值寬度就會減小，而這不是所希望的。特別地，進行這樣的應力釋放熱處理會導致作為硬磁相的TbCu7型晶質(zhì)相的(R+M)／(R+T+M)值不高于12．5％，從而不能提供高矯頑力和高矩形比。
在為了晶體結(jié)構(gòu)控制的目的的熱處理之后，對所述淬火合金進行氮化處理。氮化處理時，所述淬火合金在氮氣氛圍中進行熱處理。這種處理使氮原子滲入TbCu7型晶格，形成一種填隙式固溶體，從而生成一種硬磁相。在氮化處理過程中，處理溫度最好為350-700℃，更好地，為350-600℃，處理時間則最好為0．1-300小時。氮氣壓強最好至少為0．1大氣壓。為進行氮化處理，也可以使用高壓氮氣、氮氫混合氣體或者氨氣。
所述磁體的形狀并不重要，可以是薄帶狀，也可以是粒狀。如果要用于象粘合磁體這樣的磁體成品，就將所述磁體粉碎為具有理想粒徑的磁體粉粒。粉碎步驟可以在急速淬火后進行，或在為控制晶體結(jié)構(gòu)而進行的熱處理之后進行，或者在氮化處理之后進行。所述粉碎步驟可以分為若干階段。
為了用于粘合磁體，所述磁體粉粒的平均粒徑最好為至少10μm。為了確保令人滿意的抗氧化能力，所述平均粒徑應為至少30μm，更好地，應為至少50μm，最好，至少為70μm。這一數(shù)量級的粒徑確保了粘合磁體的高密度。在平均粒徑方面沒有上限，但通常的上限為1000μm，最好為250μm。應注意到，這里所說的平均粒徑是指用篩分法確定的重量平均粒徑(weight average particle size)D50。所述重量平均粒徑D50是這樣確定的粒徑從具有較小直徑的粉粒開始對粉粒的重量進行累加，直至累加的重量達到全部粉?？傊亓康?0％為止。
粘合磁體是通過用一種粘合劑將磁體粉粒粘合起來而制備的。本發(fā)明中的磁體可以用于壓塑而成的壓制粘合磁體，也可用于注模而成的注模粘合磁體。這里所用的粘合劑最好是各種樹脂，但也可以用金屬粘合劑形成金屬粘合磁體。所述樹脂粘合劑的類型并不重要，但可以根據(jù)特定的目的而從熱固性塑料比如環(huán)氧樹脂、尼龍和熱塑性塑料中作合適的選擇。同樣，金屬粘合劑的類型也不重要。另外，粘合劑相對于磁體粉粒的比例和各種模鑄條件包括壓強均不受限制，而可以從常規(guī)的范圍中作合適的選擇。不難理解，為了防止晶粒增大，最好避免需要進行高溫熱處理的方法。
實施例下面以例解方式給出本發(fā)明的實施例。
例1在M含量、添加元素、和軟磁相含量方面的比較制備如表1所示的磁體粉末。
首先，通過熔融而形成合金鑄塊，并將之碾為碎塊。這些碎塊被置于一石英噴嘴中，并在其中被射頻感應加熱方法熔化為熔融合金，然后以單輥技術(shù)將所述熔融合金淬火，得到帶狀的淬火合金。所使用的激冷輥是一種Be-Cu輥，所述熔融合金的噴射壓強為0．6kgf／cm2。所述淬火合金的厚度t、所述激冷輥的表面速度Vs(m／s)以及t×Vs均列于表1中。通過X射線衍射和透射電子顯微鏡分析，發(fā)現(xiàn)所述淬火合金具有一種多晶混合結(jié)構(gòu)，該結(jié)構(gòu)包括一種TbCu7型晶質(zhì)相、一種bcc結(jié)構(gòu)的α-Fe相，并包含一種非晶質(zhì)相。在每種淬火合金中，所述TbCu7型具體具有0．95-1．20°的最強峰半寬值，該值落在本發(fā)明的范圍之內(nèi)。
然后，將所述淬火合金在氬氣氛圍中進行熱處理以控制其晶體結(jié)構(gòu)。所述熱處理在700℃的溫度下進行1小時。在熱處理后通過X射線衍射(Cu-Kα)和透射電子顯微鏡分析，發(fā)現(xiàn)所述合金具有一種多晶混合結(jié)構(gòu)，該結(jié)構(gòu)包括一種TbCu7型晶質(zhì)相和一種bcc結(jié)構(gòu)的α-Fe相，但所述非晶質(zhì)相基本上消失了。
接著，將上述晶化合金粉碎到小于約150μm的粒徑，并在1大氣壓的氮氣氛圍中于425℃下進行氮化處理，從而得到一種磁體粉末。對每一種磁體粉末，氮化處理時間均為20小時。
在各種磁體粉末的制備中所使用的淬火合金的IS／IH值為0．03到0．21，所述淬火合金氮化處理后所獲得的磁體的IS／IH值為0．25到1．2。
對于每一種磁體粉末，其α-Fe相的平均粒徑和α-Fe相在磁體粉末中的含量是通過透射電子顯微鏡部分組分分析(TEM-EDX)而測定的。結(jié)果示于表1中。
檢測所述磁體粉末，以測定其化學組成、硬磁相中的(R+M)/(R+T+M)值、剩磁(Br)、矯頑力(HcJ)和矩形比(Hk／HcJ)。其中，化學組成是通過熒光X射線分析測定的，氮含量是用氣體分析法測定的。結(jié)果示于表1中。
表1在M含量、添加元素、和軟磁相含量方面的比較；噴射壓強為0．6kgf/cm2磁體粉 化學組成(原子％)Vs t t×Vsα-Fe(R+M)／(R+T+M) Br HcJHk/HcJ末編號(m／s) (μm)(原子％) (kG) (koe)(％)Sm Co M N粒徑含量(nm) (體積％)101 6．5 --3．5Zr+15Al 155520110033 16 14．0 9．010．526102 6．7 --3．2Zr+0．5V157012840 25 26 16．2 9．411．227103 5．5 104．0Zr 126020120028 24 13．5 10．0 7．830104 6．053．5Zr 156019114025 22 15．0 9．7 9．528105**7．0 ----*1060191140 200*35 11．5*7．5 0．812*超出限定范圍**比較例從表1所示的結(jié)果看，本發(fā)明的優(yōu)點是很顯然的。特別地，盡管R含量低，含M元素、且其α-Fe相平均粒徑在特定范圍內(nèi)的磁體粉末也顯示出高矯頑力。相反地，不含M的第105號磁體粉末，由于(R+M)／(R+T+M)值超出了本發(fā)明的范圍，并由于α-Fe相的晶體粒徑太大，而表現(xiàn)出極低的矯頑力值和矩形比。矩形比Hk／HcJ低于15％時，外部退磁磁場和使用過程中的自退磁磁場的輕微變化都導致磁體的磁化強度有很大改變，從而使得包括該種磁體的磁路的性能不穩(wěn)定。
我們注意到，在各種磁體粉末中，作為多數(shù)相的TbCu7型晶質(zhì)相的平均粒徑約為10-100nm。
例2在R含量和軟磁相含量方面的比較制備如表2所示的磁體粉末。制備條件與例1是相同的，只有下述不同熔融合金的噴射壓強為0．35kgf／cm2，為控制晶體結(jié)構(gòu)而進行的熱處理在675-725℃的溫度下進行15分鐘到2小時，經(jīng)過熱處理的合金被粉碎為粒徑小于約105μm的粉末，然后進行25小時氮化處理。
在每一種淬火合金中，所述TbCu7型晶體具有0．95-1．20°的最強峰半寬值，該值落在本發(fā)明的范圍之內(nèi)。作為舉例的圖1中的X射線衍射(Cu-Kα)圖譜示出了用來制備第202號磁體粉末的淬火合金的衍射圖譜，以及該合金經(jīng)過熱處理和經(jīng)過氮化處理后的衍射圖譜。
與例1一樣檢測上述磁體粉末。結(jié)果示于表2中。
表2在R含量和軟磁相含量方面的比較；噴射壓強為0．35kgf／cm2磁體粉末 化學組成(原子％) Vs(m／s) t(μm) t×Vs α-Fe (R+M)／(R+TBr HcJHk／HcJ編號 +M)(原子％) (kG) (kOe)(％)Sm CoMN 粒徑 含量(nm)(體積％)201**3．3*5 2．2Zr1070 13 910 4563*15．0 5．32．5 8202 4．5 -- 4．0Zr1470 16 1120 254315．210．56．5 24203 7．8 5 3．8Zr1570 16 1120 303217．8 9．8 10．5 29204**9．5*-- 4．5Zr1770 18 1260 205*15．8 6．0 13．0 27*超出限定范圍**比較例從表2所示的結(jié)果顯然可以看出，當R含量為4-8％(原子百分數(shù))且軟磁相含量為10-60％(體積)時，可以得到特別高的剩磁值和矩形比。上述磁體粉末也表現(xiàn)出較高的最大能量積。
可以注意到，在各個磁體粉末中，作為多數(shù)相的TbCu7型晶質(zhì)相的平均粒徑約為10-100nm。
例3R中Sm含量方面的比較制備如表3所示化學組成的磁體粉末。制備條件與例2是相同的，只有下述不同熔融合金的噴射壓強為0．7kgf／cm2。
在每一種淬火合金中，所述TbCu7型晶體具有1．00-1．10°的最強峰半寬值，該值落在本發(fā)明的范圍之內(nèi)。
與例1一樣檢測上述磁體粉末。結(jié)果示于表3中。
表3R中Sm含量方面的比較；噴射壓強為0．7kgf/cm2磁體粉末編號 化學組成(原子％) Vs(m／s) t(μm) t×Vsα-Fe (R+M)／(R+T+ Br HcJHk/HcJM)(原子％) (kG)(kOe)(％)Sm Nd M N粒徑(nm) 含量(體積％)301 7．5-- 3．6Zr 16 75 14 1050 22 25 15．7 10．0 10．528302 5．523．8Zr 16 75 14 1050 21 21 14．5 9．56．524303**3．5*4*3．5Zr 15 75 14 1050 23 12 12．6 6．22．814*超出限定范圍**比較例從表3所示的結(jié)果顯然可以看出，當R(在表3中是Sm+Nd)中的Sm含量為至少50％(原子百分數(shù))時，可獲得高性能參數(shù)。
可以注意到，在各種磁體粉末中，作為多數(shù)相的TbCu7型晶質(zhì)相的平均粒徑約為10-100nm。
例4在N含量方面的比較制備如表4所示化學組成的磁體粉末。制備條件與例2是相同的，只有下述不同熔融合金的噴射壓強為0．8kgf/cm2，氮化處理條件變?yōu)?50-480℃的處理溫度范圍和1-20小時的處理時間。
在每一種淬火合金中，所述TbCu7型晶體具有1．05-1．10°的最強峰半寬值，該值落在本發(fā)明的范圍之內(nèi)。
與例1一樣檢測上述磁體粉末。結(jié)果示于表4中。
表4在N含量方面的比較；噴射壓強為0．8kgf/cm2磁體粉末編號 化學組成(原子％) Vs(m／s) t(μm) t×Vsα-Fe (R+M)／(R+T+ BrHcJHk／HcJM)(原子％) (kG)(kOe)(％)Sm Co M N 粒徑(nm) 含量(體積％)401**6．8 4 4．2Zr8*68 16 1088 38 2315．0 7．55．59402 6．8 4 4．2Zr 12 68 16 1088 38 2315．0 9．78．5 24403 6．8 4 4．2Zr 17 68 16 1088 38 2315．0 10．1 11．0 31404**6．8 4 4．2Zr 26*68 16 1088 38 2015．0 8．58．2 13*超出限定范圍**比較例第404號用氨氣作氮化處理從表4所示的結(jié)果顯然可以看出，當N含量為10-20％，尤其是12-18％，或者進一步為15-18％(原子百分數(shù))時，可獲得高性能參數(shù)，尤其是高矩形比。這些磁體粉末也表現(xiàn)出較高的最大能量積。
可以注意到，在各個磁體粉末中，作為多數(shù)相的TbCu7型晶質(zhì)相的平均粒徑約為10-100nm。
例5在熔融合金噴射壓強方面的比較制備如表5所示化學組成的磁體粉末。制備條件與例1是相同的，只有下述不同熔融合金的噴射壓強不同，具體值列于表5中；為控制晶體結(jié)構(gòu)而進行的熱處理在750℃的溫度下進行1小時。
在熔融合金中，對應于第501號磁體粉末的淬火合金中的TbCu7型晶體具有0．85°的最強峰半寬值，該值低于本發(fā)明的范圍。而余下的合金具有0．95-1．10°的最強峰半寬值，該值落在本發(fā)明的范圍之內(nèi)。
與例1一樣檢測上述磁體粉末。結(jié)果示于表5中。
表5在熔融合金噴射壓強方面的比較1
*超出限定范圍**比較例從表5所示的結(jié)果顯然可以看出，第501號磁體粉末表現(xiàn)出很低的矩形比Hk／HcJ，這是因為低于本發(fā)明范圍的噴射壓強使得淬火合金變厚了，從而使t×Vs值過大。
在制備第505號磁體粉末的過程中，由于噴射壓強太高，熔融合金因濺散而只有噴射量的5％形成薄帶，這在工業(yè)生產(chǎn)中是不能被接受的。
可以注意到，在各個磁體粉末中，作為多數(shù)相的TbCu7型晶質(zhì)相的平均粒徑約為10-100nm。
例6在熔融合金噴射壓強方面的比較2本實施例分析了磁體參數(shù)是如何受熔融合金淬火過程中的噴射壓強和激冷輥表面速度的影響的。淬火合金在下述條件下形成其合金化學組成與表1中的第104號磁體粉末相同，其噴射壓強為0．2或者0．75kgf／cm2，激冷輥表面速度按圖2A、2B和2C所示變化。隨后的步驟與前述USSN08／500 578中的例11相同。用上述方法制得磁體粉末，然后測定其Br、HcJ和Hk／HcJ值。結(jié)果示于圖2A、2B和2C中。在圖2A、2B和2C中，用實線連接的磁性參數(shù)值對應于0．2kgf／cm2的噴射壓強，用虛線連接的磁性參數(shù)值對應于0．75kgf/cm2的噴射壓強。
從圖2A、2B和2C中可以看到，當噴射壓強在本發(fā)明范圍內(nèi)時所獲得的磁體粉末在大多數(shù)磁性參數(shù)方面都優(yōu)于噴射壓強低于本發(fā)明范圍所得到的磁體粉末。特別地，HcJ和Hk／HcJ值的改善很明顯，且當激冷輥表面速度超過50m／s時，參數(shù)的改善程度得到極大提高。從這些結(jié)果顯然可以看到，通過提高了的激冷輥表面速度和熔融合金的最佳噴射壓強的配合，可以實現(xiàn)本發(fā)明所具有的優(yōu)點。
在JP-A 118815／1995中所描述的應力釋放熱處理使在表2中的第203號磁體粉末的制備過程中使用的淬火合金經(jīng)過與JP-A 118815／1995中所描述的應力釋放熱處理相似的熱處理。處理溫度為400℃，處理時間為30分鐘。在該熱處理后，其TbCu7型相的最強峰半值寬度為0．45°。然后，為了晶體結(jié)構(gòu)控制的目的而將該淬火合金在700℃下進行1小時的熱處理，使得脫溶出α-Fe相。同第203號磁體粉末一樣，該淬火合金進一步經(jīng)過氮化處理，得到第203-2號磁體粉末。第203號和第203-2號磁體粉末的比較示于表6中。
表6經(jīng)過和未經(jīng)過應力釋放熱處理的磁體之間的比較磁體粉末編號 化學組成(原子％) Vs(m／s) t(μm) t×Vs應力釋放 α-Fe (R+M)／(R+T BrHcJHk/HcJ熱處理 +M)(原子％)(kG)(koe)(％)Sm Co M N 粒徑(nm) 含量(V％)203-2**7．8 5 3．8Zr10 70 16 1120 進行*30 3*10．5*9．25．512203 7．8 5 3．8Zr15 70 16 1120 不進行30 32 17．89．8 10．529*超出限定范圍**比較例從表6可以看到，在第203-2號磁體粉末中，硬磁相的(R+M)／(R+T+M)值低于本發(fā)明的范圍，這是因為進行了應力釋放熱處理。這導致低HcJ值和明顯低的矩形比。
例7粘合磁體在激冷輥表面速度方面的比較(粘合磁體)含有表7所示組分的磁體粉末的粘合磁體與一種環(huán)氧樹脂混合、壓模、經(jīng)過熱處理而固化為一種壓制粘合磁體。其中，按重量100份的磁體粉末使用2-3份的環(huán)氧樹脂。在壓模過程中，壓強維持時間為10秒，所施加的壓強為10000kgf/cm2。為了樹脂固化而進行的熱處理在150℃的溫度下進行1小時。
磁體粉末的制備條件與例2是相同的，只有下述不同激冷輥的表面速度如表7所示，且熔融合金的噴射壓強為0．5kgf/cm2。
與例1一樣檢測上述粘合磁體的磁性參數(shù)。結(jié)果示于表7中。淬火合金中的TbCu7型相的最強峰半寬值也示于表7中。
表7粘合磁體在激冷輥表面速度和TbCu7型相主峰半值寬度方面的比較；噴射壓強為0．5kgf/cm2
超出限定范圍**比較例從表7顯然可以看出，當激冷輥表面速度低于本發(fā)明范圍時，TbCu7型相最強峰半寬值就低于本發(fā)明的范圍，從而導致TbCu7型相中的(R+M)含量低于理想配比，從而導致極低的HcJ值。
可以注意到，在各種磁體粉末中，作為多數(shù)相的TbCu7型晶質(zhì)相的平均粒徑約為10-100nm。
通過前述各實施例，本發(fā)明的優(yōu)點是顯而易見的。
權(quán)利要求
1.一種含R、T、氮和M的磁體的制備方法，所述R是至少一種稀土元素，含至少50％(原子百分數(shù))的釤，T是鐵，或者鐵和鈷，M是鋯，它被或者不被部分置換，置換元素是Ti、V、Cr、Nb、Hf、Ta、Mo、W、Al、C和P中的至少一種，其中，所述磁體主要由(均按原子百分數(shù))4-8％的R、10-20％的氮、2-10％的M和余下比例的T組成，具有一個硬磁相和一個軟磁相，所述硬磁相基于R、T和氮組成，并含有一種TbCu7型晶質(zhì)相，所述軟磁相由一種體心立方結(jié)構(gòu)的T相組成，其平均粒徑為5-60nm，所占體積比為10-60％，在所述硬磁相中，原子比(R+M)／(R+T+M)超過12．5％，所述方法包括淬火步驟、熱處理步驟和氮化處理步驟，所述淬火步驟是指通過一種單輥技術(shù)而獲得一薄帶狀的包括一種TbCu7型晶質(zhì)相和一種非晶質(zhì)相的淬火合金，所述單輥技術(shù)是指從一噴嘴向一激冷輥的外表面噴射熔融合金，以使后者得到急速淬火，所述熱處理步驟是指在真空或者在一種惰性氣體氛圍中進行熱處理，以使所述淬火合金晶化，所述氮化處理步驟是指在所述熱處理之后對所述淬火合金進行氮化處理，其中，所述淬火步驟中，激冷輥的表面速度至少為50m／s，所述淬火步驟中熔融合金的噴射壓強為0．3-2kgf／cm2，所述熱處理步驟中，處理溫度為600-800℃。
2.如權(quán)利要求1所述的一種磁體的制備方法，其中，當用X射線衍射(Cu-Kα)法分析時，所述淬火合金中的TbCu7型晶質(zhì)相表現(xiàn)出一個最大衍射峰，后者的半值寬度至少為0．95°。
3.如權(quán)利要求1所述的一種磁體的制備方法，其中，設所述激冷輥的表面速度為Vs(m／s)，并設所述淬火合金的厚度為t(μm)，則t×Vs的范圍為800到1300。
4.如權(quán)利要求1到3之任何一項所述的一種磁體的制備方法，其中，所述硬磁相中的原子比(R+M)／(R+T+M)最高為25％。
全文摘要
本發(fā)明的目的是提供一種高矯頑力、高矩形比并具有較高最大能量積的廉價的磁體。根據(jù)本發(fā)明,提供了一種含R、T、氮和M的磁體,所述R是至少一種稀土元素,主要是釤,T是鐵,或者鐵和鈷,M主要是鋯,并含Ti、V、Cr、Nb、Hf、Ta、Mo、W、Al、C和P中的至少一種,按原子百分數(shù),各元素的含量分別為:4—8%的R、10—20%的氮、2—10%的M。所述磁體具有一個硬磁相(TbCu
文檔編號C22C38/00GK1205109SQ97191369
公開日1999年1月13日 申請日期1997年12月3日 優(yōu)先權(quán)日1996年12月4日
發(fā)明者福野亮, 山本智実, 米山哲人, 日高徹也 申請人:Tdk株式會社