稀土烧结磁体及其制备方法 |
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| 申请号 | CN201310240263.5 | 申请日 | 2013-04-11 | 公开(公告)号 | CN103377791B | 公开(公告)日 | 2017-10-17 |
| 申请人 | 信越化学工业株式会社; | 发明人 | 永田浩昭; 合木裕二; 榊一晃; 野村忠雄; 广田晃一; 中村元; | ||||
| 摘要 | 本 发明 涉及一种稀土 烧结 磁体及其制备方法。具体地，该稀土烧结磁体是 各向异性 烧结体，其包含作为主相的Nd2Fe14B晶体相，并具有组成R1aTbMcSidBe，其中R1为包括Sc和Y的稀土元素，T为Fe和/或Co，M为Al、Cu、Zn、In、P、S、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta或W，“a”到“e”为：12≤a≤17、0≤c≤10、0.3≤d≤7、5≤e≤10，余量为b，其中Dy和/或Tb从烧结体表面扩散进入烧结体内。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种各向异性烧结体形式的稀土烧结磁体，包含作为主相的Nd2Fe14B晶体相，并具有 |
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| 说明书全文 | 稀土烧结磁体及其制备方法技术领域[0001] 本发明涉及一种高性能的稀土烧结磁体及其制造方法，该磁体具有最少含量的昂贵Tb和Dy。 背景技术[0002] 近年来，Nd-Fe-B烧结磁体应用越来越广泛，包括用于硬盘驱动器、空调、工业发动机、发电机以及混合动力汽车和电动车的驱动发动机。当用于空调压缩机的发动机、交通工具相关的部件和其他预期未来发展的应用时，磁体暴露于升高的温度。因此，磁体必须具有在升高的温度下的稳定性能，即耐热性。为此加入Dy和Tb是必要的，然而，当考虑到资源紧缺的问题时，节约Dy和Tb成为重要的任务。 [0003] 对于基于Nd2Fe14B晶粒的磁性支配(magnetism-governing)主相的相关磁体，于Nd2Fe14B晶粒的界面处产生反向磁化的小畴，称为反向磁畴。随着这些畴的生长，磁化反转。 理论上，最大矫顽力等于Nd2Fe14B化合物的各向异性的磁场(6.4MA/m)。然而，由于晶界附近的晶体结构的无序所导致的各向异性磁场的降低，以及由于形态等原因导致的漏磁场的影 响，实际能够可获得的矫顽力只有各向异性磁场的约15％(1MA/m)。 [0004] 已知，当Nd位点被Dy或Tb替代时，Nd2Fe14B的各向异性磁场明显增加。因此，Dy或Tb替换部分Nd导致增强的各向异性磁场，因而导致增强的矫顽力。然而，由于Dy和Tb导致磁性化合物的饱和磁化极化显著降低，通过添加这些元素来增加矫顽力的努力不可避免的造成剩磁(或剩余磁通密度)的减少。也就是说，在矫顽力和剩磁之间的权衡是不可避免的。 [0005] 在考虑到上述的磁化反向机理时，如果只有部分Nd在其中使磁畴反向的主相晶界附近被Dy或Tb替代时，那么仅少量的重稀土元素可增加矫顽力，同时也使剩磁的下降最小 化。基于这种想法，开发了称为双合金法的制备Nd-Fe-B磁体的方法(见JP2853838)。该方法包括分别制备具有接近Nd2Fe14B化合物的组成的合金，以及加入其中的具有Dy或Tb的烧结 助剂合金，将它们研磨和混合，然后烧结该混合物。然而，由于烧结温度高达1050-1100℃，因此Dy或Tb从其界面向约5-10μm的主相晶粒内扩散到约1-4μm的深度，与主相晶粒中心的浓度差不很大。为了获得较高的矫顽力和剩磁，理想的是，重稀土元素以较高的浓度富集在较薄的扩散区中。对于重稀土元素重要的是，在较低温度下进行扩散。为了克服该问题，开发了下文描述的晶界扩散法。 [0006] 在文献中，2000年发现了这样的现象：当通过溅射用Dy涂覆50μm的薄磁体片并在800℃下热处理使得Dy富集在晶界相中时，矫顽力增加，而无剩磁的显著损失。参见 K.T.Park，K.Hiraga以及M.Sagawa，“Effect of Metal-Coating and Consecutive Heat Treatment on Coercivity of Thin Nd-Fe-B Sintered Magnets”，Proceedings of the Sixteenth International Workshop on Rare-Earth Magnets and Their Applications，Sendai，p.257(2000)。在2003年，通过三维溅射用Tb涂覆几毫米厚的磁体本体时，证实了同样的现象。也就是说，该现象适用于实际可接受尺寸的磁体本体。参见 S.Suzuki和K.machida“Development and Application of High-Performance Minute Rare Earth Magnets”，Material Integration，16，17-22页(2003)；以及K.Machida， N.Kawasaki，S.Suziki，M.Ito和T.Horikawa，“Grain Boundary Modification and Magnetic Properties of Nd-Fe-B Sintered Magnets”，Proceedings of Japan Society of Powder & Powder Metallurgy，2004，Spring Meeting，p.202。这些基于晶界扩散的方法包括：一次制备烧结体，向烧结体的表面提供Dy或Tb，使重稀土元素通过晶界相向烧结体内扩散，该晶界相在低于烧结温度的温度下为液相，由此只在接近主相晶粒的表面处用高 浓度的Dy或Tb替代Nd。 [0007] 在通过溅射进行涂覆特别是三维涂覆的情形中，相对大尺寸的系统是必要的。系统的进料必须完全清洗。在对系统装料后，必需保持高真空。因此，涂覆步骤是耗费时间和劳动力的操作，包括达到预定厚度所花费的时间。由于通过溅射涂覆的具有金属Dy或Tb的 磁体片趋于熔合在一起，因此它们在用于扩散的热处理期间必须分隔开。难以用符合热处 理炉容量的数量的磁体片对热处理炉进行装料，导致低的生产效率。 [0008] 已经提出各种改进的晶界扩散方法用于大规模生产。这些方法的差异主要在于向磁体供应(要扩散的)Dy或Tb。发明人之前在JP4450239(WO2006/043348)中提出了一种方 法，该方法包括：将烧结体浸入Dy或Tb的氟化物或氧化物粉末在水或有机溶剂中的浆料中，将烧结体取出，干燥并进行扩散热处理。在热处理过程中，富Nd晶界相熔化，并部分扩散到烧结体表面，在扩散部分和涂覆的粉末之间发生Nd和Dy/Tb之间的替代反应，由此Dy/Tb纳 入磁体中。 [0009] 另外，在JP4548673(WO2006/064848)中公开了一种方法，该方法包括：将Dy或Tb的氟化物与氢化钙混合，涂覆混合物，热处理，用于由此将氟化物还原成金属，并使金属进行扩散。另一种方法包括：将Dy金属/合金导入热处理箱中，并进行扩散处理，用于使Dy蒸气扩散到磁体中，如在以下文献中公开的那样：JP4241890，WO2008/023731；K.Machida，S.Shu，T.Horikawa，以及T.Lee，“Preparation of High-Coercivity Nd-Fe-B Sintered Magnet by Metal Vapor Sorption and Evaluation”，Proceedings of the 32nd meeting of Japan Society of Magnetism，375(2008)；Y.Takada，K.Fukumoto以及Y.Kaneko，“Effect of Dy Diffusion Treatment on Coercivity of Nd-Fe-B Magnet”，Proceedings of Japan Society of Powder & Powder Metallurgy，2010 Spring Meeting，p.92(2010)； K.Machida，T.Nishimoto，T.Lee，T.Horikawa，以及M.Ito，“Coercivity Enhancement of Nd-Fe-B Sintered Magnet by Grain Boundary Modification Using Rare Earth Metal Fine Powder”，Proceedings of Japan Institue of Metals，2009 Spring Meeting，279(2009)。在以下文献中中公开了金属粉末(金属元素，氢化物或合金)的涂层：JP-A2007- 287875，JP-A2008-263179，JP-A2009-289994，WO2009/087975；和N.Ono，R.Kasada， H.Matsui，A.Kouyama，F.Imanari，T.Mizoguchi和M.Sagawa，“Study on Microstructure of Neodymium Magnet Subjected to Dy Modification Treatment”，Proceedings of Japan Instituted of Metals，2009 Spring Meeting，115(2009)。 [0010] 还对适于通过晶界扩散改善矫顽力的母合金，即在晶界扩散之前的各向异性烧结体进行了研究。发明人在JP-A2008-147634中发现，通过提供Dy/Tb的扩散路径，可获得矫顽力的显著增强。基于扩散的重稀土元素与磁体内的Nd氧化物的潜在反应导致扩散量的减少 的信念，在JP-A2011-82467中提出了通过预先向母合金加入氟使得氧化物转化为氟氧化物 用于降低Dy/Tb的反应性来获得特定的扩散量。但是，尚未在关注提供扩散路径的富Nd晶界相的化学性质的同时提出改善扩散效率，或最终在其表面上进行替代反应的Nd2Fe14B化合 物。 发明内容[0011] 本发明的目的是提供稀土烧结磁体以及制备该磁体的方法，特别是容易地制备高性能R-Fe-B烧结磁体(其中R是包括Sc和Y的稀土元素中的至少一种)的方法，该磁体具有最 小化的Tb或Dy的使用量且展现出高矫顽力。 [0012] 通过向R-Fe-B烧结磁体(其中R是包括Sc和Y的稀土元素中的至少一种)，典型是Nd-Fe-B烧结磁体中加入各种元素，以改变富Nd晶界相和Nd2Fe14B化合物的化学性质，并检验其通过晶界扩散对于矫顽力增强的影响，发明人发现，通过向母合金加入0.3-7at％的硅明显改善了由晶界扩散处理所致的矫顽力增强，并且通过加入0.3-10at％的铝扩展了用于 晶界扩散处理和随后时效处理的优化温度跨度。 [0013] 在第一方面，本发明提供了一种各向异性烧结体形式的稀土烧结磁体，其包含作为主相的Nd2Fe14B晶体相，并具有组成R1aTbMcSidBe，其中R1是选自包括Sc和Y的稀土元素中的至少一种元素，T是Fe和Co中的一种或两种，M是选自Al、Cu、Zn、In、P、S、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta和W中的至少一种元素，Si是硅，B是硼，表示合金中的原子百分数的″a″到″e″在如下范围内：12≤a≤17，0≤c≤10，0.3≤d≤7，5≤e≤10，余量为b，其中R2是Dy和Tb中的一种或两种，且R2从各向异性烧结体的表面扩散进入该各向异性烧结体内。 [0014] 优选地，R1含有至少80at％的Nd和/或Pr。同样优选地，T含有至少85at％的Fe。 [0015] 在第二方面，本发明提供一种制备稀土烧结磁体的方法，该方法包括以下步骤： [0016] 提供一种各向异性的烧结体，其包含作为主相的Nd2Fe14B晶体相，并具有组成R1aTbMcSidBe。其中R1选自包括Sc和Y的稀土元素中的至少一种，T是Fe和Co中的一种或两种，M是选自Al、Cu、Zn、In、P、S、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta和W中的至少一种元素，Si是硅，B是硼，表示合金中的原子百分数的″a″到″e″在如下范围内：12≤a≤17，0≤c≤10，0.3≤d≤7，5≤e≤10，余量为b。 [0017] 在各向异性烧结体的表面上设置元素R2或含R2物质，R2是Dy和Tb中的一种或两种，以及 [0018] 在低于或等于烧结体的烧结温度下进行扩散热处理，用于使元素R2从烧结体的表面扩散进入该烧结体内。 [0019] 优选地，R1含有至少80at％的Nd和/或Pr。还优选地，T含有至少85at％的Fe。 [0020] 该方法可进一步包括，在低于或等于烧结体的烧结温度的温度下热处理以使得R2扩散进入烧结体内的步骤之后，在较低温度下进行时效处理的步骤。 [0021] 在一个优选的实施方案中，在各向异性烧结体的表面上设置元素R2或含R2物质的步骤包括：用选自R2的粉末氧化物、氟化物、氟氧化物或氢化物，R2或含R2的合金的粉末，R2 2 2 或含R的合金的溅射或蒸镀膜以及R的氟化物和还原剂的粉末混合物中的成员涂覆烧结体 的表面。 [0022] 在一个优选的实施方案中，在各向异性烧结体的表面上设置元素R2或含R2物质的步骤包括使R2或含R2合金的蒸气与烧结体的表面接触。 [0023] 优选地，含R2物质含有至少30at％的R2。 [0024] 在第三方面，本发明提供一种制备稀土烧结磁体的方法，包括以下步骤： [0025] 提供各向异性烧结体，其包含作为主相的Nd2Fe14B晶体相，并具有组成R1aTbMcAlfSidBe，其中R1是选自包括Sc和Y的稀土元素中的至少一种元素，T是Fe和Co中的一种或两种，M是选自Cu、Zn、In、P、S、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta和W中的至少一种元素，Al是铝，Si是硅，B是硼，表示合金中的原子百分数的″a″到″f″在如下范围内：12≤a≤17，0≤c≤5，0.3≤f≤10，0.3≤d≤7，5≤e≤10，余量为b，以及 [0026] 在低于或等于烧结体的烧结温度的温度下，使元素R2从烧结体的表面扩散进入该烧结体内，其中R2为Dy和Tb中的一种或两种。 [0027] 优选地，扩散温度为800-1050℃，更优选地为850-1000℃。 [0028] 该方法还可包括在使R2元素扩散进入烧结体内后进行时效处理的步骤。 [0029] 时效处理优选在400-800℃，更优选450-750℃的温度下进行。 [0030] 优选地，R1含有至少80at％的Nd和/或Pr。还优选地，T含有至少85at％的Fe。 [0031] 在第四方面，本发明提供一种各向异性烧结体形式的稀土烧结磁体，包括：作为主1 1 相的Nd2Fe14B晶体相，并具有组成RaTbMcAlfSidBe，其中R 是选自包括Sc和Y的稀土元素中的至少一种，T是Fe和Co中的一种或两种，M是选自Cu、Zn、In、P、S、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta和W中的至少一种元素，Al是铝，Si是硅，B是硼，表示合金中的原子百分数的″a″到″f″在如下范围内：12≤a≤17，0≤c≤5，0.3≤f≤10，0.3≤d≤7，5≤e≤10，余量为b，其中Tb从烧结体表面扩散进入烧结体内，由此该磁体具有至少1900kA/m的矫顽力。 [0032] 在第五方面，本发明提供一种各向导性烧结体形式的稀土烧结磁体，其包含作为主相的Nd2Fe14B晶体相，并具有组成R1aTbMcAlfSidBe，其中R1是选自包括Sc和Y的稀土元素中的至少一种元素，T是Fe和Co中的一种或两种，M是选自Cu、Zn、In、P、S、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta和W中的至少一种元素，Al是铝，Si是硅，B是硼，表示合金中的原子百分数的″a″到″f″在如下范围内：12≤a≤17，0≤c≤5，0.3≤f≤10，0.3≤d≤7，5≤e≤10，余量为b，其中Dy从烧结体表面扩散进入烧结体内，由此该磁体具有至少 1550kA/m的矫顽力。 [0033] 本发明的有益效果 [0035] 图1是在实施例1和比较例1中的磁体样品的矫顽力对Si含量的图。 [0036] 图2是在实施例2和比较例2中的磁体样品的矫顽力对Si含量的图。 [0037] 图3是在实施例3、4和比较例3、4中的磁体样品的矫顽力对Si含量的图。 [0038] 图4是在实施例5、6和比较例5、6中的磁体样品的矫顽力对Si含量的图。 [0039] 图5是在实施例7和比较例7中的磁体样品的矫顽力对Si含量的图。 [0040] 图6是在实施例8和比较例8中的磁体样品的矫顽力对Si含量的图。 [0041] 图7是在实施例14和比较例12中的具有不同Al知Si含量的磁体样品的矫顽力对扩散温度的图。 具体实施方式[0042] 本发明的第一实施方案是各向异性烧结体形式的稀土烧结磁体，其包含作为主相的Nd2Fe14B晶体相，并具有组成R1aTbMcSidBe，其中R1是选自包括Sc和Y的稀土元素中的至少一种元素，T是Fe和Co中的一种或两种，M是选自Al、Cu、Zn、In、P、S、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta和W中的至少一种元素，Si是硅，B是硼，表示合金中的原子百分数的″a″到″e″在如下范围内：12≤a≤17，0≤c≤10，0.3≤d≤7，5≤e≤10，余量为b，其中R2是Dy和Tb中的一种或两种，R2从各向异性烧结体的表面扩散进入该烧结体内。该磁体 2 2 通过将R或含R物质扩散进入各向异性烧结体的表面而获得。 [0043] 各向异性烧结体或R-Fe-B烧结磁体可通过标准方法制得，具体地通过粗磨、细粉碎、成型和烧结从母合金制得。母合金包含R、T、M、Si和B。这里，R是选自包含Sc和Y的稀土元素，特别是选自Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Yb和Lu的一种或多种元素。优选的R主要由Nd、Pr和/或Dy组成。这些包括Sc和Y的稀土元素优选占全部合金的12-17at％，更优选13-15at％。更优选地，Nd和Pr的任一种或两种占全部R的至少80at％，更优选至少 85at％。T是Fe和Co中的一种或两种；Fe优选占全部T中的至少85at％，更优选至少90at％；T优选占全部合金的56-82at％，更优选67-81at％。M是选自Al、Cu、Zn、In、P、S、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta和W中的一种或多种元素，并且在全部合金中以0-10at％，优选0.05-8at％的含量存在。代表硼的B在全部合金中以5-10at％，优选为5- 7at％的含量存在。 [0044] 在这里，各向异性烧结体应必要地含有硅(Si)。在各向异性烧结体或合金中0.3-7at％的Si含量对于显著促进Dy/Tb向磁体的供应和Dy/Tb在磁体中沿着晶界的扩散是有效 的。如果硅的含量小于0.3at％，那么确认没有矫顽力增强方面的显著区别。如果Si含量超过7at％，那么出于未知的原因确认没有矫顽力增强方面的显著区别。加入如此大量的硅导致剩磁的降低，明显偏离用于实际应用的磁体价值。尽管0.3-7at％的硅含量对于矫顽力的增强是有效的，但相对低的含量从增强剩磁的角度看是期望的。在该上下文中，硅含量优选为0.5-3at％，更优选为0.6-2at％，尽管精确的含量取决于最终所需的磁体的性质而变化。 [0046] M如上述定义的那样，该合金优选含有0.3-10at％，更优选0.5-8at％的铝(Al)作为M。含有Al使得在优化温度下进行扩散处理用以获得较高的矫顽力增强效应成为可能，并且使在扩散处理之后在优化温度下进行时效处理用以进一步增加矫顽力成为可能。除了 Al，合金还可含有另外的元素作为M。具体地，可以含有0.03-8at％，更优选0.05-5at％的铜(Cu)。含有铜也有利于在优化温度下进行扩散处理，用以获得较高的矫顽力增强效应，并且有利于在扩散处理之后在优化温度下进行时效处理，用以进一步增加矫顽力。 [0047] 通过如下方式制备母合金：将金属或合金进料在真空或惰性气体气氛，优选在氩气氛中熔化，并将熔体浇铸到平模或铰接式铸型中或进行带坯连铸。所谓的双合金工艺也 可适用于母合金的制备，该工艺包括：分别制备接近R2Fe14B化合物组成的合金(其构成相关合金的主相)以及作为烧结温度下的液相助剂的富R合金，破碎，然后称量并将其混合。如果取决于铸造期间的冷却速率和合金组成具有α-Fe存留下来的趋势，如果出于增加R2Fe14B化合物相的量的目的的需要，可对接近于主相组成的铸造合金进行均匀化处理。具体地，在 700-1200℃下在真空或氩气氛下热处理铸造合金至少一个小时。对于作为液相助剂的富R 合金，不仅可以采用上述铸造技术，也可以采用所谓的熔体淬火技术或带坯连铸技术。 [0048] 首先将合金压碎或粗磨到通常0.05-3mm，特别为0.05-1.5mm的尺寸。压碎步骤通常采用布朗磨或者氢爆法(hydrogen decrepitation)。对于带坯连铸制得的合金，优选氢 爆工艺。随后在喷射磨中使用高压氮将粗粉末细碎成例如细颗粒粉末，其通常具有0.1-30μm，特别是0.2-20μm的平均颗粒尺寸。 [0049] 在外部磁场下通过压力造型机将细粉压实。随后将生压块放入烧结炉中，并在炉中于真空或惰性气体气氛下通常在900-1250℃，优选1000-1100℃的温度烧结。所得的烧结磁体块体含有60-99体积％，优选80-98体积％的四方晶系的化合物R2Fe14B作为主相，余量由0.5-20体积％的富R相，0-10体积％的富B相，和0.1-10体积％的来源于偶存杂质的R的氧化物、碳化物、氮化物、氢氧化物和氟化物中的至少一种，以及它们的混合物或复合物构成。 [0050] 如果必要，将烧结决体在进行晶界扩散步骤之前加工到预定的形状。块体的尺寸不特别受限。当磁体本体具有较大的比表面积或较小的尺寸时，在晶界扩散步骤期间将较 大量的Dy/Tb吸收至磁体本体。优选的形状包括具有最多100mm，更优选最多50mm的尺寸的 最大部分，以及在磁各向异性方向上最多30mm，更加优选最大15mm的尺寸。尽管最大部分的尺寸和在磁各向异性方向上的尺寸的下限并不是关键的，但最大部分的尺寸优选至少1mm，磁各向异性方向上的尺寸优选至少0.5mm。 [0051] 在晶界扩散步骤中，将在其表面存在有Dy和/或Tb，或含Dy和/或Tb的物质的磁体块体进行扩散热处理。可以采用任何已知的方法。在磁体本体的表面上设置Dy和/或Tb或者含Dy和/或Tb的物质(有时称为“扩散物”)的方法通过用扩散物涂覆磁体表面，或通过蒸镀扩散物，和将扩散物蒸气与磁体本体表面接触进行。具体地，用Dy和/或Tb化合物，例如Dy和/或Tb的氧化物、氟化物、氟氧化物或氢化物的粉末，Dy和/或Tb的粉末，含Dy和/或Tb合金的粉末，Dy和/或Tb的溅射膜或蒸镀膜，或者含Dy和/或Tb合金的溅射膜或蒸镀膜涂覆磁体 表面。或者，向磁体本体的表面施加Dy和/或Dy的氟化物和还原剂例如氢化钙的混合物。其它方法通过在真空中热处理Dy或Dy合金形成Dy蒸气，并将Dy蒸气沉积在磁体本体上进行。 可有利地采用任何这些方法。 [0052] 在某些元素富集在亚表面层中以提高磁晶各向异性时，Dy和Tb对这种效应具有很大的贡献。在扩散物中Dy和/或Tb的含量优选为至少30at％，更优选至少50at％，最优选至少80at％。 [0053] 扩散物的平均涂覆重量优选为10-300μg/mm2，更加优选20-200μg/mm2。涂覆重量小于10μg/mm2时，可确认没有显著的矫顽力增强。涂覆重量超过300μg/mm2时，可预期没有矫顽力的进一步增加。假设磁体涂覆有扩散物，那么以(Wr-W)/S给出平均涂覆重量(μg/mm2)，其中W是扩散物涂覆之前磁体本体的重量(μg)，Wr是涂覆了扩散物的磁体本体重量(μg)，S是2 扩散物涂覆之前磁体本体的表面积(mm)。 [0054] 将表面设置有扩散物的磁体本体进行热处理以便扩散。具体地，在真空或在惰性气体气氛例如氩气(Ar)或氦气(He)中将其热处理。该热处理称为“扩散处理”。出于以下原因，扩散处理温度等于或低于磁体本体的烧结温度。如果扩散处理在高于磁体本体的烧结 温度(Ts，℃)的温度下进行，那么产生以下问题，(1)烧结磁体的结构改变，以至于可能不会获得高的磁性能；(2)由于热变形，无法保持加工的尺寸；(3)扩散的R2不仅存在于晶界处，还存在于晶粒中，引发剩磁的下降。扩散处理温度(℃)等于或低于Ts，优选等于或低于(Ts- 10)。典型地，扩散处理温度为至少600℃，尽管下限并不关键。 [0055] 典型地，扩散处理时间为1分钟到100小时。少于1分钟，扩散处理未完成。如果时间超过100小时，可能出现以下问题：烧结磁体的结构改变，磁性性质受到不可避免的氧化和蒸镀的不利影响。扩散处理时间优选为30分钟到50小时，更优选为1-30小时。 [0056] 扩散处理的结果是，Dy和/或Tb富集在磁体内的富Nd晶界相成分中，由此Dy和/或Tb在R2Fe14B主相晶粒的表面层附近发生替代。因为磁体本体中含有0.3-7at％的硅，所以硅显著促进Dy和/或Tb向磁体内部的供给，以及磁体本体中Dy和/或Tb沿着晶界的扩散。 [0057] 在扩散处理过程中，Nd和Pr在涂层或蒸镀源中的总浓度优选低于母合金中的Nd和Pr(在稀土元素之中)的总浓度。扩散处理的结果是，R-Fe-B烧结磁体的矫顽力有效增强，而无剩磁的任何伴随下降，并且这种矫顽力的增强效果基本是由母合金中特定的硅含量而促 进的。 [0058] 在上述定义范围的扩散温度下施加实现矫顽力增强效果。然而，如果扩散温度过低或过高，尽管在该范围内，矫顽力增强效果可能变得较弱。这意味着应当选择优化的范 围。对于那些含有铝作为M的磁体本体或各向异性烧结体，当Al含量为最大0.2at％时，优化扩散温度范围为800-900℃；当Al含量为0.3-10at％，特别是0.5-8at％时，优化温度范围变宽为800-1050℃。典型地，当Tb在超过900℃的温度进行扩散时，磁体本体具有至少1900kA/m，优选至少1950kA/m，更优选至少2000kA/m的增加的矫顽力。当Dy扩散时，磁体本体具有至少1550kA/m，优选至少1600kA/m，更优选1650kA/m的增加的矫顽力。 [0059] 特定样品的优化扩散温度通过计算矫顽力的经验峰值的损失百分比来计算。假设Hp是矫顽力的峰值，保证矫顽力等于Hp的94％的连续热处理温度范围被认为优化温度范 围。 [0060] 出于下面的原因，优化扩散温度扩展到相对高的温度侧。据认为，晶界扩散处理通过这样的机理增强了矫顽力：磁体本体表面上的重稀土元素扩散经过晶界相，随后其转化为液相，并进一步扩散进入晶粒中至对应于晶粒界面的磁畴壁宽度的深度。如果扩散温度 低，两种扩散都被推迟，导致矫顽力的较少增加。另一方面，如果扩散温度过高，两种扩散被过度促进，特别是后一种扩散变得突出，重稀土元素深入且稀疏地扩散进入晶粒中，导致矫顽力的较少增加。尽管目前还不十分了解细节，但Si和Al对于抑制重稀土从晶界相到晶粒 表面的过度扩散是有效的。因此，即使在比典型为普通磁体没定的优化扩散温度高的温度 下处理磁体本体时，仍保持了矫顽力足够的增加。另外，通过高温处理促进了晶界相内的扩散，由此可获得比普通磁体更大的矫顽力提高。 [0061] 优选地，扩散处理之后是在较低温度下热处理，称为“时效处理”。时效处理在低于扩散处理温度的温度，优选从200℃到扩散处理温度减去10℃的温度，更优选地，从350℃到扩散处理温度减10℃的温度进行。气氛可为真空或惰性气体例如Ar或He。时效处理时间通常为1分钟到10小时，优选10分钟到5小时，更优选30分钟到2小时。 [0062] 对于那些含有铝作为M的磁体本体或各向异性烧结体，当Al含量为最大0.2at％时，时效处理的优化范围为400-500℃；当Al含量为0.3-10at％，特别是0.5-8at％时，优化温度范围变宽为400-800℃，特别为450-750℃。在优化温度范围中进行时效处理保证了通 过扩散处理增强的矫顽力得到保持，或甚至进一步提高。 [0063] 出于下面的原因，优化的时效处理温度扩展到相对高的温度侧。众所周知，Nd-Fe-B烧结磁体的矫顽力对于晶体晶粒界面处的结构很敏感。在烧结步骤之后通常是高温热处理和低温热处理从而确立理想的晶界结构时，界面结构很大程度受到后一热处理的影响。 当热处理在预定温度下进行以确立理想的界面结构时，如果温度由此偏离，结构发生改变，导致矫顽力的下降。由于Si和Al与磁体的主相和晶界相形成固溶体，因此它们对晶界结构 具有影响。尽管目前不十分了解细节，但即使当热处理在比优化热处理温度高的温度范围 内进行时，这些元素仍对保持优化结构发挥作用。 [0064] 关于扩散处理之前的加工，如果采用水性冷却剂通过加工工具进行加工，或者如果在加工期间加工的表面暴露于高温下，就有在加工的表面上形成氧化膜的趋势。该氧化 膜可阻止Dy/Tb与磁体本体的吸收反应。在这种性况下，可以通过使用碱、酸、有机溶剂或它们的组合进行清洗，或者通过喷丸处理除去氧化物膜。所获得的磁体本体对于适当的吸收 处理是合适的。适合的碱包括焦磷酸钾、焦磷酸钠、柠檬酸钾、柠檬酸钠、醋酸钾、醋酸钠、草酸钾、以及草酸钠。适合的酸包括盐酸、硝酸、硫酸、醋酸、柠檬酸、和酒石酸。适合的有机溶剂包括丙酮、甲醇、乙醇、和异丙醇。碱和酸可用作具有不侵蚀磁体本体的足够浓度的水溶液。 [0065] 在对磁体本体进行扩散处理和随后的时效处理之后，采用碱、酸、有机溶剂或它们的组合将其进行清洗，或加工成实际形状。而且，在扩散处理、时效处理，以及任选的清洗和/或加工之后，可以用涂料对磁体本体进行镀覆或涂覆。 [0066] 由此获得的磁体用作具有增强的矫顽力的永磁体。 [0067] 实施例 [0068] 下面给出实施例用于进一步说明本发明，尽管本发明不限于此。 [0069] 在实施例中，“平均颗粒尺寸”是通过激光衍射法在颗粒尺寸分布的测量中确定的重均直径D50(即累积重量50％时的颗粒直径，或中值直径)。 [0070] 实施例1和比较例1 [0071] 通过带坯连铸技术制备基本由14.5at％的Nd、0.5at％的Al、0.2at％的Cu、6.2at％的B、0-10at％的Si、以及余量的Fe组成的带状合金，具体地通过使用纯度至少 99wt％的Nd、Al、Fe和Cu金属、纯度为99.99wt％的Si、以及硼铁，在Ar气氛中高频加热以熔化，将熔体浇注到单个冷却铜辊上。在室温下将合金暴露于0.11MPa的氢中使得氢被吸收于其中，加热到500℃同时真空泵吸，使得氢部分解吸，冷却和筛分，收集低于50目的粗粉。 [0072] 在喷射磨机上利用高压氮气将粗粉细粉碎成5μm中值直径的细粉。在约1吨/cm2的压力下在氮气氛中将细粉压实，同时在15kOe的磁场中进行取向。随后将生压块置于烧结炉中，在该炉中于氩气氛中在1060℃下将其烧结2小时，获得烧结磁体块体。使用金刚石刀具，在整个表面上对烧结块体进行磨削，使其成为15mm×15mm×3mm厚的块体。然后，依次用碱 性溶液、去离子水、硝酸和去离子水对其进行清洗，并干燥，得到磁体块体。 [0073] 随后，将磁体块体浸入50％重量分数的氧化铽粉末在乙醇中的浆料内30秒。氧化铽粉末具有0.15μm的平均颗粒尺寸。取出磁体块体，使其排水并在热空气流下干燥。粉末的平均涂覆重量为50±5μg/mm2。如果必要，重复浸入和干燥步骤，直到达到所需的涂覆重量。 [0074] 对覆盖有氧化铽的磁体块体在Ar气氛中在900℃下进行扩散处理5小时，然后在500℃下进行时效处理1小时，并淬火，得到经扩散处理的磁体块体。图1为将晶界扩散之后的矫顽力绘制成硅含量(at％)的函数的图。注意，在晶界扩散之前不含硅的磁体块体具有 995kA/m的矫顽力。从图1中看出，通过添加至少0.3at％的硅获得了矫顽力的改善，并且当添加的硅含量等于或超过0.5at％时，矫顽力改善变得显著。在另一方面，当添加的硅含量超过7at％时，矫顽力降低。这证明了，当向母合金添加0.3-7at％的硅时，产生了高矫顽力。 [0075] 实施例2和比较例2 [0076] 如在实施例1中那样制备磁体块体，但不同的是，使用氧化镝(平均颗粒尺寸0.35μm，平均涂覆重量50±5μg/mm2)代替氧化铽。图2为将晶界扩散之后的矫顽力绘制成硅含量(at％)的函数的图。由于Dy2Fe14B的各向异性磁场比Tb2Fe14B的弱，因此与图1相比，所有矫顽力值都低。然而，当添加为0.3-7at％的硅时，认识到相对于无硅磁体的改善的矫顽力。 [0077] 这证明了不仅当Tb扩散时，向母合金添加0.3-7at％的硅使磁体产生高矫顽力成为可能，而且当Dy扩散时，向母合金添加0.3-7at％的硅也使磁体产生高矫顽力成为可能。 [0078] 实施例3、4和比较例3、4 [0079] 如在实施例1中那样制备磁体块体，但不同的是，采用氟化铽(平均颗粒尺寸1.4μm，平均涂覆重量50±5μg/mm2)或氟氧化铽(平均颗粒尺寸2.1μm，平均涂覆重量50±5μg/ mm2)代替氧化铽。图3为将晶界扩散之后的矫顽力绘制成硅含量(at％)的函数的图。其证明了不仅当使用氧化物作为Tb扩散源时，产生了高矫顽力，而且当使用氟化物或氟氧化物时，也产生了高矫顽力。 [0080] 实施例5、6和比较例5、6 [0081] 如在实施例1中那样制备磁体块体，但不同的是，采用氢化铽(平均颗粒尺寸6.7μm，平均涂覆重量35±5μg/mm2)或Tb34Ni33Al33合金(以at％计，平均颗粒尺寸10μm，平均涂覆重量45±5μg/mm2)代替氧化铽。图4为将晶界扩散之后的矫顽力绘制成硅含量(at％)的函 数的图。其证明了不仅当使用非金属化合物例如氧化物作为Tb扩散源时产生了高矫顽力， 而且当使用氢化物、金属或合金的粉末时，也产生了高矫顽力。 [0082] 实施例7和比较例7 [0083] 如在实施例1中那样获得了磁体块体。使用金刚石刀具在整个表面上对烧结块体进行磨削，使其成为15mm×15mm×3mm厚的块体。依次使用碱性溶液、去离子水、硝酸和去离子水将其进行清洗，并干燥，获得磁体块体。将Dy金属置于氧化铝舟(内径40mm，高25mm)中，将其连同磁体块置于钼容器(内部尺寸50mm×100mm×40mm)中。将所述容器放入受控气氛 炉内，在该炉中于真空气氛中在900℃进行扩散处理5小时，所述真空气氛通过旋转泵和扩 散泵建立。随后，在500℃进行时效处理1小时，并淬火，获得磁体块体。图5是将晶界扩散之后的矫顽力绘制成硅含量(at％)的函数的图。其证明了不仅通过从Dy涂覆开始的扩散处理 产生了高的矫顽力，而且通过从Dy蒸气的沉积开始的扩散处理也产生了高的矫顽力。 [0084] 实施例8和比较例8 [0085] 如同在实施例7中那样制备磁体块体，但不同的是，使用Dy34Fe66(at％)代替Dy金属。图6为将晶界扩散之后的矫顽力绘制成硅含量(at％)的函数的图。其证明了不仅当将Dy金属用作Dy蒸气源时产生了高矫顽力，而且当将Dy合金用作Dy蒸气源时也产生了高矫顽 力。 [0086] 实施例9和比较例9 [0087] 通过带坯连铸技术制备由12.5at％的Nd、2at％的Pr、0.5at％的Al、0.4at％的Cu、5.5at％B、1.3at％的Si、以及余量的Fe组成的带状合金，具体地通过使用纯度至少99wt％的Nd、Pr、Al、Fe和Cu金属、纯度为99.99wt％的Si、以及硼铁，在Ar气氛中高频加热以熔化，将熔体浇注到单个冷却铜辊上。在室温下将合金暴露于0.11MPa的氢中使得氢被吸收于其 中，加热到500℃同时真空泵吸，使得氢部分解吸，冷却和筛分，收集低于50目的粗粉。 [0088] 在喷射磨机上利用高压氮气将粗粉细粉碎成3.8μm中值直径的细粉。在约1吨/cm2的压力下在氮气氛中将细粉压实，同时在15kOe的磁场中进行取向。随后将生压块置于烧结炉中，在该炉中于氩气氛中在1060℃下将其烧结2小时，获得烧结磁体块体。使用金刚石刀具，在整个表面上对烧结块体进行磨削，使其成为20mm×50mm×4mm厚的块体。然后，依次用碱性溶液、去离子水、硝酸和去离子水对其进行清洗，并干燥，得到磁体块体。 [0089] 随后，将磁体块体浸入50％重量分数的氧化铽粉末在乙醇中的浆料内30秒。氧化铽粉末具有0.15μm的平均颗粒尺寸。取出磁体块体，使其排水并在热空气流下干燥。粉末的平均涂覆重量为50±5μg/mm2。如果必要，重复浸入和干燥步骤，直到达到所需的涂覆重量。 [0090] 将覆盖有氧化铽的磁体块体在Ar气氛中在850℃下进行扩散处理20小时，然后在500℃下进行时效处理1小时，并淬火，得到经扩散处理的磁体块体P9。 [0091] 为了对比，采用上述相同的技术制备由12.5at％的Nd、2at％的Pr、0.5at％的Al、0.4at％的Cu、6.1at％的B，以及余量的Fe组成的合金(即不含硅的合金)。通过进行上述相同的步骤，获得比较磁体块体C9。 [0092] 表1列出了磁体块体P9和C9的矫顽力。可见，在本发明范围内的含有向其添加的硅的磁体块体P9具有更高的矫顽力。 [0093] 表1 [0094] [0095] 实施例10和比较例10 [0096] 通过带坯连铸技术制备由13.0at％的Nd、1.5at％的Dy、1.5at％的Co、1.0at％的Si、0.5at％的Al、5.8at％的B、以及余量的Fe组成的带状合金，具体地通过使用纯度至少 99wt％的Nd、Dy、Co、Al、和Fe金属、纯度为99.99wt％的Si、以及硼铁，在Ar气氛中高频加热以熔化，将熔体浇注到单个冷却铜辊上。在室温下将合金暴露于0.11MPa的氢中使得氢被吸收于其中，加热到500℃同时真空泵吸，使得氢部分解吸，冷却和筛分，收集低于50目的粗粉。 [0097] 在喷射磨机上利用高压氮气将粗粉细粉碎成4.6μm中值直径的细粉。在约1吨/cm2的压力下在氮气氛中将细粉压实，同时在15kOe的磁场中进行取向。随后将生压块置于烧结炉中，在该炉中于氩气氛中在1060℃下将其烧结2小时，获得烧结磁体块体。使用金刚石刀具，在整个表面上对烧结块体进行磨削，使其成为7mm×7mm×2mm厚的块体。然后，依次用碱性溶液、去离子水、硝酸和去离子水对其进行清洗，并干燥，得到磁体块体。 [0098] 随后，将磁体块体浸入50％重量分数的氧化铽粉末在去离子水中的浆料内30秒。氧化铽粉末具有0.15μm的平均颗粒尺寸。取出磁体块体，使其排水并在热空气流下干燥。粉末的平均涂覆重量为50±5μg/mm2。如果必要，重复浸入和干燥步骤，直到达到所需的涂覆重量。 [0099] 将覆盖有氧化铽的磁体块体在Ar气氛中在850℃下进行扩散处理10小时，然后在520℃下进行时效处理1小时，并淬火，得到经扩散处理的磁体块体P10。 [0100] 为了对比，采用上述相同的技术制备由13.0at％的Nd、1.5at％的Dy、1.5at％的Co、0.5at％的Al、5.8at％的B以及余量的Fe组成的合金(即不含硅的合金)。通过遵循上述相同的步骤，获得比较磁体块体C10。 [0101] 表2列出了磁体块体P10和C10的矫顽力。在母合金中预先含有Dy时，也确认了矫顽力的增强效果。 [0102] 表2 [0103] [0104] 实施例11和比较例11 [0105] 通过带坯连铸技术制备由12.0at％的Nd，2.0at％的Pr，0.5at％的Ce，x at％的Si(其中x＝0或1.5)，1.0at％的Al，0.5at％的Cu，y at％的M(其中y＝0.05-2(见表3)、M为Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Ag、Sn、Sb、Hf、Ta或W)、6.2at％的B，余量的Fe组成的带状合金，具体地通过使用纯度至少99wt％的Nd、Pr、Ce、Al、Fe、Cu、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Ag、Sn、Sb、Hf、Ta和W金属、纯度为99.99wt％的Si、以及硼铁，在Ar气氛中高频加热以熔化，将熔体浇注到单个冷却铜辊上。在室温下将合金暴露于0.11MPa的氢中使得氢被吸收于其中，加热到500℃同时真空泵吸，使得氢部分解吸，冷却和筛分，收集低于50目的粗粉。 [0106] 在喷射磨机上利用高压氮气将粗粉细粉碎成5.2μm中值直径的细粉。在约1吨/cm2的压力下在氮气氛中将细粉压实，同时在15kOe的磁场中进行取向。随后将生压块置于烧结炉中，在该炉中于氩气氛中在1040℃下将其烧结2小时，获得烧结磁体块体。使用金刚石刀具，在整个表面上对烧结块体进行磨削，使其成为7mm×7mm×2.5mm厚的块体。然后，依次用碱性溶液、去离子水、硝酸和去离子水对其进行清洗，并干燥，得到磁体块体。 [0107] 随后，将磁体块体浸入50∶50(重量比)氟化铽/氧化铽粉末混合物(重量比为50％)在乙醇中的浆料内30秒。氟化铽粉末和氧化铽粉末分别具有1.4μm和0.15μm的平均颗粒尺寸。取出磁体块体，使其排水并在热空气流下干燥。粉末的平均涂覆重量为30±5μg/mm2。如果必要，重复浸入和干燥步骤，直到达到所需的涂覆重量。 [0108] 将覆盖有氟化铽/氧化铽的磁体块体在Ar气氛中在850℃下进行吸收处理15小时，然后在500℃下进行时效处理1小时，并淬火，得到经扩散处理的磁体块体。在这些磁体块体中，将向其添加有硅(x＝1.5)的那些块体指定为本发明的磁体块体，P11-1到P11-16表示依次添加元素M＝Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Ag、Sn、Sb、Hf、Ta和W。用于比较的那些不含硅(x＝0)的块体为相似指定的比较磁体块体C11-1到C11-16。 [0109] 表3列出了磁体块体P11-1到P11-16和C11-1到C11-16的磁性能。添加或不添加硅的具有相同的M的磁体块体的比较，揭示出本发明的磁体块体P11-1到P11-16表现出更高的 矫顽力值。 [0110] 表3 [0111] [0112] [0113] 由此得出结论，向母合金添加0.3-7at％的硅有助于促进晶界扩散处理的矫顽力增强效应，使得可产生更高的磁性能。本发明提供的R-Fe-B烧结磁体尽管具有最小使用量 的Tb或Dy，但仍能具有高的性能。 [0114] 实施例12 [0115] 通过带坯连铸技术制备由14.5at％的Nd、0.2at％的Cu、6.2at％的B、1.2at％的Al和1.2at％的Si、2at％的Al和3at％的Si、或者5at％的Al和3at％的Si、以及余量的Fe组成的带状合金，具体地通过使用纯度至少99wt％的Nd、Al、Fe、Cu金属、纯度为99.99wt％的Si、以及硼铁，在Ar气氛中高频加热以熔化，将熔体浇注到单个冷却铜辊上。在室温下将合金暴露于0.11MPa的氢中使得氢被吸收于其中，加热到500℃同时真空泵吸，使得氢部分解吸，冷却和筛分，收集低于50目的粗粉。 [0116] 在喷射磨机上利用高压氮气将每种粗粉细粉碎成具有5μm中值直径的细粉。在约1吨/cm2的压力下在氮气氛中将细粉压实，同时在15kOe的磁场中进行取向。随后将生压块置于烧结炉中，在该炉中于氩气氛中在1060℃下将其烧结2小时，获得烧结磁体块体。使用金刚石刀具，在整个表面上对烧结块体进行磨削，使其成为15mm×15mm×3mm厚的块体。然后，依次用碱性溶液、去离子水、硝酸和去离子水对其进行清洗，并干燥，得到磁体块体。 [0117] 随后，将磁体块体浸入重量分数为50％的氧化铽粉末在乙醇中的浆料内30秒。氧化铽粉末具有0.15μm的平均颗粒尺寸。取出磁体块体，使其排水并在热空气流下干燥。粉末的平均涂覆重量为50±5μg/mm2。如果必要，重复浸入和干燥步骤，直到达到所需的涂覆重量。 [0118] 将覆盖有氧化铽的磁体块体在Ar气氛中在950℃下进行扩散处理5小时，然后在含有1.2at％Al和1.2at％Si的磁体块体的情形中在510℃下进行时效处理1小时，在含3at％ Al和2at％Si的磁体块体的情形中在550℃下进行时效处理1小时，或在含5at％Al和3at％ Si的磁体块体的情形中在610℃下进行时效处理1小时，并淬火，得到经扩散处理的磁体块 体。 [0119] 测量所得到的磁体块体的矫顽力，结果列在下面。 [0120] [0121] 实施例13 [0122] 如同在实施例12中那样制备磁体块体，但不同的是，使用氧化镝(平均颗粒尺寸0.35μm，平均涂覆重量50±5μg/mm2)代替氧化铽。 [0123] 测量磁体块体的矫顽力，结果列在下面。 [0124] [0125] 实施例14和比较例12 [0126] 通过带坯连铸技术制备由14.5at％的Nd、0.2at％的Cu、6.2at％的B、1.0at％的Al和1.0at％的Si、以及余量的Fe组成的带状合金，具体地通过使用纯度至少99wt％的Nd、Al、Fe、Cu金属、纯度为99.99wt％的Si、以及硼铁，在Ar气氛中高频加热以熔化，将熔体浇注到单个冷却铜辊上。在室温下将合金暴露于0.11MPa的氢中使得氢被吸收于其中，加热到500℃同时真空泵吸，使得氢部分解吸，冷却和筛分，收集低于50目的粗粉。 [0127] 在喷射磨机上利用高压氮气将粗粉细粉碎成具有5μm中值直径的细粉。在约1吨/cm2的压力下在氮气氛中将细粉压实，同时在15kOe的磁场中进行取向。随后将生压块置于 烧结炉中，在该炉中于氩气氛中在1060℃下将其烧结2小时，获得烧结磁体块体。使用金刚石刀具，在整个表面上对烧结块体进行磨削，使其成为15mm×15mm×3mm厚的块体。然后，依次用碱性溶液、去离子水、硝酸和去离子水对其进行清洗，并干燥，得到磁体块体。 [0128] 随后，将磁体块体浸入重量分数为50％的氧化铽粉末在乙醇中的浆料内30秒。氧化铽粉末具有0.15μm的平均颗粒尺寸。取出磁体块体，使其排水并在热空气流下干燥。粉末的平均涂覆重量为50±5μg/mm2。如果必要，重复浸入和干燥步骤，直到达到所需的涂覆重量。 [0129] 将覆盖有氧化铽的磁体块体在Ar气氛中在850℃、900℃、950℃或1000℃下进行热处理5小时，然后冷却到室温，得到经扩散处理的磁体块体。将这些磁体块体指定为本发明的磁体块体14-1-1到14-1-4。 [0130] 在如上所述的相同条件下制备磁体块体14-2-1到14-2-4，但不同的是，实施例14的合金组成变为3.0at％Al和2.0at％Si。同样，在如上所述的相同条件下制备磁体块体14- 3-1到14-3-4，但不同的是，实施例14的合金组成变为5.0at％的Al和3.0at％的Si。为了对比，在如上所述的相同条件下制备磁体块体12-1到12-4，但不同的是，实施例14的合金组成变为0.2at％的Al和0.2at％的Si。 [0131] 在从400℃变化到800℃的温度(以20-30℃的间隔)下将磁体块体14-1-1到14-3-4和比较磁体块体12-1到12-4进行时效处理1小时。测量磁体块体的矫顽力。在磁体块体14- 1-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为14-1-1-1。类似地，在磁体块体14-1-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为14-1-2-1；在磁体块体14-1-3中，将具有最大矫顽力的块体指定为 14-1-3-1；在磁体块体14-1-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为14-1-4-1。 [0132] 类似地，在磁体块体14-2-1到14-3-4中，将具有最大矫顽力的块体分别指定为14-2-1-1到14-3-4-1。在比较磁体块体12-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为12-1-1；在比较磁体块体12-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为12-2-1；在比较磁体块体12-3中，将具有最大矫顽力的块体指定为12-3-1；在比较磁体块体12-4中，将具有最大矫顽力的块体指 定为12-4-1。 [0133] 图7为将块体14-1-1-1到14-1-4-1和比较块体12-1-1到12-4-1的矫顽力绘制成晶界扩散温度的函数的图。从图7中看出，本发明的块体展示出比具有小于0.3at％的Al和Si 含量的比较块体高的矫顽力，并且它们的晶界扩散温度延伸到高温侧。 [0134] 表4列出了由图7中确定的对于本发明的块体14-1(Al＝1.0，Si＝1.0)、本发明的块体14-2(Al＝3.0，Si--2.0)、本发明的块体14-3(Al＝5.0，Si＝3.0)、以及比较块体12(Al＝0.2，Si＝0.2)的优化的晶界扩散处理温度跨度。 [0135] 表4 [0136] [0137] 在将磁体块体14-1到14-3于优化温度(对应于最高矫顽力)下进行晶界扩散处理5小时后，在从400℃变化到800℃的温度(以20-30℃的间隔)下进行时效处理1小时。测量磁 体块体的矫顽力，由此确定优化的时效处理温度跨度。结果在表5中列出。 [0138] 表5 [0139] [0140] 从表5中看出，比较例12的优化的时效处理温度跨度为80℃，实施例14的优化的时效处理温度跨度为140℃或更大，这说明了时效处理温度的允许跨度得到扩展。 [0141] 实施例15和比较例13 [0142] 如同磁体块体14-1-1到14-1-4一样，通过如在实施例14和比较例12中的热处理步骤制备磁体块体，但不同的是，采用氧化镝(平均颗粒尺寸0.35μm)代替氧化铽。将它们指定为块体15-1-1到15-1-4。 [0143] 在与如上所述(块体15-1-1到15-1-4)相同的条件下制备了磁体块体15-2-1到15-2-4，但不同的是合金组成变为3.0at％的Al和2.0at％的Si。同样，类似地制备磁体块体15- 3-1到15-3-4，但不同的是，合金组成变为5.0at％的Al和3.0at％的Si。为了对比，类似地制备了磁体块体13-1到13-4，但不同的是，合金组成变为0.2at％的Al和0.2at％的Si。 [0144] 将磁体块体15-1-1到15-3-4和比较磁体决体13-1到13-4在从400℃变化到800℃的温度(以20-30℃的间隔)下进行时效处理1小时。测量磁体块体的矫顽力。在磁体块体15- 1-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为15-1-1-1。类似地，在磁体块体15-1-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为15-1-2-1；在磁体块体15-1-3中，将具有最大矫顽力的块体指定为 15-1-3-1；在磁体块体15-1-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为15-1-4-1。类似地，在磁体块体15-2-1到15-3-4中，将具有最大矫顽力的块体分别指定为15-2-1-1到15-3-4-1。在 比较磁体块体13-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为13-1-1；在比较磁体块体13-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为13-2-1；在比较磁体块体13-3中，将具有最大矫顽力的块体 指定为13-3-1；在比较磁体块体13-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为13-4-1。 [0145] 表6列出了优化的晶界扩散处理温度的下限、上限和跨度，以及优化的时效处理温度的下限、上限和跨度，还有最大矫顽力。 [0146] 表6 [0147] [0148] 从表6可见，与比较例13相比，实施例15的磁体块体在优化的晶界扩散温度跨度和优化的时效处理温度跨度方面都得到了扩展。实施例15的磁体块体的矫顽力低于实施例14 的，可能是由于Dy2Fe14B的各向异性磁场弱于Tb2Fe14B的。 [0149] 实施例16和比较例14 [0150] 如同磁体块体14-1-1到14-1-4，通过如实施例14和比较例12中的热处理步骤制备磁体块体，但不同的是，采用氟化铽(平均颗粒尺寸1.4μm)代替氧化铽。将它们指定为块体 16-1-1到16-1-4。 [0151] 在与如上所述(块体16-1-1到16-1-4)相同的条件下制备磁体块体16-2-1到16-2-4，但不同的是，合金组成变为3.0at％的Al和2.0at％的Si。同样，类似地制备磁体块体16- 3-1到16-3-4，但不同的是，合金组成变为5.0at％的Al和3.0at％的Si。为了对比，类似地制备磁体块体14-1到14-4，但不同的是，合金组成变为0.2at％的Al和0.2at％的Si。 [0152] 将磁体块体16-1-1到16-3-4和比较磁体块体14-1到14-4在从400℃变化到800℃的温度(以20-30℃的间隔)下进行时效处理1小时。测量磁体块体的矫顽力。在磁体块体16- 1-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为16-1-1-1。类似地，在磁体块体16-1-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为16-1-2-1；在磁体块体16-1-3中，将具有最大矫顽力的块体指定为 16-1-3-1；在磁体块体16-1-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为16-1-4-1。类似地，在磁体块体16-2-1到16-3-4中，将具有最大矫顽力的块体分别指定为16-2-1-1到16-3-4-1。在 比较磁体块体14-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为14-1-1；在比较磁体块体14-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为14-2-1；在比较磁体块体14-3中，将具有最大矫顽力的块体 指定为14-3-1；在比较磁体块体14-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为14-4-1。 [0153] 表7列出了优化的晶界扩散处理温度的下限、上限和跨度，以及优化的时效处理温度的下限、上限和跨度，还有最大矫顽力。 [0154] 表7 [0155] [0156] 从表7可见，与比较例14相比，实施例16的磁体块体在优化的晶界扩散温度跨度和优化的时效处理温度跨度方面都得到了扩展。 [0157] 实施例17和比较例15 [0158] 如同磁体块体14-1-1到14-1-4，通过如在实施例14和比较例12中的热处理步骤制备磁体块体，但不同的是，使用氟氧化铽(平均颗粒尺寸2.1μm)代替氧化铽。将它们指定为块体17-1-1到17-1-4。 [0159] 在与如上所述(块体17-1-1到17-1-4)相同的条件下制备磁体块体17-2-1到17-2-4，但不同的是，合金组成变为3.0at％的Al和2.0at％的Si。同样，类似地制备磁体块体17- 3-1到17-3-4，但不同的是，合金组成变为5.0at％的Al和3.0at％的Si。为了对比，类似地制备磁体块体15-1到15-4，但不同的是，合金组成变为0.2at％的Al和0.2at％的Si。 [0160] 将磁体块体17-1-1到17-3-4和比较磁体块体15-1到15-4在从400℃变化到800℃的温度(以20-30℃的间隔)下进行时效处理1小时。测量磁体块体的矫顽力。在磁体块体17- 1-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为17-1-1-1。类似地，在磁体块体17-1-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为17-1-2-1；在磁体块体17-1-3中，将具有最大矫顽力的块体指定为 17-1-3-1；在磁体块体17-1-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为17-1-4-1。类似地，在磁体块体17-2-1到17-3-4中，将具有最大矫顽力的块体分别指定为17-2-1-1到17-3-4-1。在 比较磁体块体15-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为15-1-1；在比较磁体块体15-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为15-2-1；在比较磁体块体15-3中，将具有最大矫顽力的块体 指定为15-3-1；在比较磁体块体15-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为15-4-1。 [0161] 表8列出了优化的晶界扩散处理温度的下限、上限和跨度，以及优化的时效处理温度的下限、上限和跨度，还有最大矫顽力。 [0162] 表8 [0163] [0164] 由表8可见，与比较例15相比，实施例17的磁体块体在优化的晶界扩散温度跨度和优化的时效处理温度跨度方面都得到了扩展。 [0165] 实施例18和比较例16 [0166] 如同磁体块体14-1-1到14-1-4，通过如实施例14和比较例12中的热处理步骤制备磁体块体，但不同的是，使用氢化铽(平均颗粒尺寸6.7μm)代替氧化铽，且平均涂覆重量变为35±5μg/mm2。将它们指定为块体18-1-1到18-1-4。 [0167] 在与如上所述(块体18-1-1到18-1-4)相同的条件下制备磁体块体18-2-1到18-2-4，但不同的是，合金组成变为3.0at％的Al和2.0at％的Si。同样，类似地制备磁体块体18- 3-1到18-3-4，但不同的是，合金组成变为5.0at％的Al和3.0at％的Si。为了对比，类似地制备磁体块体16-1到16-4，但不同的是，合金组成变为0.2at％的Al和0.2at％的Si。 [0168] 将磁体块体18-1-1到18-3-4和比较磁体块体16-1到16-4在从400℃变化到800℃的温度(以20-30℃的间隔)下进行时效处理1小时。测量磁体块体的矫顽力。在磁体块体18- 1-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为18-1-1-1。类似地，在磁体块体18-1-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为18-1-2-1；在磁体块体18-1-3中，将具有最大矫顽力的块体指定为 18-1-3-1；在磁体块体18-1-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为18-1-4-1。类似地，在磁体块体18-2-1到18-3-4中，将具有最大矫顽力的块体分别指定为18-2-1-1到18-3-4-1。在 比较磁体块体16-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为16-1-1；在比较磁体块体16-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为16-2-1；在比较磁体块体16-3中，将具有最大矫顽力的块体 指定为16-3-1；在比较磁体块体16-4中，具有最大矫顽力的块体指定为16-4-1。 [0169] 表9列出了优化的晶界扩散处理温度的下限、上限和跨度，以及优化的时效处理温度的下限、上限和跨度，还有最大矫顽力。 [0170] 表9 [0171] [0172] 由表9可见，与比较例16相比，实施例18的磁体块体在优化的晶界扩散温度跨度和优化的时效处理温度跨度方面都得到了扩展。 [0173] 实施例19和比较例17 [0174] 如同磁体块体14-1-1到14-1-4，通过如实施例14和比较例12中的热处理步骤制备磁体块体，但不同的是，使用Tb34Co33Al33合金(平均颗粒尺寸10μm)代替氧化铽，且平均涂覆重量变为45±5μg/mm2。将它们指定为块体19-1-1到19-1-4。 [0175] 在与如上所述(块体19-1-1到19-1-4)相同的条件下制备磁体块体19-2-1到19-2-4，但不同的是，合金组成变为3.0at％的Al和2.0at％的Si。同样，类似地制备磁体块体19- 3-1到19-3-4，但不同的是，合金组成变为5.0at％的Al和3.0at％的Si。为了对比，类似地制备磁体块体17-1到17-4，但不同的是，合金组成变为0.2at％的Al和0.2at％的Si。 [0176] 将磁体块体19-1-1到19-3-4和比较磁体块体17-1到17-4在从400℃变化到800℃的温度(以20-30℃的间隔)下进行时效处理1小时。测量磁体块体的矫顽力。在磁体块体19- 1-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为19-1-1-1。类似地，在磁体块体19-1-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为19-1-2-1；在磁体块体19-1-3中，将具有最大矫顽力的块体指定为 19-1-3-1；在磁体块体19-1-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为19-1-4-1。类似地，在磁体块体19-2-1到19-3-4中，将具有最大矫顽力的块体分别指定为19-2-1-1到19-3-4-1。在 比较磁体块体17-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为17-1-1；在比较磁体块体17-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为17-2-1；在比较磁体块体17-3中，将具有最大矫顽力的块体 指定为17-3-1；在比较磁体块体17-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为17-4-1。 [0177] 表10列出了优化的晶界扩散处理温度的下限、上限和跨度，以及优化的时效处理温度的下限、上限和跨度，还有最大矫顽力。 [0178] 表10 [0179] [0180] 由表10可见，与比较例17相比，实施例19的磁体块体在优化的晶界扩散温度跨度和优化的时效处理温度跨度方面都得到了扩展。 [0181] 实施例20和比较例18 [0182] 通过带坯连铸技术制备由14.5at％的Nd、0.2at％的Cu、6.2at％的B、1.0at％的Al和1.0at％的Si、以及余量的Fe细成的带状合金，具体地通过使用纯度至少99wt％的Nd、Al、Fe、Cu金属、纯度为99.99wt％的Si、以及硼铁，在Ar气氛中高频加热以熔化，将熔体浇注到单个冷却铜辊上。在室温下将合金暴露于0.11MPa的氢中使得氢被吸收于其中，加热到500℃同时真空泵吸，使得氢部分解吸，冷却和筛分，收集低于50目的粗粉。 [0183] 在喷射磨机上利用高压氮气将粗粉细粉碎成具有5μm中值直径的细粉。在约1吨/2 cm的压力下在氮气氛中将细粉压实，同时在15kOe的磁场中进行取向。随后将生压块置于 烧结炉中，在该炉中于氩气氛中在1060℃下将其烧结2小时，获得烧结磁体块体。使用金刚石刀具，在整个表面上对烧结块体进行磨削，使其成为15mm×15mm×3mm厚的块体。然后，依次用碱性溶液、去离子水、硝酸和去离子水对其进行清洗，并干燥，得到磁体块体。 [0184] 将Dy金属置于氧化铝舟(内径40mm，高25mm)中，然后将其连同磁体块放进钼容器(内部尺寸50mm×100mm×40mm)中。将容器放入控制气氛的炉内，在该炉中于真空气氛中在 850℃、900℃、950℃或1000℃下进行热处理5小时，所述真空气氛通过旋转泵和扩散泵建 立。随后冷却至室温，获得经扩散处理的磁体块体，指定为20-1-1到20-1-4。 [0185] 在与如上所述(块体20-1-1到20-1-4)相同的条件下制备磁体块体20-2-1到20-2-4，但不同的是，合金组成变为3.0at％的Al和2.0at％的Si。同样，类似地制备磁体块体20- 3-1到20-3-4，但不同的是，合金细成变为5.0at％的Al和3.0at％的Si。为了对比，类似地制备磁体块体18-1到18-4，但不同的是，合金细成变为0.2at％的Al和0.2at％的Si。 [0186] 将磁体块体20-1-1到20-3-4和比较磁体块体18-1到18-4在从400℃变化到800℃的温度(以20-30℃的间隔)下进行时效处理1小时。测量磁体块体的矫顽力。在磁体块体20- 1-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为20-1-1-1。类似地，在磁体块体20-1-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为20-1-2-1；在磁体块体20-1-3中，将具有最大矫顽力的块体指定为 20-1-3-1；在磁体块体20-1-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为20-1-4-1。类似地，在磁体块体20-2-1到20-3-4中，将具有最大矫顽力的块体分别指定为20-2-1-1到20-3-4-1。在 比较磁体决体18-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为18-1-1；在比较磁体块体18-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为18-2-1；在比较磁体块体18-3中，将具有最大矫顽力的块体 指定为18-3-1；在比较磁体块体18-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为18-4-1。 [0187] 表11列出了优化的晶界扩散处理温度的下限、上限和跨度，以及优化的时效处理温度的下限、上限和跨度，还有最大矫顽力。 [0188] 表11 [0189] [0190] 由表11可见，与比较例18相比，实施例20的磁体块体在优化的晶界扩散温度跨度和优化的时效处理温度跨度方面都得到了扩展。 [0191] 实施例21和比较例19 [0192] 如同磁体块体18-1-1到18-1-4，通过如实施例18和比较例16中的热处理步骤制备磁体块体，但不同的是，使用Dy34Fe66合金(at％)代替Dy金属。将它们指定为块体21-1-1到 21-1-4。 [0193] 在如上所述的(块体21-1-1到21-1-4)相同条件下制备磁体块体21-2-1到21-2-4，但不同的是，合金组成变为3.0at％的Al和2.0at％的Si。同样，类似地制备磁体块体21-3-1到21-3-4，但不同的是，合金组成变为5.0at％的Al和3.0at％的Si。为了对比，类似地制备磁体块体19-1到19-4，但不同的是，合金组成变为0.2at％的Al和0.2at％的Si。 [0194] 将磁体块体21-1-1到21-3-4和比较磁体块体19-1到19-4在从400℃变化到800℃的温度(以20-30℃的间隔)下进行时效处理1小时。测量磁体块体的矫顽力。在磁体块体21- 1-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为21-1-1-1。类似地，在磁体块体21-1-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为21-1-2-1；在磁体块体21-1-3中，将具有最大矫顽力的块体指定为 21-1-3-1；在磁体块体21-1-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为21-1-4-1。类似地，在磁体块体21-2-1到21-3-4中，将具有最大矫顽力的块体分别指定为21-2-1-1到21-3-4-1。在 比较磁体块体19-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为19-1-1；在比较磁体块体19-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为19-2-1；在比较磁体块体19-3中，将具有最大矫顽力的块体 指定为19-3-1；在比较磁体块体19-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为19-4-1。 [0195] 表12列出了优化的晶界扩散处理温度的下限、上限和跨度，以及优化的时效处理温度的下限、上限和跨度，还有最大矫顽力。 [0196] 表12 [0197] [0198] 由表12可见，与比较例19相比，实施例21的磁体块体在优化的晶界扩散温度跨度和优化的时效处理温度跨度方面都得到了扩展。 [0199] 实施例22和比较例20 [0200] 通过带坯连铸技术制备由12.5at％的Nd、2.0at％的Pr、1.2at％的Al、0.4at％的Cu、5.5at％的B、1.3at％的Si、以及余量的Fe细成的带状合金，具体地通过使用纯度至少 99wt％的Nd、Pr、Al、Fe和Cu金属、纯度为99.99wt％的Si、以及硼铁，在Ar气氛中高频加热以熔化，将熔体浇注到单个冷却铜辊上。然后进行如实施例14中的相同工序，产生15mm×15mm×3mm厚的块体。 [0201] 随后，将磁体块体浸入50％重量分数的氧化铽粉末在乙醇中的浆料内30秒。氧化铽粉末具有0.15μm的平均颗粒尺寸。取出磁体块体，使其排水并在热空气流下干燥。粉末的平均涂覆重量为50±5μg/mm2。如果必要，重复浸入和干燥步骤，直到达到所需的涂覆重量。 [0202] 将覆盖有氧化铽粉的磁体块体在Ar气氛中于850℃、900℃、950℃或1000℃下进行热处理5小时，随后冷却到室温，获得经扩散处理的磁体块体。将这些磁体块体为指定本发明的磁体块体22-1到22-1。 [0203] 为了对比，通过如如上所述的(块体22-1到22-4)相同的工序制备比较磁体块体20-1到20-4，但不同的是，使用由12.5at％的Nd、2.0at％的Pr、0.4at％的Cu、0.2at％的Al、 0.2at％的Si、6.1at％的B、以及余量的Fe细成的带状合金。 [0204] 将磁体块体22-1到22-4和比较磁体块体20-1到20-4在从400℃变化到800℃的温度(以20-30℃的间隔)下进行时效处理1小时。测量磁体块体的矫顽力。在磁体块体22-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为22-1-1。类似地，在磁体块体22-2到22-4中，将具有最大矫顽力的块体分别指定为22-2-1到22-4-1。在比较磁体块体20-1中，将具有最大矫顽力的块 体指定为20-1-1；在比较磁体块体20-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为20-2-1；在比较磁体块体20-3中，将具有最大矫顽力的块体指定为20-3-1；在比较磁体块体20-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为20-4-1。 [0205] 表13列出了优化的晶界扩散处理温度的下限、上限和跨度，以及优化的时效处理温度的下限、上限和跨度，还有最大矫顽力。 [0206] 表13 [0207] [0208] 由表13可见，与比较例20相比，实施例22的磁体块体在优化的晶界扩散温度跨度和优化的时效处理温度跨度方面都得到了扩展。 [0209] 实施例23和比较例21 [0210] 通过与上述实施例22(块体22-1到22-4)中相同的工序制备磁体块体23-1到23-4，但不同的是，使用由13.0at％的Nd、1.5at％的Dy、1.5at％的Co、1.0at％的Si、1.3at％的Al、5.8at％的B、以及余量的Fe组成的带状合金。 [0211] 通过与在比较例20(块体20-1到20-4)中相同的工序制备比较磁体块体21-1到21-4，但不同的是，使用由13.0at％的Nd、1.5at％的Dy、1.5at％的Co、0.2at％的Si、0.2at％的Al、5.8at％的B、以及余量的Fe组成的带状合金。 [0212] 将磁体块体23-1到23-4和比较磁体块体21-1到21-4在从400℃变化到800℃的温度(以20-30℃的间隔)下进行时效处理1小时。测量磁体块体的矫顽力。在磁体块体23-1中，将具有最大矫顽力的块体指定为23-1-1。类似地，在磁体块体23-2到23-4中，将具有最大矫顽力的块体分别指定为23-2-1到23-4-1。在比较磁体块体21-1中，将具有最大矫顽力的块 体指定为21-1-1；在比较磁体块体21-2中，将具有最大矫顽力的块体指定为21-2-1；在比较磁体块体21-3中，将具有最大矫顽力的块体指定为21-3-1；在比较磁体块体21-4中，将具有最大矫顽力的块体指定为21-4-1。 [0213] 表14列出了优化的晶界扩散处理温度的下限、上限和跨度，以及优化的时效处理温度的下限、上限和跨度，还有最大矫顽力。 [0214] 表14 [0215] [0216] 由表14可见，与比较例21相比，实施例23的磁体块体在优化的晶界扩散温度跨度和优化的时效处理温度跨度方面都得到了扩展。在母合金中预先含有Dy时，也确认了矫顽 力增强效应。 [0217] 实施例24和比较例22 [0218] 通过带坯连铸技术制备由12.0at％的Nd、2.0at％的Pr、0.5at％的Ce、x at％的Al(其中x＝0.5-8.0)、x at％的Al(其中x＝0.5-6.0)、0.5at％的Cu、y at％的M(其中y＝0.05-2.0(见表12)，M为Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Ag、Sn、Sb、Hf、Ta或W)，6.2at％的B，以及余量的Fe组成的带状合金，具体地通过使用纯度至少99wt％的Nd、Pr、Ce、Al、Fe、Cu、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Ag、Sn、Sb、Hf、Ta和W金属、纯度为99.99wt％的Si、以及硼铁，在Ar气氛中高频加热以熔化，将熔体浇注到单个冷却铜辊上。在室温下将合金暴露于 0.11MPa的氢中使得氢被吸收于其中，加热到500℃同时真空泵吸，使得氢部分解吸，冷却和筛分，收集低于50目的粗粉。 [0219] 在喷射磨机上利用高压氮气将粗粉细粉碎成具有5.2μm中值直径的细粉。在约1吨/cm2的压力下在氮气氛中将细粉压实，同时在15kOe的磁场中进行取向。随后将生压块置于烧结炉中，在该炉中于氩气氛中在1060℃下将其烧结2小时，获得烧结磁体块体。使用金刚石刀具，在烧结块体的整个表面进行磨削，获得7mm×7mm×2.5mm厚的块体。随后依次使 用碱性溶液、去离子水、柠檬酸和去离子水进行清洗，然后干燥，获得磁体块体。 [0220] 随后，将磁体块体浸入50∶50(重量比)的氟化铽/氧化铽粉末混合物(重量百分比为50％)在乙醇中的浆料内30秒。氟化铽粉末和氧化铽粉末分别具有1.4μm和0.15μm的平均颗粒尺寸。取出磁体块体，使其排水并在热空气流下干燥。粉末的平均涂覆重量为30±5μg/mm2。如果必要，重复浸入和干燥步骤，直到达到所需的涂覆重量。 [0221] 将覆盖有氟化铽/氧化铽的磁体块体在Ar气氛中于850℃至1000℃下进行扩散处理15小时，随后在400-800℃进行时效处理1小时，并淬火，获得经扩散处理的磁体块体。在这些磁体块体中，将具有向其添加至少0.3at％的铝和硅的那些块体指定为本发明的磁体 块体A24-1到A24-16，其中分别依次添加元素M--Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Ag、Sn、Sb、Hf、Ta和W。类似地，将用于对比的含有0.2at％的铝和硅的那些块体指定为比较磁体块体B22-1到B22-16。 [0222] 表15中列出了磁体块体A24-1到A24-16以及B22-1到B22-16的平均涂覆重量和磁性能。与具有向其添加小于0.3at％的铝和硅的相同M的磁体块体相比，本发明的磁体块体 A24-1到A24-16展示出更高的矫顽力值。 [0223] 对于磁体块体A24-1到A24-16以及B22-1到B22-16，表16列出了在给出了对应于峰值矫顽力Hp的至少94％的矫顽力值的连续的热处理温度区域中的优化扩散处理温度和优 化时效处理温度，优化的扩散处理温度跨度和优化的时效处理温度跨度，以及给出峰值矫 顽力Hp的扩散温度和时效温度。与具有向其添加少于0.3at％的铝和硅的相同M的磁体块体 的对比，揭示了随着铝和硅的含量增加，优化的扩散处理温度跨度和优化的时效处理温度 跨度都扩展到高温侧。 [0224] 因而得出结论，向母合金加入0.3-10at％的铝和0.3-7at％的硅有助于促进晶界扩散处理的矫顽力增强效应，使得可产生更高的磁性能。另外，扩散温度和时效温度可扩展到高温侧。 [0225] 表15 [0226] [0227] [0228] 表16 [0229] |
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