DE102013200651A1

DE102013200651A1 - Permanentmagnet und Motor und Stromerzeuger unter dessen Verwendung

Info

Publication number: DE102013200651A1
Application number: DE102013200651A
Authority: DE
Inventors: Yosuke Horiuchi; Shinya Sakurada; Tsuyoshi Kobayashi; Keiko Okamoto; Masaya Hagiwara
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 2012-03-15
Filing date: 2013-01-17
Publication date: 2013-09-19
Anticipated expiration: 2033-01-18
Also published as: CN103312054A; CN103312054B; JP2013191814A; DE102013200651B4; US10991491B2; JP5586645B2; US20130241681A1

Abstract

Diese Erfindung beschreibt einen Permanentmagneten, umfassend eine Zusammensetzung, dargestellt durch die Formel RpFeqMrCusCo100-p-q-r-s, (R ist ein Seltenerdelement, M ist zumindest ein Element, ausgewählt aus Zr, Ti und Hf, 10 ≤ p ≤ 13,5 Atom%, 28 ≤ q ≤ 40 Atom%, 0,88 ≤ r ≤ 7,2 Atom% und 3,5 ≤ s ≤ 13,5 Atom%), und eine metallische Struktur, umfassend eine Zellphase mit einer Th2Zn17-Kristallphase, und eine Zellwandphase. Die Fe-Konzentration (C1) in der Zellphase liegt im Bereich von 28 bis 45 Atom% und der Unterschied (C1–C2) zwischen der Fe-Konzentration (C1) in der Zellphase und der Fe-Konzentration (C2) in der Zellwandphase ist größer als 10 Atom%.

Description

QUERVERWEIS AUF VERWANDTE ANMELDUNG
Diese Anmeldung basiert auf und beansprucht den Vorteil der Priorität der japanischen Patentanmeldung 2012-058866 , angemeldet am 15. März 2012; der gesamte Inhalt davon wird hierin durch Bezugnahme eingefügt.
GEBIET DER ERFINDUNG
Hierin offenbarte Ausführungsbeispiele betreffen im allgemeinen einen Permanentmagneten und einen Motor und einen Stromerzeuger unter Verwendung dieses Magneten.
HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Als Permanentmagnet mit hoher Leistung sind Seltenerdmagnete wie ein Magnet auf Sm-Co-Basis und ein Magnet auf Nd-Fe-B-Basis bekannt. Wenn ein Permanentmagnet für einen Motor in einem elektrischen Hybridfahrzeug (HEV) oder einem elektrischen Fahrzeug (EV) verwendet wird, muss der Permanentmagnet eine Wärmeresistenz aufweisen. In einem Motor für HEV oder EV wird ein Permanentmagnet verwendet, dessen Wärmeresistenz verstärkt wird, indem ein Teil von Nd in dem Magneten auf Nd-Fe-B-Basis durch Dy substituiert wird. Weil Dy eines der Seltenerdelemente ist, gibt es ein Bedürfnis für einen Magneten der Dy nicht verwendet. Als Motor und Stromerzeuger mit hoher Effizienz sind ein variabler Magnetflussmotor und ein variabler Magnetstromerzeuger unter Verwendung eines variablen Magneten und eines stationären Magneten bekannt. Zur Verbesserung der Leistung und Effizienz des variablen Magnetflussmotors und des variablen Magnetflussstromerzeugers gibt es weiterhin ein Bedürfnis für die Verbesserung einer Koerzitivkraft und der Magnetflussdichte des variablen und des stationären Magneten.
Es ist bekannt, dass, weil der Magnet auf Sm-Co-Basis eine hohe Curie-Temperatur hat, dieser eine ausgezeichnete Wärmeresistenz ohne Verwendung von Dy entfaltet und eine gute Motorcharakteristik usw. bei hoher Temperatur realisieren kann. Ein Magnet vom Sm₂CO₁₇-Typ unter den Magneten auf Sm-Co-Basis ist als variabler Magnet aufgrund des Mechanismus, eine Koerzitivkraft zu entfalten usw., verwendbar. Die Verbesserung der Koerzitivkraft und der Magnetflussdichte ist ebenfalls bei dem Magneten auf Sm-Co-Basis erforderlich. Zur Erhöhung der Magnetflussdichte des Magneten auf Sm-Co-Basis ist es wirksam, die Fe-Konzentration zu erhöhen, aber die Koerzitivkraft neigt in einem Zusammensetzungsbereich zur Verminderung, bei dem die Fe-Konzentration hoch ist. Unter solchen Umständen gibt es ein Bedürfnis für eine Technik zur Erzeugung eines Magneten auf Sm-Co-Basis mit hoher Fe-Konzentration, der eine hohe Koerzitivkraft entfaltet.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist eine Ansicht, die einen Permanentmagnetmotor eines Ausführungsbeispiels zeigt.
2 zeigt eine Ansicht, die einen variablen Magnetflussmotor eines Ausführungsbeispiels zeigt.
3 ist eine Ansicht, die einen Stromerzeuger eines Ausführungsbeispiels zeigt.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG
Gemäß einem Ausführungsbeispiel wird ein Permanentmagnet angeben, umfassend: eine Zusammensetzung, ausgedrückt durch die Zusammensetzungsformel: R_pFe_qM_rCu_sCo_100-p-q-r-s (1) worin R zumindest ein Element ist, ausgewählt aus Seltenerdelementen, M zumindest ein Element ist, ausgewählt aus Zr, Ti und Hf, p eine Zahl ist, die erfüllt 10 ≤ p ≤ 13,5 Atom, q eine Zahl ist, die erfüllt 28 ≤ q ≤ 40 Atom%, r eine Zahl ist, die erfüllt 0,88 ≤ r ≤ 7,2 Atom% und s eine Zahl ist, die erfüllt, 3,5 ≤ s ≤ 13,5 Atom%; und eine metallische Struktur, umfassend eine Zellphase und eine Zellwandphase. Die Zellphase hat eine Th₂Zn₁₇-Kristallphase. Die Zellwandphase existiert, um die Zellphase zu umgeben. Bei dem Permanentmagneten des Ausführungsbeispiels ist eine Fe-Konzentration (C1) in der Zellphase in einem Bereich von 28 bis 45 Atom%, und ein Unterschied (C1–C2) zwischen der Fe-Konzentration (C1) in der Zellphase und der Fe-Konzentration (C2) in der Zellwandphase ist größer als 10 Atom%.
Nachfolgend wird der Permanentmagnet des Ausführungsbeispiels detailliert beschrieben. In der Zusammensetzungsformel (1) wird als Element R zumindest ein Element verwendet, ausgewählt aus der Seltenerdelementen, umfassend Yttrium (Y). Irgendeines der Elemente R verursacht eine große magnetische Anisotropie und führt zu einer hohen Koerzitivkraft beim Permanentmagneten. Als Element R wird zumindest ein Element bevorzugt verwendet, ausgewählt aus Samarium (Sm), Cer (Ce), Neodym (Nd) und Praseodym (Pr) und die Verwendung von Sm ist besonders wünschenswert. Wenn 50 Atom% oder mehr des Elementes R Sm ist, ist es möglich, die Leistung, insbesondere die Koerzitivkraft, des Permanentmagneten mit guter Reproduzierbarkeit zu verstärken. Weiterhin sind zumindest 70 Atom% oder mehr des Elements R wünschenswerterweise Sm.
Der Gehalt p des Elementes R wird auf einen Bereich von nicht weniger als 10 Atom% und nicht mehr als 13,5 Atom% eingestellt. Wenn der Gehalt p des Elementes R weniger als 10 Atom% ist, ist es aus Gründen wie Ausfällung einer großen Menge einer α-Fe-Phase nicht möglich, eine ausreichende Koerzitivkraft zu erhalten. Wenn auf der anderen Seite der Gehalt p des Elementes R über 13,5 Atom% ist, vermindert sich die Sättigungsmagnetisierung stark. Der Gehalt p des Elementes R wird bevorzugt auf einen Bereich von 10,2 bis 13 Atom% und mehr bevorzugt auf einen Bereich von 10,5 bis 12,5 Atom% eingestellt.
Eisen (Fe) ist ein Element, das hauptsächlich für die Magnetisierung des Permanentmagneten verantwortlich ist. Wenn eine große Menge Fe enthalten ist, ist es möglich, die Sättigungsmagnetisierung des Permanentmagneten zu erhöhen. Wenn eine übermäßig groß Menge an Fe enthalten ist, fällt die α-Fe-Phase aus und es ist schwierig, eine später beschriebene gewünschte Zweiphasen-Trennstruktur zu erhalten, die die Koerzitivkraft erniedrigen kann. Daher wird der Gehalt q von Fe auf einen Bereich von nicht weniger als 28 Atom% und nicht mehr als 40 Atom% eingestellt. Der Gehalt q von Fe wird bevorzugt auf einen Bereich von 29 bis 38 Atom% und mehr bevorzugt einen Bereich von 30 bis 36 Atom% eingestellt.
Als Element M wird zumindest ein Element verwendet, ausgewählt aus Titan (Ti), Zirkonium (Zr) und Hafnium (Hf). Das Vermischen des Elementes M macht es möglich, dass eine große Koerzitivkraft entfaltet wird, selbst wenn die Fe-Konzentration der Zusammensetzung hoch ist. Der Gehalt r des Elementes M wird auf einen Bereich von nicht weniger als 0,88 Atom% und nicht mehr als 7,2 Atom% eingestellt. Durch Einstellen des Gehaltes r des Elementes M auf 0,88 Atom% oder mehr ist es möglich, dass der Permanentmagnet mit einer Zusammensetzung mit einer hohen Fe-Konzentration einer hohe Koerzitivkraft entfaltet. Wenn auf der anderen Seite der Gehalt r des Elementes M über 7,2 Atom% ist, erniedrigt sich die Magnetisierung stark. Der Gehalt r des Elementes M wird bevorzugt auf einen Bereich von 1,3 bis 4,3 Atom% und mehr bevorzugt einen Bereich von 1,5 bis 2,6 Atom% eingestellt.
Das Element M kann eines von Ti, Zr und Hf sein, aber umfasst bevorzugt zumindest Zr. Insbesondere, wenn 50 Atom% oder mehr des Elementes M Zr sind, ist es möglich, die Wirkung der Verstärkung der Koerzitivkraft des Permanentmagneten weiter zu verbessern. Auf der anderen Seite ist Hf in dem Element M besonders teuer, und wenn Hf verwendet wird, ist die verwendete Menge davon bevorzugt klein. Der Gehalt von Hf wird bevorzugt auf weniger als 20 Atom% des Elementes M eingestellt.
Kupfer (Cu) ist ein Element, das dafür sorgt, dass der Permanentmagnet eine hohe Koerzitivkraft entfaltet. Der Gehalt s von Cu wird auf einen Bereich von nicht weniger als 3,5 Atom% und nicht mehr als 13,5 Atom% eingestellt. Wenn der Gehalt s von Cu weniger als 3,5 Atom% ist, ist es schwierig, eine hohe Koerzitivkraft zu erhalten. Wenn der Gehalt s von Cu mehr als 13,5 Atom% ist, erniedrigt sich die Magnetisierung stark. Die Vermischungsmenge s von Cu wird bevorzugt auf einen Bereich von 3,9 bis 9 Atom% und mehr bevorzugt auf einen Bereich von 4,2 bis 7,2 Atom% eingestellt.
Kobalt (Co) ist ein Element, das nicht nur für die Magnetisierung des Permanentmagneten verantwortlich ist, sondern ebenfalls notwendig ist, damit eine hohe Koerzitivkraft entfaltet werden kann. Wenn eine große Menge Co enthalten ist, wird die Curie-Temperatur hoch, was die thermische Stabilität des Permanentmagneten verbessert. Wenn der Co-Gehalt zu klein ist, ist es nicht möglich, diese Wirkungen ausreichend zu erhalten. Wenn der Gehalt von Co übermäßig groß ist, erniedrigt sich ein Verhältnis des Fe-Gehaltes verhältnismäßig, was die Magnetisierung verschlechtern kann. Daher wird der Gehalt von Co unter Berücksichtigung der Gehalt des Elementes R, des Elementes M und Cu so eingestellt, dass die Gehalt von Fe den obigen Bereich erfüllt.
Ein Teil von Co kann durch zumindest ein Element A substituiert sein, ausgewählt aus Nickel (Ni), Vanadium (V), Chrom (Cr), Mangan (Mn), Aluminium (Al), Gallium (Ga), Niob (Nb), Tantal (Ta) und Wolfram (W). Dieses Substitutionselement A trägt zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaft, beispielsweise der Koerzitivkraft, bei. Jedoch kann eine übermäßige Substitution von Co durch das Element A eine Verschlechterung der Magnetisierung verursachen, und daher ist eine Menge der Substitution durch das Element A bevorzugt 20 Atom% von Co oder weniger.
Im Permanentmagneten dieses Ausführungsbeispiels fällt die Fe-Konzentration (C1) in der Zellphase innerhalb des Bereiches von 28 bis 45 Atom%, und der Unterschied (C1–C2) zwischen der Fe-Konzentration (C1) in der Zellphase und der Fe-Konzentration (C2) in der Zellwandphase ist mehr als 10 Atom. Es ist bekannt, dass ein Mechanismus, der eine Koerzitivkraft entfaltet, eines Magneten vom Sm₂CO₁₇-Typ ein Wand-Pinning-Typ ist und die Koerzitivkraft stammt von einer Nanophasen-Trennstruktur, die durch Wärmebehandlung erzeugt ist. Die Nanophasen-Trennstruktur (Zweiphasen-Trennstruktur) umfasst eine Zellphase mit einer Th₂Zn₁₇-Kristallphase (Kristallphase mit einer Th₂Zn₁₇-Struktur/2-17-Phase) und eine Zellwandphase, gebildet zum Umgeben einer Peripherie der Zellphase und mit einer CaCu₅-Kristallphase (Kristallphase mit einer CaCu₅-Struktur/1–5-Phase). D. h., der Magnet vom Sm₂Co₁₇-Typ hat die Nanophasen-Trennstruktur, worin die Zellphase die Zellwandphase demarkiert ist.
Die Domänenwandenergie der 1–5-Phase (Zellwandphase), gebildet zum Demarkieren der 2–17-Phase (Zellphase), ist größer als die Domänenwandenergie der 2–17-Phase, und dieser Unterschied bei der Domänenwandenergie wird eine Sperre für die Domänenwandverschiebung. Es wird überlegt, dass die Koerzitivkraft vom Domänenwand-Pinning-Typ entfaltet wird, weil die 1–5-Phase mit einer großen Domänenwandenergie als Pinning-Stelle fungiert. Aus diesem Gesichtspunkt ist es notwendig, den Unterschied bei der Domänenwandenergie zwischen der Zellphase und der Zellwandphase zu erhöhen, um die Koerzitivkraft des Magneten vom Sm₂CO₁₇-Typ zu erhöhen. Es wurde konventionell überlegt, dass das Erzeugen einer unterschiedlichen Cu-Konzentration der Zellphase und der Cu-Konzentration der Zellwandphase effektiv ist für die Erhöhung des Unterschiedes in der Domänenwandenergie.
Wenn die Fe-Konzentration des Magneten vom Sm₂CO₁₇-Typ hoch wird, scheint es jedoch schwierig zu sein, dass eine hohe Koerzitivkraft entfaltet wird. Ein Grund hierfür kann beispielsweise sein, dass es schwierig ist, die 1–5-Phase, die die Pinning-Stelle ist, zu erzeugen. Es wird überlegt, dass der Grund darin liegt, dass dann, wenn die Fe-Konzentration hoch wird, eine Heterophase (Cu-M-reiche Phase), worin die Konzentrationen von Cu und dem Element M hoch sind, leicht erzeugt wird und eine Cu-Konzentration in einer Hauptphase (TbCu₇-Kristallphase/1–7-Phase), die eine Vorläuferphase der Zweiphasen-Trennstruktur ist, sich erniedrigt, so dass die Phasentrennung der Hauptphase zu der Zellphase und der Zellwandphase schwierig abläuft.
Ein anderer möglicher Grund, warum die Koerzitivkraft des Magneten vom Sm₂CO₁₇-Typ klein wird, ist, dass entsprechend einer Erhöhung der Fe-Konzentration der Unterschied in der Domänenwandenergie zwischen der Zellphase und der Zellwandphase klein wird, so dass die Wirkung des Pinnings der Domänenwand durch die Zellwandphase sich erniedrigt. Es wurde überlegt, dass der Unterschied in der Domänenwandenergie von einem Verhältnis der Bestandteilelemente der Zellphase und der Zellwandphase stammt, und es ist insbesondere wichtig, dass Cu in der Zellwandphase kondensiert ist, unter Bildung eines Potentialtopfs. Daher wurde überlegt, dass es effektiv ist, die Zellphase und die Zellwandphase bezüglich der Cu-Konzentration in einem bestimmten Grad wie oben beschrieben unterschiedlich zu machen. Jedoch haben Studien durch diese Erfinder klar gemacht, dass dies für einen konventionellen Magneten vom Sm₂CO₁₇-Typ, aber nicht in einem Zusammensetzungsbereich gilt, bei dem die Fe-Konzentration hoch ist.
In Magneten vom Sm₂CO₁₇-Typ mit einer Fe-Konzentration von etwa 20 Atom%, die bisher beschrieben sind, ist der Unterschied der Cu-Konzentration zwischen der Zellwandphase und der Zellphase etwa 10 bis etwa 20 Atom%. Auf der anderen Seite wurde als Ergebnis der Untersuchung durch diese Erfinder ungefähr das gleiche Ausmaß des Unterschiedes der Cu-Konzentration ebenfalls im Magneten vom Sm₂CO₁₇-Typ mit einer Zusammensetzung mit einer Fe-Konzentration von 28 Atom% oder mehr bestätigt. Dennoch wurde eine ausreichende Koerzitivkraft in den Magneten vom Sm₂CO₁₇-Typ mit einer hohen Fe-Konzentration nicht erhalten. Eine sorgfältige Beobachtung von Mikrostrukturen dieser Magneten machte es klar, dass der Unterschied der Fe-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase im Magneten mit einer hohen Fe-Konzentration kleiner oder etwa gleich ist wie der von konventionellen Magneten. Dies zeigt an, dass Cu in der Zellphase kondensiert ist, aber dass die Diffusion von Fe zu der Zellphase unzureichend ist.
Im Permanentmagneten dieses Ausführungsbeispiels fällt die Fe-Konzentration (C1) in der Zellphase innerhalb des Bereiches von 28 bis 45 Atom%, und der Unterschied zwischen der Fe-Konzentration (C1) in der Zellphase und der Fe-Konzentration (C2) in der Zellwandphase ist größer als 10 Atom%. Studien durch diese Erfinder haben es klar gemacht, dass der Unterschied der Fe-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase ebenfalls den Unterschied in der Domänenwandenergie im Zusammensetzungsbereich beeinflusst, bei dem die Fe-Konzentration hoch ist. Wenn der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und der Zellwandphase größer als 10 Atom% ist, ist der Unterschied in der Domänenwandenergie zwischen dem Zellphase und der Zellwandphase groß. Daher ist es möglich, die Koerzitivkraft des Magneten vom Sm₂CO₁₇-Typ mit einer hohen Fe-Konzentration zu verstärken.
Dass Fe in der Zellphase kondensiert ist, bedeutet, dass die wechselseitige Diffusion von Cu und Fe ausreichend abläuft. Daher erhöht die Erhöhung des Unterschiedes der Fe-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase ebenfalls den Unterschied der Cu-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase. Demzufolge wird der Unterschied in der Domänenwandenergie zwischen der Zellphase und der Zellwandphase ebenfalls groß, was die Koerzitivkraft des Magneten vom Sm₂CO₁₇-Typ mit einer hohen Fe-Konzentration erhöhen kann. Es wurde konventionell überlegt, dass Cu und Fe wechselseitig diffundieren, aber diese Erfinder haben nun festgestellt, dass der Unterschied der Fe-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase den Unterschied in der Domänenwandengerie und als Ergebnis die Koerzitivkraft beeinflusst.
Die Fe-Konzentration (C1) in der Zellphase wird auf 28 Atom% oder mehr eingestellt, um die Magnetisierung des Permanentmagneten zu verstärken. Zur Erhöhung des Unterschiedes der Fe-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase ist die Fe-Konzentration (C1) in der Zellphase bevorzugt 28,5 Atom% oder mehr und mehr bevorzugt 29 Atom% oder mehr. Eine solche Fe-Konzentration (C1) der Zellphase kann durch die ausreichende Diffusion von Fe in die Zellphase realisiert werden. Der Unterschied der Fe-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase ist bevorzugt 12 Atom% oder mehr und mehr bevorzugt 14 Atom% oder mehr.
Die Fe-Konzentration (C2) in der Zellwandphase wird eingestellt, so dass die folgende Fe-Konzentration (C1) in der Zellphase um mehr als 10 Atom% verschieden ist. Die Cu-Konzentration der Zellwandphase ist bevorzugt das 1,2-fache der Cu-Konzentration der Zellphase und mehr bevorzugt das 2- oder mehrfache. Dies ermöglicht, dass die Zellwandphase vollständig als Pinning-Stelle der Domänenwand fungiert. Ein typisches Beispiel der Zellwandphase ist die 1–5-Phase, aber die Zellwandphase ist nicht hierauf beschränkt. Wenn der Unterschied der Fe-Konzentration und der Unterschied der Cu-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase ausreichend groß ist, fungiert die Zellwandphase als Pinning-Stelle der Domänenwand und die Zellwandphase muss nur eine solche Phase sein. Neben der 1–5-Phase sind Beispiele der Zellwandphase die 1–7-Phase, die eine Hochtemperaturphase (Struktur vor der Phasentrennung) ist, die Vorläuferphase der 1–5-Phase, die in einer Anfangsstufe der Zweiphasentrennung der 1–7-Phase erzeugt ist, und dergleichen.
Zum vollständigen Ablaufen der wechselseitigen Diffusion von Fe und Cu zum Realisieren des oben genannten Unterschiedes der Fe-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase in dem Permanentmagnet, erzeugt aus einem Sinterkompakt mit der Zusammensetzung, ausgerückt durch die Zusammensetzungsformel (1), ist es effektiv, die Dichte des Sinterkompaktes zu erhöhen, zum Erhöhen einer diffundierbaren Fläche. Weil ein magnetisches Pulver auf Sm-Co-Basis (Legierungspulver) mit einer hohen Fe-Konzentration ein niedriges Sintervermögen hat, ist es jedoch schwierig, eine hohe Dichte des Sinterkompaktes zu erhalten. Wenn die Fe-Konzentration des Legierungspulvers hoch ist, kann eine Heterophase, bei der Konzentrationen von Cu und dem Element M hoch sind, wahrscheinlich erzeugt werden, und es wird überlegt, dass diese Heterophase das Sintervermögen verschlechtert. Zum Fortschreiten der wechselseitigen Diffusion von Fe und Cu ist es wichtig, die Erzeugung der Heterophase zu unterdrücken, zur Verbesserung der Sinterfähigkeit des magnetischen Pulvers (Legierungspulvers) mit einer hohen Fe-Konzentration. Beispiele der hierin erwähnten Heterophase sind Zr- und Cu-reiche Phasen, wie eine 2–7-Phase, worin ein Verhältnis des Elementes R, wie Sm, zu den Übergangselementen, wie Co und Fe, 2 bis 7 ist, eine 1–13-Phase, worin das Verhältnis 1 bis 13 ist, usw.
Das Sintern des magnetischen Pulvers auf Sm-Co-Basis (Legierungspulver) wird im allgemeinen in einer Inertgasatmosphäre wie Ar-Gas oder in einer Vakuumatmosphäre durchgeführt. Das Sintern in der Inertgasatmosphäre hat den Vorteil, dass es in der Lage ist, die Verdampfung von Sm mit einem hohen Dampfdruck zu unterdrücken, um es schwierig zu machen, dass eine Abweichung der Zusammensetzung auftritt. In der Inertgasatmosphäre ist es jedoch schwierig, die Erzeugung der Heterophase zu vermeiden. Jedoch verbleibt die Inertgasatmosphäre wie das Ar-Gas in Poren, wodurch die Poren schwierig verschwinden können, was es schwierig macht, die Dichte des Sinterkompaktes zu erhöhen. Auf der anderen Seite wurde es klar gemacht, dass das Sintern in der Vakuumatmosphäre die Erzeugung der Heterophase unterdrücken kann. Eine Verdampfungsmenge von Sm mit einem hohen Dampfdruck wird groß in der Vakuumatmosphäre, was es schwierig macht, die Zusammensetzung des Sinterkompaktes zu einer Legierungszusammensetzung zu steuern, die als Permanentmagnet geeignet ist.
Als Lösung für solche Probleme ist es wirksam, einen endgültigen Sinterschritt (Hauptsinterschritt) in der Inertgasatmosphäre von Ar-Gas oder dergleichen durchzuführen, nachdem ein Vorverfahrensschritt (temporärer Sinterschritt) in der Vakuumatmosphäre durchgeführt ist. Durch Anwenden eines solchen Sinterschrittes mit dem Vorverfahrensschritt in der Vakuumatmosphäre und des Hauptsinterschritts in der Inertgasatmosphäre ist es möglich, die Verdampfung von Sm oder dergleichen mit einem hohen Dampfdruck zu unterdrücken, während die Erzeugung der Heterophase unterdrückt wird, in der die Konzentrationen von Cu und dem Element M hoch sind. Daher ist es möglich, den Sinterkompakt mit einer hohen Dichte und kleiner Zusammensetzungsabweichung zu erhalten, wenn das magnetische Pulver (Legierungspulver) mit einer hohen Fe-Konzentration verwendet wird. Durch Erhalten des Sinterkompaktes mit einer hohen Dichte und einer kleinen Zusammensetzungsabweichung ist es möglich, die wechselseitige Diffusion von Fe und Cu in einem späteren Lösungsbehandlungsschritt und Alterungsschritt vollständig ablaufen zu lassen. Dies macht es möglich, den Unterschied der Fe-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase zu erhöhen.
Wenn das magnetische Pulver (Legierungspulver) mit einer Fe-Konzentration von etwa 20 Atom% gesintert wird, ist das Einstellen einer Temperatur des temporären Sinterschrittes, die im bestimmten Ausmaß niedriger ist als die Temperatur des Hauptsinterschrittes, effektiv für die Erhöhung der Dichte. Wenn auf der anderen Seite das magnetische Pulver (Legierungspulver) mit einer Fe-Konzentration von 28 Atom% oder mehr gesintert wird, ist es bevorzugt, die Vakuumatmosphäre zu halten, bis die Temperatur möglichst eng an die Temperatur des Hauptsinterschrittes gelangt. Das Halten der Vakuumatmosphäre, bis die Temperatur des Hauptsinterns erreicht ist, ist ebenfalls wirksam. Auch in diesem Fall ist es durch Ändern zu dem Inertgas zum gleichen Zeitpunkt, wenn die Temperatur des Hauptsinterns erreicht ist, möglich, die Verdampfung von Sm oder dergleichen im Sinterkompakt zu unterdrücken. Ein Grund, warum es bevorzugt ist, die Vakuumatmosphäre zu halten, bis die Temperatur möglichst eng an der Temperatur des Hauptsinterns liegt, wenn die Zusammensetzung in dem Bereich mit einer Fe-Konzentration liegt, ist vermutlich der, dass das Halten der Vakuumatmosphäre, bis die Temperatur möglichst hoch wird, es ermöglicht, die Erzeugung der Heterophase effektiver zu unterdrücken. Konkrete Bedingungen im Sinterschritt des magnetischen Pulvers (Legierungspulver) werden später detailliert beschrieben.
Durch Durchführen der Lösungsbehandlung und des Alterns mit dem oben genannten Sinterkompakt mit hoher Dichte ist es möglich, den Unterschied der Fe-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase mit guter Reproduzierbarkeit zu erhöhen. Dies ermöglicht die Erhöhung der Koerzitivkraft des Magneten auf Sm-Co-Basis mit der Zusammensetzung mit einer hohen Fe-Konzentration. Spezifisch hat der Permanentmagnet dieses Ausführungsbeispiels eine erhöhte Koerzitivkraft aufgrund des Unterschiedes der Fe-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase, während eine verbesserte Magnetisierung aufgrund der Fe-Konzentration von 28 Atom% oder mehr erzielt wird, und realisiert sowohl eine hohe Koerzitivkraft als auch eine hohe Magnetisierung in dem Magneten auf Sm-Co-Basis. Die Koerzitivkraft des Permanentmagneten des Ausführungsbeispiels ist bevorzugt 800 kA/m oder mehr, und die restliche Magnetisierung ist bevorzugt 1,15 T oder mehr.
Die Dichte des Sinterkompaktes des magnetischen Pulvers auf Sm-Co-Basis (Legierungspulver) ist bevorzugt 8,2 × 10³ kg/m³ oder mehr von einem praktischen Gesichtspunkt her. Durch Realisieren einer solchen Dichte des Sinterkompaktes ist es möglich, die wechselseitige Diffusion von Fe und Cu im Lösungsbehandlungsschritt und Alterungsschritt vollständig ablaufen zu lassen, zur Erhöhung des Unterschiedes der Fe-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase. Der Permanentmagnet des Ausführungsbeispiels ist bevorzugt ein Sintermagnet, der einen Sinterkompakt umfasst, umfassend die Zusammensetzung, dargestellt durch die Zusammensetzungsformel (1) und die metallische Struktur mit der Zellphase und der Zellwandphase, worin die Dichte des Sinterkompaktes 8,2 × 10³ kg/m³ oder mehr ist.
In dem Permanentmagneten dieses Ausführungsbeispiels ist es möglich, die metallische Struktur mit der zellartigen Struktur durch Verwendung eines Transmissions-Elektronenmikroskops (TEM) zu beobachten. Die TEM-Beobachtung wird bevorzugt mit einer Vergrößerung des 100 k- bis 200 k-fachen durchgeführt. Im Permanentmagneten aus dem Sinterkompakt, orientiert durch ein Magnetfeld, wird ein Querschnitt, umfassend eine c-Achse der 2–17-Phase, die die Zellphase ist, bevorzugt mit dem TEM beobachtet. Die Zellwandphase ist ein Bereich mit einer Cu-Konzentration, die das 1,2- oder mehrfache der Zellphase ist. Die Zusammensetzungsanalyse der Elemente wie Fe und Cu in der Zellphase und der Zellwandphase wird beispielsweise mit einer TEM-energiedispersiven Röntgenbeugungsspektroskopie (TEM-EDX) durchgeführt. Die TEM-EDX-Beobachtung wird für das Innere des Sinterkompaktes durchgeführt.
Die Messung des Inneren des Sinterkompaktes bedeutet das Folgende. Zunächst wird die Zusammensetzung in einem Oberflächenbereich und dem Inneren eines Querschnittes, geschnitten an einem zentralen Bereich der längsten Seite in einer Oberfläche mit der größten Fläche, senkrecht zu der Seite (insbesondere zu einer Tangente des zentralen Bereiches in einem Fall einer Kurve) gemessen. Die Messpunkte sind die folgenden. Referenzlinien 1, gezogen von 1/2-Positionen von jeweiligen Seiten in dem genannten Querschnitt als Ausgangspunkte bis zu Endbereichen in Richtung zu einer inneren Seite senkrecht zu den Seiten, und Referenzlinien 2, gezogen von Zentren der jeweiligen Ecken als Ausgangspunkte bis zu Endbereichen in Richtung zu der inneren Seite bei 1/2-Positionen von Innenwinkeln der Eckbereiche werden vorgesehen, und 1 Positionen der Längen der Referenzlinien von den Ausgangspunkten dieser Referenzlinien 1, 2 werden als Oberflächenbereich definiert und 40 Positionen werden als Inneres definiert. Es ist zu beachten, dass dann, wenn die Eckpositionen eine Krümmung haben wegen einer Abschrägung oder dergleichen, werden Punkte des Schnittpunktes von Extensionen von benachbarten Seiten als Endbereiche definiert (Zentren der Eckbereiche). In diesem Fall sind die Messpunkte-Positionen, die nicht auf der Basis der Punkte des Schnittpunktes bestimmt sind, sondern auf der Basis von Portionen, die mit den Referenzlinien in Kontakt sind.
Wenn die Messpunkte wie oben bestimmt werden, ist dann, wenn der Querschnitt beispielsweise ein Viereck ist, die Zahl der Referenzlinien insgesamt acht, wobei vier Referenzlinien 1 und vier Referenzlinien 2 vorhanden sind, und die Zahl der Messpunkte ist acht in jedem des Oberflächenbereiches und des Inneren. In diesem Ausführungsbeispiel haben die acht Punkte in jedem in der Oberfläche und des Inneren bevorzugt die Zusammensetzung innerhalb des oben genannten Bereiches, aber zumindest vier Punkte oder mehr in jedem des Oberflächenbereiches und des Inneren müssen die Zusammensetzung innerhalb des oben genannten Bereiches haben. In diesem Fall ist eine Beziehung zwischen dem Oberflächenbereich und dem Inneren eine Referenzlinie nicht definiert. Die TEM-Beobachtung wird nach einer Beobachtung durchgeführt, wobei die Oberfläche des Inneren des Sinterkompaktes, der somit definiert ist, durch Polieren geglättet ist. Die Punkte der TEM-EDX-Beobachtung sind willkürlich 20 Punkte in der Zellphase und der Zellwandphase, und ein Durchschnittswert der Messwerte mit Ausnahme des maximalen Wertes und des minimalen Wertes der Messwerte bei diesen Punkten wird festgestellt, und dieser Durchschnittswert wird als Konzentration eines jeden Elementes verwendet.
Der Permanentmagnet dieses Ausführungsbeispiels wird beispielsweise wie folgt hergestellt. Zunächst wird ein Legierungspulver, umfassend bestimmte Mengen der Elemente, hergestellt. Das Legierungspulver wird durch Mahlen eines Legierungsbarrens, erhalten durch Schmieden von geschmolzenem Metall durch ein Bogenschmelzverfahren oder ein Hochfrequenz-Schmelzverfahren, hergestellt. Das Legierungspulver kann durch Herstellen eines dünnen Legierungsstreifens in Schüppchenform durch ein Streifengussverfahren und anschließendes Mahlen des dünnen Legierungsstreifens hergestellt werden. Bei dem Streifengussverfahren ist es bevorzugt, dass das geschmolzene Legierungsmetall in eine Kühlwalze, die bei 0,1 m/s bis 20 m/s als Umgebungsgeschwindigkeit rotiert, gekippt injiziert wird und ein dünner Streifen mit 1 mm Dicke oder weniger kontinuierlich erhalten wird. Wenn die Umgebungsgeschwindigkeit der Kühlwalze weniger als 0,1 m/s ist, kann eine Variation der Zusammensetzung bei dem dünnen Streifen auftreten, und wenn die Umgebungsgeschwindigkeit mehr als 210 m/s ist, werden Kristallkörner fein zu einer einzelnen Domänengröße oder weniger, und eine gute Magneteigenschaft kann nicht erhalten werden. Die Umgebungsgeschwindigkeit der Kühlwalze fällt bevorzugt innerhalb eines Bereiches von 0,3 m/s bis 15 m/s und mehr bevorzugt innerhalb eines Bereiches von 0,5 m/s bis 12 m/s.
Andere Beispiele des Verfahrens zur Herstellung des Legierungspulvers sind ein mechanisches Plättverfahren, mechanisches Mahlverfahren, Gasatomisierungsverfahren, Reduktionsdiffusionsverfahren und dergleichen. Das Legierungspulver, hergestellt durch irgendeines dieser Verfahren, kann verwendet werden. Das somit erhaltene Legierungspulver oder die Legierung vor dem Mahlen kann, falls erforderlich, zur Homogenisierung wärmebehandelt werden. Eine Strahlenmühle oder eine Kugelmühle wird zum Mahlen des Schüppchens oder des Barrens verwendet. Das Mahlen wird bevorzugt in einer Inertgasatmosphäre oder einem organischen Lösungsmittel durchgeführt, zur Verhinderung der Oxidation des Legierungspulvers.
Dann wird das Legierungspulver in eine Form gefüllt, die in einem Elektromagneten oder dergleichen installiert ist, und wird pressgeformt, während ein Magnetfeld auferlegt wird. Folglich wird ein kompressionsgeformter Körper hergestellt, dessen Kristallachsen orientiert sind. Durch Sintern des Kompressionsformkörpers unter angemessenen Bedingungen ist es möglich, einen Sinterkompakt mit hoher Dichte zu erhalten. Der Sinterschritt des kompressionsgeformten Körpers umfasst bevorzugt den Vorverfahrensschritt in der Vakuumatmosphäre und den Hauptsinterschritt in der Inertgasatmosphäre, wie zuvor beschrieben. Eine Hauptsintertemperatur Ts ist bevorzugt 1.215°C oder weniger. Wenn die Fe-Konzentration hoch ist, wird erwartet, dass sich ein Schmelzpunkt erniedrigt, und daher verdampft Sm oder dergleichen leicht, wenn die Hauptsintertemperatur Ts zu hoch ist. Die Hauptsintertemperatur Ts ist mehr bevorzugt 1.205°C oder weniger und noch mehr bevorzugt 1.195°C oder weniger. Zur Erhöhung der Dichte des Sinterkompaktes ist die Hauptsintertemperatur Ts bevorzugt 1.170°C oder mehr und noch mehr bevorzugt 1.180°C oder mehr.
Im Hauptsinterschritt in der Inertgasatmosphäre ist die Sinterzeit der genannten Hauptsintertemperatur Ts bevorzugt 0,5 bis 15 Stunden. Dies ermöglicht den Erhalt eines dichten Sinterkompaktes. Wenn die Sinterzeit weniger als 0,5 Stunden ist, wird die Dichte des Sinterkompaktes uneben. Wenn die Sinterzeit über 15 Stunden ist, verdampft Sm oder dergleichen im Legierungspulver, was es unmöglich machen kann, eine gute Magneteigenschaft zu erhalten. Die Sinterzeit ist mehr bevorzugt 1 bis 10 Stunden und noch mehr bevorzugt 1 bis 4 Stunden. Der Hauptsinterschritt wird in der Inertgasatmosphäre von Ar-Gas oder dergleichen durchgeführt.
Wie zuvor beschrieben, wird, um den Kompressionsformkörper des Legierungspulvers mit einer hohen Fe-Konzentration in einen Sinterkompakt mit hoher Dichte umzuwandeln, der Vorverfahrensschritt bevorzugt in der Vakuumatmosphäre vor dem Hauptsinterschritt durchgeführt. Weiterhin ist es bevorzugt, dass die Vakuumatmosphäre gehalten wird, bis die Temperatur in der Nähe der Hauptsintertemperatur ist. Konkret fällt, damit der Sinterkompakt eine Dichte von 8,2 × 10³ kg/m³ oder mehr hat, die Temperatur T [°C] zum Zeitpunkt der Änderung von der Vakuumatmosphäre zur Inertgasatmosphäre (Vorverfahrenstemperatur) bevorzugt innerhalb eines Temperaturbereiches, der nicht niedriger ist als eine Temperatur, die um 50°C niedriger als die Hauptsintertemperatur Ts [°C] (Ts – 50°C) und nicht höher als die Hauptsintertemperatur Ts (Ts – 50°C ≤ T ≤ Ts). Wenn die Atmosphärenänderungstemperatur T um mehr als 50°C niedriger ist als die Hauptsintertemperatur Ts (T < Ts – 50°C) kann es nicht möglich sein, die Dichte des Sinterkompaktes ausreichend zu erhöhen. Darüber hinaus verbleibt die Heterophase, die in dem kompressionsgeformten Körper existiert, oder die Heterophase, die zum Zeitpunkt der Temperaturerhöhung im Sinterschritt erzeugt wird, selbst nach dem Hauptsinterschritt, was die Magnetisierung erniedrigen kann.
Wenn die Atmosphärenänderungstemperatur T zu niedrig ist im Vergleich zu der Hauptsintertemperatur Ts, ist es nicht möglich, die Wirkung der Unterdrückung der Erzeugung der Heterophase im Vorverfahrensschritt in der Vakuumatmosphäre vollständig zu erhalten. Demzufolge ist es nicht möglich, die Dichte des Sinterkompaktes zu erhöhen, was die Magnetisierung und die Koerzitivkraft erniedrigt. Die Atmosphärenänderungstemperatur T ist mehr bevorzugt gleich oder höher als eine Temperatur, die um 40°C niedriger ist als die Hauptsintertemperatur Ts (Ts – 40°C) und noch mehr bevorzugt gleich oder höher als eine Temperatur, die um 30°C niedriger ist als die Hauptsintertemperatur Ts (Ts – 30°C). Wenn die Verfahrenstemperatur T in der Vakuumatmosphäre höher ist als die Hauptsintertemperatur Ts verdampft Sm jedoch, unter Verschlechterung der magnetischen Eigenschaft, und daher wird die Atmosphärenänderungstemperatur T auf die Hauptsintertemperatur Ts oder niedriger eingestellt. Die Änderung von der Vakuumatmosphäre zu der Inertgasatmosphäre kann zur gleichen Zeit stattfinden, wenn die Hauptsintertemperatur Ts erreicht ist.
Die Vakuumatmosphäre (Ausmaß des Vakuums) im Vorverfahrensschritt wird bevorzugt auf 9 × 10^–2 Pa oder weniger eingestellt. Wenn das Ausmaß des Vakuums des Vorverfahrensschrittes über 9 × 10^–2 Pa ist, kann ein Oxid aus dem Element R wie Sm übermäßig gebildet werden. Durch Einstellen des Ausmaßes des Vakuums im Vorverfahrensschritt auf 9 × 10^–2 Pa oder weniger ist es möglich, effektiver die Wirkung der Erhöhung des Unterschiedes der Fe-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase zu erhalten. Das Ausmaß des Vakuums des Vorverfahrensschrittes ist mehr bevorzugt 5 × 10^–2 Pa oder weniger und noch mehr bevorzugt 1 × 10^–2 Pa oder weniger.
Weiterhin ist es ebenfalls möglich, die Vakuumatmosphäre für eine bestimmte Zeit zum Zeitpunkt der Änderung von der Vakuumatmosphäre zu der Inertgasatmosphäre zu halten. Dies ermöglicht die weitere Förderung der Erhöhung der Dichte des Sinterkompaktes und ebenfalls die Verbesserung der Wirkung der Erhöhung des Unterschiedes der Fe Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase. Die Retentionszeit in der Vakuumatmosphäre wird bevorzugt auf der Basis der Zusammensetzung des Legierungspulvers (magnetisches Pulver), insbesondere der Zusammensetzung des Elementes R wie Sm eingestellt. Konkret wird die Retentionszeit in der Vakuumatmosphäre bevorzugt auf gleich oder länger als eine Zeit Y [Minute] eingestellt, die den folgenden Ausdruck (2) auf der Basis der Konzentration (p1 [Atom]) des Elementes R im Legierungspulver (magnetisches Pulver) erfüllt. X = –5p1 + 62 (2)
Durch Änderung von der Vakuumatmosphäre zu der Inertgasatmosphäre nach Halten der Vakuumatmosphäre für die Zeit Y oder mehr und durch Durchführen des Hauptsinterschrittes ist es möglich, effektiver die Dichte des Sinterkompaktes zu erhöhen, wenn das Legierungspulver, worin die Fe-Konzentration hoch ist und die Konzentration des Elementes R wie Sm niedrig ist, verwendet wird. Die Zeit Y ist bevorzugt kürzer als eine Hauptsinterzeit. Wenn die Zeit Y zu lang ist, kann eine Verdampfungsmenge des Elementes R wie Sm sich erhöhen. In einem Fall eines Zusammensetzungsbereiches, bei dem die Konzentration p1 des Elementes R hoch ist, wird ein Wert von Y manchmal negativ. Bei einem solchen Zusammensetzungsbereich, bei dem der Wert Y negativ wird, wird eine verhältnismäßig hohe Dichte leicht erhalten, aber selbst in einem solchen Fall wird es durch Halten der Vakuumatmosphäre für 1 Minute oder mehr möglich, stabil die Dichte des Sinterkompaktes zu erhöhen. Wenn die Atmosphärenänderungstemperatur T niedriger ist als die Hauptsintertemperatur Ts, wird die Atmosphärenänderungstemperatur T für eine bestimmte Zeit gehalten. Wenn die Atmosphärenänderungstemperatur T auf eine Temperatur eingestellt ist, die gleich ist wie die Hauptsintertemperatur Ts, wird die Temperatur erhöht bis zu der Hauptsintertemperatur Ts, nachdem die Temperatur, die niedriger ist als die Hauptsintertemperatur Ts für eine bestimmte Zeit gehalten ist, und die Atmosphären werden geändert.
Die Messung der Konzentration p1 des Elementes R im Legierungspulver (magnetisches Pulver), das für die Herstellung des Sinterkompaktes verwendet wird, wird bevorzugt für das Pulver durchgeführt, das durch die Strahlmühle oder die Kugelmühle fein gemahlen ist. Die Messung der Konzentration p1 des Elementes R kann für das grob gemahlene, aber noch nicht endgültig gemahlene Pulver, durchgeführt werden. Die Konzentration p1 des Elementes R kann durch einen induktiv gekuppeltes Plasma-(ICP)-Emissionsspektrochemisches Analyseverfahren festgestellt werden. Die Messung durch das ICP-Emissions-spektrochemische Analyseverfahren wird für das Zielpulver 10-mal durchgeführt, und ein Durchschnittswert der Messwerte, mit Ausnahme des maximalen Wertes und des minimalen Wertes dieser Messwerte, wird als Konzentration p1 des Elementes R definiert. Wenn eine Mischung von zwei oder mehr Arten von Ausgangsmaterialpulvern mit unterschiedlicher Zusammensetzung verwendet wird, wird nicht die Konzentration des Elementes R, das von den Zusammensetzung der jeweiligen Ausgangsmaterialpulver festgestellt wird, gemessen, sondern die Konzentration p1 des Elementes R wird gemessen, nachdem die beiden oder mehreren Arten der Ausgangsmaterialpulver vermischt sind.
Der Hauptsinterschritt in der Inertgasatmosphäre folgt dem Vorverfahrensschritt in der Vakuumatmosphäre. In diesem Fall wird die Vakuumatmosphäre in die Inertgasatmosphäre zum gleichen Zeitpunkt geändert, wenn die Hauptsintertemperatur Ts erreicht ist, die Vakuumatmosphäre wird in die Inertgasatmosphäre geändert, wenn die Atmosphärenänderungstemperatur T, die gleich oder höher ist als die Temperatur, die um 50°C niedriger ist als die Hauptsintertemperatur Ts (Ts – 50°C), erreicht ist, oder die Vakuumatmosphäre wird in die Inertgasatmosphäre geändert, nachdem die Atmosphärenänderungstemperatur T für eine bestimmte Zeit gehalten wird. Der Vorverfahrensschritt in der Vakuumatmosphäre und der Hauptsinterschritt in der Inertgasatmosphäre können als getrennte Schritte durchgeführt werden. In diesem Fall wird die Temperatur bis zu der Atmosphärenänderungstemperatur (Vorverfahrenstemperatur) T in der Vakuumatmosphäre erhöht, und, falls erforderlich, nachdem diese Temperatur für eine bestimmte Zeit erhalten ist, ein Kühlen durchgeführt. Nach Änderung der Vakuumatmosphäre in die Inertgasatmosphäre wird die Temperatur bis zur Hauptsintertemperatur Ts erhöht und der Hauptsinterschritt wird durchgeführt.
Nun werden die Lösungsbehandlung und das Altern mit dem erhaltenen Sinterkompakt zum Steuern der Kristallstruktur durchgeführt. Die Lösungsbehandlung ist bevorzugt eine Wärmebehandlung für 0,5 bis 8 Stunden bei dem Temperaturbereich von 1.100 bis 1.190°C für den Erhalt der 1–7-Phase, die der Vorläufer für die Phasentrennstruktur ist. Wenn die Temperatur niedriger als 1.100°C oder mehr als 1.190°C ist, ist ein Verhältnis der 1–7-Phase in einer Probe, mit der die Lösungsbehandlung durchgeführt ist, klein und eine gute magnetische Eigenschaft wird nicht erhalten. Die Temperatur der Lösungsbehandlung fällt mehr bevorzugt innerhalb eines Bereiches von 1.120 bis 1.180°C und mehr bevorzugt innerhalb eines Bereiches von 1.120 bis 1.170°C.
Wenn die Lösungsbehandlungszeit weniger als 0,5 Stunden ist, kann die Bestandteilphase uneben werden, was es unmöglich machen kann, eine ausreichendere Dichte zu erhalten. Wenn die Lösungsbehandlungszeit über 8 Stunden ist, verdampft das Element R wie Sm in dem Sinterkompakt, was es unmöglich machen kann, eine gute magnetische Eigenschaft zu erhalten. Die Lösungsbehandlungszeit fällt mehr bevorzugt innerhalb eines Bereiches von 1 bis 8 Stunden und mehr bevorzugt innerhalb eines Bereiches von 1 bis 4 Stunden. Für die Verhinderung der Oxidation wird die Lösungsbehandlung in der Vakuumatmosphäre oder der Inertgasatmosphäre von Ar-Gas oder dergleichen durchgeführt.
Dann wird das Altern mit dem Sinterkompakt durchgeführt, mit dem die Lösungsbehandlung durchgeführt ist. Das Altern ist eine Behandlung zum Steuern der Kristallstruktur, zur Erhöhung der Koerzitivkraft des Magneten. Beim Altern ist es bevorzugt, dass nach Halten der Temperatur bei 700 bis 900°C für 0,5 bis 80 Stunden die Temperatur graduell auf 400 bis 650°C bei einer Kühlrate von 0,2 bis 2°C/Minute vermindert wird, und die Temperatur wird anschließend auf Raumtemperatur erniedrigt. Das Altern kann durch eine zweistufe Wärmebehandlung durchgeführt werden. Die obige Wärmebehandlung ist die erste Stufe, und nachdem die Temperatur graduell auf 400 bis 650°C erniedrigt ist, wird anschließend die zweite Stufe der Wärmebehandlung durchgeführt. Nachdem die Temperatur der zweistufigen Wärmbehandlung für eine bestimmte Zeit gehalten ist, wird die Temperatur auf Raumtemperatur durch Ofenkühlen vermindert. Zur Verhinderung der Oxidation wird das Altern bevorzugt in der Vakuumatmosphäre oder Inertgasatmosphäre von Ar-Gas oder dergleichen durchgeführt.
Wenn die Alterungstemperatur niedriger als 700 oder mehr als 900°C ist, ist es nicht möglich, eine gleichmäßige gemischte Struktur der Zellphase und der Zellwandphase zu erhalten, was die magnetische Eigenschaft des Permanentmagneten verschlechtern kann. Die Alterungstemperatur ist mehr bevorzugt 750 bis 880°C und noch mehr bevorzugt 780 bis 850°C. Wenn die Alterungstemperatur weniger als 0,5 Stunden ist, kann die Ausfällung der Zellwandphase von der 1–7-Phase nicht vollständig vollendet werden. Wenn auf der anderen Seite die Retentionszeit mehr als 80 Stunden beträgt, wird die Dicke der Zellwandphase groß, so dass eine Volumenfraktion der Zellphase sich erniedrigt und Kristallkörner aufrauen, was es unmöglich machen kann, eine gute magnetische Eigenschaft zu erhalten. Die Alterungszeit ist mehr bevorzugt 4 bis 60 Stunden und noch mehr bevorzugt 8 bis 40 Stunden.
Wenn die Kühlrate der Alterungsbehandlung weniger als 0,2°C/Minute ist, wird die Dicke der Zellwandphase groß, so dass eine Volumenfraktion der Zellphase sich erniedrigt oder die Kristallkörner sich aufrauen, was es unmöglich machen kann, eine gute magnetische Eigenschaft zu erzielen. Wenn die Kühlrate nach der Alterungsbehandlung über 2°C/Minute ist, ist es nicht möglich, eine gleichmäßige gemischte Struktur der Zellphase und der Zellwandphase zu erhalten, was es möglich macht, die magnetische Eigenschaft des Permanentmagneten zu verschlechtern. Die Kühlrate nach der Alterungswärmebehandlung wird mehr bevorzugt auf einen Bereich von 0,4 bis 1,5°C/Minute und noch mehr bevorzugt 0,5 bis 1,3°C/Minute eingestellt.
Das Altern ist nicht auf die obige zweistufige Wärmebehandlung beschränkt, sondern kann eine Wärmbehandlung in mehreren multiplen Stufen sein, und es ist ebenfalls wirksam, ein vielstufiges Kühlen durchzuführen. Als Vorverfahren des Alterns ist es ebenfalls effektiv, ein vorhergehendes Altern bei einer Temperatur, die niedriger ist als die für das Altern, für eine kurze Zeit durchzuführen. Es wird erwartet, dass dies die Rechtwinkligkeit einer Magnetisierungskurve verbessert. Durch Einstellen der Temperatur des vorläufigen Alterns auf 650 bis 790°C vor der Behandlungszeit auf 0,5 bis 4 Stunden und der graduellen Kühlrate nach dem Altern auf 0,5 bis 1,5°C/Minute wird die Verbesserung bei der Rechtwinkligkeit des Permanentmagneten erwartet.
Der Permanentmagnet dieses Ausführungsbeispiels ist bei verschiedenen Arten von Motoren und Stromerzeugern verwendbar. Der Permanentmagnet des Ausführungsbeispiels ist ebenfalls verwendbar als stationärer Magnet und als variabler Magnet eines variablen Magnetflussmotors und eines variablen Magnetflussstromerzeugers. Verschiedene Arten von Motoren und Stromerzeugern werden durch die Verwendung des Permanentmagneten dieses Ausführungsbeispiels strukturiert. Wenn der Permanentmagnet dieses Ausführungsbeispiels auf einen variablen Magnetflussmotor angewandt wird, sind Techniken, offenbart in den offengelegten japanischen Anmeldungen 2008-29148 und 2008-43172 als Struktur und als Antriebssystem des variablen Magnetflussmotors anwendbar.
Nachfolgend wird ein Motor und ein Stromerzeuger der Ausführungsbeispiele unter Bezugnahme auf die Zeichnungen erläutert. 1 zeigt einen Permanentmagnetmotor gemäß einem Ausführungsbeispiel. In dem in 1 gezeigten Permanentmagnetmotor (1) ist ein Rotor (rotierendes Teil) (3) in einem Stator (stationäres Teil) (2) angeordnet. In einem Eisenkern (4) des Rotors (3) sind die Permanentmagneten (5) des Ausführungsbeispiels angeordnet. Auf der Basis der Eigenschaften usw. der Permanentmagneten des Ausführungsbeispiels ist es möglich, eine Verstärkung der Effizienz, Größenverkleinerung, Kostenreduzierung usw. beim Permanentmagnetmotor (1) zu erzielen.
2 zeigt einen variablen Magnetflussmotor gemäß einem Ausführungsbeispiel. In dem variablen Magnetflussmotor (11), der in 2 gezeigt ist, ist ein Rotor (rotierendes Teil) (13) in einem Stator (stationäres Teil) (12) angeordnet. In einem Eisenkern (14) des Rotors (13) sind die Permanentmagneten des Ausführungsbeispiels als stationäre Magneten (15) und variable Magneten (16) angeordnet. Die Magnetflussdichte (Flussquantum) der variablen Magneten (16) ist variabel. Die variablen Magneten (16) werden nicht durch einen Q-Achsen-Strom beeinflusst, weil deren Magnetisierungsrichtung orthogonal zu einer Q-Achsenrichtung ist, und kann durch einen D-Achsen-Strom magnetisiert werden. Im Rotor (13) ist eine Magnetspule (nicht dargestellt) gezeigt. Wenn ein Strom durch die Magnetspule von einem Magnetkreislauf geleitet wird, addiert dessen Magnetfeld direkt auf die variablen Magneten (16).
Gemäß dem Permanentmagneten des Ausführungsbeispiels ist es möglich, eine geeignete Koerzitivkraft in den stationären Magneten (15) zu erhalten. Wenn die Permanentmagneten des Ausführungsbeispiels auf variable Magneten (16) angewandt werden, wird die Koerzitivkraft auf beispielsweise auf 100 bis 500 kA/m durch Änderung der verschiedenen Bedingungen (Alterungsbedingung usw.) des oben genannten Herstellungsverfahrens eingestellt. In dem variablen Magnetflussmotor (11), dargestellt in 2, sind die Permanentmagneten des Ausführungsbeispiels sowohl als stationäre Magneten (15) als auch als variable Magneten (16) verwendbar, aber die Permanentmagneten des Ausführungsbeispiels können als einer der Magneten verwendet werden. Der variable Magnetflussmotor (11) ist in der Lage, ein großes Drehmoment mit einer kleinen Vorrichtungsgröße zu leisten und ist somit für Motoren von Hybridfahrzeugen, elektrischen Fahrzeugen usw. geeignet, deren Motoren eine hohe Leistung und eine kleine Größe haben müssen.
3 zeigt einen Stromerzeuger gemäß einem Ausführungsbeispiel. Der Stromerzeuger (21), der in 3 gezeigt ist, umfasst einen Stator (stationäres Teil) (22) unter Verwendung des Permanentmagneten des Ausführungsbeispiels. Ein Rotor (rotierendes Teil) (23), angeordnet im Inneren des Stators (stationäres Teil) (22), ist über einen Schaft (25) mit einer Turbine (24) verbunden, die an einem Ende des Stromerzeugers (21) vorgesehen ist. Die Turbine (14) rotiert z. B. durch ein extern zugeführtes Fluid. Anstelle der Turbine (24), die durch das Fluid rotiert, ist es möglich, den Schaft (25) durch die Transmission der dynamischen Rotation die regenerative Energie eines Fahrzeuges zu rotieren. Als Stator (22) und Rotor (23) sind verschiedene Arten von allgemein bekannten Strukturen anwendbar.
Der Schaft (25) steht im Kontakt mit einem Kommutator (nicht dargestellt), der auf dem Rotor (23) entgegengesetzt zur Turbine (24) angeordnet ist, und eine elektromotive Kraft, erzeugt durch Rotation des Rotors (23) wird zu der Systemspannung, die als Leistung des Stromerzeugers (21) transmittiert wird, über einen isolierten Phasenbus und einen Traktionstransformer (nicht dargestellt), verstärkt. Der Stromerzeuger (21) kann ein üblicher Stromerzeuger oder ein variabler Magnetfluss-Stromerzeuger sein. Der Rotor (23) wird aufgrund eines Axialstromes, der die statische Elektrizität an der Turbine (24) und der Stromerzeugung begleitet, geladen. Daher umfasst der Stromerzeuger (21) eine Bürste (26) zum Entladen der geladenen Elektrizität des Rotors (23).
Nachfolgend werden Beispiele und deren Auswertungsergebnisse beschrieben.
(BEISPIELE 1, 2)
Nach Wiegen und Mischen der Ausgangsmaterialien bei einem bestimmten Verhältnis wurde die resultierende Mischung in einer Ar-Gasatmosphäre bogengeschmolzen, wodurch ein Legierungsbarren hergestellt wurde. Nach Wärmebehandlung des Legierungsbarrens bei 1.180°C für 4 Stunden wurde er grob und dann durch eine Strahlenmühle fein gemahlen, wodurch Legierungspulver als Ausgangsmaterialpulver eines Permanentmagneten hergestellt wurde. Das Legierungspulver wurde in einem Magnetfeld pressgeformt, wodurch ein Kompressionsformkörper hergestellt wurde.
Dann wurde der Kompressionsformkörper des Legierungspulvers in einer Kammer eines Brennofens angeordnet, und die Kammer wurde unter Vakuum gesetzt, bis das Ausmaß des Vakuums 9,0 × 10^–3 Pa wurde. In diesem Zustand wurde die Temperatur in der Kammer auf bis zu 1.160°C erhöht, und danach wurde diese Temperatur 5 Minuten gehalten und Ar-Gas in die Kammer geführt. Die Temperatur in der Kammer, die auf die Ar-Atmosphäre eingestellt war, wurde auf bis zu 1.195°C erhöht, und diese Temperatur wurde 2 Stunden gehalten und das Hauptsintern wurde durchgeführt. Die Vorverfahrenstemperatur (Atmosphärenänderungstemperatur) T im Vakuum in den Beispielen 1 und 2 wurde auf 1.160°C eingestellt, wobei diese Temperatur um 35°C niedriger ist als 1.195°C, das die Hauptsintertemperatur Ts ist. Die Sinterbedingungen sind in Tabelle 2 gezeigt.
Nach dem Hauptsinterschritt wurde der Sinterkompakt bei 1.145°C für 4 Stunden gehalten und einer Lösungsbehandlung unterworfen. Nachdem der Sinterkompakt, mit dem Lösungsbehandlung durchgeführt war, bei 750°C für 2 Stunden gehalten war, wurde er graduell auf Raumtemperatur gekühlt und weitere 30 Stunden bei 815°C gehalten. Nach Durchführen des Alterns mit dem Sinterkompakt unter diesen Bedingungen wurde er graduell auf 400°C gekühlt und dann im Ofen auf Raumtemperatur gekühlt, wodurch ein gewünschter Sintermagnet erhalten wurde. Die Zusammensetzung des Sintermagneten ist in Tabelle 1 gezeigt. Die Zusammensetzungsanalyse des Magneten wurde durch das ICP-Verfahren durchgeführt. Nach dem genannten Verfahren wurden eine Dichte des Sinterkompaktes, eine Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase und ein Fe-Konzentrationsunterschied (C1–C2) zwischen der Zellphase und einer Zellwandphase gemessen. Weiterhin wurden magnetische Eigenschaften eines jeden Sintermagneten durch einen BH-Tracer bewertet und eine Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung wurden gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
Die Analyse der Zusammensetzung durch das ICP-Verfahren erfolgte durch folgende Vorgehensweise. Zunächst wird eine bestimmte Menge einer Probe, die in einem Mörser gemahlen ist, gewogen und in ein Quarzbecherglas gegeben. Eine gemischte Säure (umfassend Salpetersäure und Salzsäure) wird in das Quarzbecherglas gegeben, das auf einer heißen Platte auf etwa 140°C erwärmt wird, wodurch die Probe vollständig geschmolzen wird. Nach Stehenlassen zum Abkühlen wird sie zu einem volumetrischen PFA-Kolben transferiert und einem isovolumetrischen Verfahren unterworfen und ist eine Probenlösung. Mengen von Komponenten einer solchen Probenlösung wurden durch ein Kalibrierungskurvenverfahren mit Verwendung eines ICP-Emissions-spektrochemischen Analysators bestimmt. Als ICP-Emissions-spektrochemisches Analysegerät wurde SPS4000 (Markenname), hergestellt von SII Nano Technology Inc., verwendet.
(BEISPIEL 3)
Nachdem Ausgangsmaterialien gewogen und bei einem bestimmten Verhältnis gemischt wurden, wurde die resultierende Mischung durch Hochfrequenz in einer Ar-Gasatmosphäre geschmolzen, wodurch ein Legierungsbarren hergestellt wurde. Nach Wärmebehandlung des Legierungsbarrens bei 1.175°C für 2 Stunden wurde er grob und dann durch eine Strahlmühle fein gemahlen, wodurch ein Legierungspulver als Ausgangsmaterialpulver eines Permanentmagneten hergestellt wurde. Das Legierungspulver wurde in einem Magnetfeld pressgeformt, wodurch ein kompressionsgeformter Körper hergestellt wurde.
Dann wurde der kompressionsgeformte Körper aus dem Legierungspulver in eine Kammer eines Feuerofens angeordnet, und die Kammer wurde unter Vakuum bis das Ausmaß des Vakuums 9,0 × 10^–3 Pa wurde. In diesem Zustand wurde die Temperatur in der Kammer auf bis zu 1.185°C erhöht, und danach wurde diese Temperatur für 1 Minute gehalten, Ar-Gas wurde in die Kammer geführt. Die Temperatur in der Kammer, die auf die Ar-Atmosphäre eingestellt war, wurde auf bis zu 1.195°C erhöht und diese Temperatur wurde für 3 Stunden gehalten und das Hauptsintern durchgeführt. Anschließend wurde der Sinterkompakt bei 1.140°C 6 Stunden gehalten und einer Lösungsbehandlung unterworfen.
Nachdem der Sinterkompakt, mit dem die Lösungsbehandlung durchgeführt war, bei 760°C für 1,5 Stunden gehalten wurde, wurde er graduell auf Raumtemperatur gekühlt. Nach Halten bei 800°C für 45 Stunden wurde er graduell auf 400°C gekühlt und wurde weiter in einem Ofen auf Raumtemperatur gekühlt, wodurch ein gewünschter Sintermagnet erhalten wurde. Die Zusammensetzung des Sintermagneten ist in Tabelle 1 gezeigt. Bezüglich des erhaltenen Sintermagneten wurden die Dichte eines Sinterkompaktes, die Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase, der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und der Zellwandphase, die Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung auf gleiche Weise wie bei Beispiel 1 gemessen. Die Messergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
(BEISPIEL 4)
Nachdem Ausgangsmaterialien gewogen und bei einem bestimmten Verhältnis gemischt waren, wurde die resultierende Mischung durch Hochfrequenz in einer Ar-Gasatmosphäre geschmolzen, wodurch ein Legierungsbarren hergestellt wurde. Nachdem der Legierungsbarren 1 Stunde bei 1.180°C wärmebehandelt war, wurde er grob und dann durch eine Strahlmühle fein gemahlen, wodurch ein Legierungspulver als Ausgangsmaterialpulver eines Permanentmagneten hergestellt wurde. Das Legierungspulver wurde in einem Magnetfeld pressgeformt, wodurch ein kompressionsgeformter Körper hergestellt wurde.
Dann wurde der kompressionsgeformte Körper aus dem Legierungspulver in einer Kammer eines Feuerofens angeordnet und die Kammer wurde unter Vakuum bis zu einem Grad des Vakuums von 8,0 × 10^–3 Pa gesetzt. In diesem Zustand wurde die Temperatur in der Kammer auf 1.180°C erhöht, und nachdem diese Temperatur 20 Minuten gehalten wurde, wurde Ar-Gas in die Kammer gebracht. Die Temperatur in der Kammer, die auf die Ar-Atmosphäre eingestellt war, wurde auf bis zu 1.205°C erhöht und diese Temperatur wurde für 2 Stunden gehalten und das Hauptsintern durchgeführt. Anschließend wurde der Sinterkompakt bei 1.150°C 8 Stunden gehalten und einer Lösungsbehandlung unterworfen.
Nachdem der Sinterkompakt, mit dem die Lösungsbehandlung durchgeführt war, bei 730°C für 3 Stunden gehalten war, wurde er graduell auf Raumtemperatur gekühlt. Nach Halten bei 810°C für 35 Stunden wurde er anschließend graduell auf 450°C gekühlt und wurde weiterhin in einem Ofen auf Raumtemperatur gekühlt, wodurch ein gewünschter Sintermagnet erhalten wurde. Die Zusammensetzung des Sintermagneten ist in Tabelle 1 gezeigt. Bezüglich des erhaltenen Sintermagneten wurde eine Dichte eines Sinterkompaktes, die Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase, der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und einer Zellwandphase, die Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung auf gleiche Weise wie bei Beispiel 1 gemessen. Die Messergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
(BEISPIEL 5)
Nachdem Ausgangsmaterialien gewogen und bei einem bestimmten Verhältnis gemischt waren, wurde die resultierende Mischung durch Hochfrequenz in einer Ar-Gasatmosphäre geschmolzen, wodurch ein Legierungsbarren hergestellt wurde. Nachdem der Legierungsbarren 1 Stunde bei 1.180°C wärmebehandelt war, wurde er grob und dann durch eine Strahlmühle fein gemahlen, wodurch ein Legierungspulver als Ausgangsmaterialpulver eines Permanentmagneten hergestellt wurde. Das Legierungspulver wurde in einem Magnetfeld pressgeformt, wodurch ein kompressionsgeformter Körper hergestellt wurde.
Dann wurde der kompressionsgeformte Körper aus dem Legierungspulver in einer Kammer eines Feuerofens angeordnet und die Kammer wurde unter Vakuum bis zu einem Grad des Vakuums von 8,5 × 10^–3 Pa gesetzt. In diesem Zustand wurde die Temperatur in der Kammer auf 1.180°C erhöht, und nachdem diese Temperatur 20 Minuten gehalten wurde, wurde Ar-Gas in die Kammer gebracht. Die Temperatur in der Kammer, die auf die Ar-Atmosphäre eingestellt war, wurde auf bis zu 1.198°C erhöht und diese Temperatur wurde für 3 Stunden gehalten und das Hauptsintern durchgeführt. Anschließend wurde der Sinterkompakt bei 1.140°C 4 Stunden gehalten und einer Lösungsbehandlung unterworfen.
Nachdem der Sinterkompakt, mit dem die Lösungsbehandlung durchgeführt war, bei 750°C für 2 Stunden gehalten war, wurde er graduell auf Raumtemperatur gekühlt. Nach Halten bei 820°C für 46 Stunden wurde er anschließend graduell auf 350°C gekühlt und wurde weiterhin in einem Ofen auf Raumtemperatur gekühlt, wodurch ein gewünschter Sintermagnet erhalten wurde. Die Zusammensetzung des Sintermagneten ist in Tabelle 1 gezeigt. Bezüglich des erhaltenen Sintermagneten wurde eine Dichte eines Sinterkompaktes, die Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase, der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und einer Zellwandphase, die Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung auf gleiche Weise wie bei Beispiel 1 gemessen. Die Messergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
(BEISPIEL 6)
Legierungspulver mit der gleichen Zusammensetzung wie bei Beispiel 5 wurde in einem Magnetfeld pressgeformt, wodurch ein Kompressionsformkörper hergestellt wurde. Dieser Kompressionsformkörper wurde in einer Kammer eines Feuerofens angeordnet, und die Kammer wurde bis zu einem Ausmaß des Vakuums von 8 × 10^–3 Pa unter Vakuum gesetzt. In diesem Zustand wurde die Temperatur in der Kammer auf bis zu 1.190°C erhöht, und nachdem diese Temperatur 1 Minute gehalten wurde, wurde Ar-Gas in die Kammer geleitet. Die Temperatur in der Kammer, die auf die Ar-Atmosphäre eingestellt war, wurde auf bis zu 1.198°C erhöht, und diese Temperatur wurde für 3 Stunden gehalten und das Hauptsintern wurde durchgeführt. Anschließend wurden die Lösungsbehandlung und das Altern unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 5 durchgeführt, wodurch der gewünschte Sintermagnet erhalten wurde. Die Zusammensetzung des Sintermagneten ist wie in Tabelle 1 gezeigt. Bezüglich des erhaltenen Sintermagneten wurde eine Dichte des Sinterkompaktes, die Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase, der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und einer Zellwandphase, die Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung auf gleiche Weise wie bei Beispiel 1 gemessen. Die Messergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
(BEISPIEL 7)
Legierungspulver mit der gleichen Zusammensetzung wie bei Beispiel 5 wurde in einem Magnetfeld pressgeformt, wodurch ein Kompressionsformkörper hergestellt wurde. Dieser Kompressionsformkörper wurde in einer Kammer eines Feuerofens angeordnet, und die Kammer wurde bis zu einem Ausmaß des Vakuums von 8 × 10^–3 Pa unter Vakuum gesetzt. In diesem Zustand wurde die Temperatur in der Kammer auf bis zu 1.155°C erhöht, und nachdem diese Temperatur 1 Minute gehalten wurde, wurde Ar-Gas in die Kammer geleitet. Die Temperatur in der Kammer, die auf die Ar-Atmosphäre eingestellt war, wurde auf bis zu 1.198°C erhöht, und diese Temperatur wurde für 3 Stunden gehalten und das Hauptsintern wurde durchgeführt. Anschließend wurden die Lösungsbehandlung und das Altern unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 5 durchgeführt, wodurch der gewünschte Sintermagnet erhalten wurde. Die Zusammensetzung des Sintermagneten ist wie in Tabelle 1 gezeigt. Bezüglich des erhaltenen Sintermagneten wurde eine Dichte des Sinterkompaktes, die Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase, der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und einer Zellwandphase, die Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung auf gleiche Weise wie bei Beispiel 1 gemessen. Die Messergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
(BEISPIEL 8)
Legierungspulver mit der gleichen Zusammensetzung wie bei Beispiel 2 wurde in einem Magnetfeld pressgeformt, wodurch ein Kompressionsformkörper hergestellt wurde. Dieser Kompressionsformkörper wurde in einer Kammer eines Feuerofens angeordnet, und die Kammer wurde bis zu einem Ausmaß des Vakuums von 2,8 × 10^–3 Pa unter Vakuum gesetzt. In diesem Zustand wurde die Temperatur in der Kammer auf bis zu 1.160°C erhöht, und nachdem diese Temperatur 5 Minute gehalten wurde, wurde Ar-Gas in die Kammer geleitet. Die Temperatur in der Kammer, die auf die Ar-Atmosphäre eingestellt war, wurde auf bis zu 1.195°C erhöht, und diese Temperatur wurde für 2 Stunden gehalten und das Hauptsintern wurde durchgeführt. Anschließend wurden die Lösungsbehandlung und das Altern unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 2 durchgeführt, wodurch der gewünschte Sintermagnet erhalten wurde. Die Zusammensetzung des Sintermagneten ist wie in Tabelle 1 gezeigt. Bezüglich des erhaltenen Sintermagneten wurde eine Dichte des Sinterkompaktes, die Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase, der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und einer Zellwandphase, die Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung auf gleiche weise wie bei Beispiel 1 gemessen. Die Messergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
(BEISPIEL 9)
Legierungspulver mit der gleichen Zusammensetzung wie bei Beispiel 5 wurde in einem Magnetfeld pressgeformt, wodurch ein Kompressionsformkörper hergestellt wurde. Dieser Kompressionsformkörper wurde in einer Kammer eines Feuerofens angeordnet, und die Kammer wurde bis zu einem Ausmaß des Vakuums von 1,9 × 10^–2 Pa unter Vakuum gesetzt. In diesem Zustand wurde die Temperatur in der Kammer auf bis zu 1.180°C erhöht, und nachdem diese Temperatur 1 Minute gehalten wurde, wurde Ar-Gas in die Kammer geleitet. Die Temperatur in der Kammer, die auf die Ar-Atmosphäre eingestellt war, wurde auf bis zu 1.198°C erhöht, und diese Temperatur wurde für 3 Stunden gehalten und das Hauptsintern wurde durchgeführt. Anschließend wurden die Lösungsbehandlung und das Altern unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 5 durchgeführt, wodurch der gewünschte Sintermagnet erhalten wurde. Die Zusammensetzung des Sintermagneten ist wie in Tabelle 1 gezeigt. Bezüglich des erhaltenen Sintermagneten wurde eine Dichte des Sinterkompaktes, die Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase, der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und einer Zellwandphase, die Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung auf gleiche Weise wie bei Beispiel 1 gemessen. Die Messergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
(BEISPIEL 10)
Legierungspulver mit der gleichen Zusammensetzung wie bei Beispiel 1 wurde in einem Magnetfeld pressgeformt, wodurch ein Kompressionsformkörper hergestellt wurde. Dieser Kompressionsformkörper wurde in einer Kammer eines Feuerofens angeordnet, und die Kammer wurde bis zu einem Ausmaß des Vakuums von 9,5 × 10^–3 Pa unter Vakuum gesetzt. In diesem Zustand wurde die Temperatur in der Kammer auf bis zu 1.160°C erhöht, und nachdem diese Temperatur 15 Minuten gehalten wurde, wurde Ar-Gas in die Kammer geleitet. Die Temperatur in der Kammer, die auf die Ar-Atmosphäre eingestellt war, wurde auf bis zu 1.195°C erhöht, und diese Temperatur wurde für 2 Stunden gehauen und das Hauptsintern wurde durchgeführt. Anschließend wurden die Lösungsbehandlung und das Altern unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 1 durchgeführt, wodurch der gewünschte Sintermagnet erhalten wurde. Die Zusammensetzung des Sintermagneten ist wie in Tabelle 1 gezeigt. Bezüglich des erhaltenen Sintermagneten wurde eine Dichte des Sinterkompaktes, die Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase, der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und einer Zellwandphase, die Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung auf gleiche Weise wie bei Beispiel 1 gemessen. Die Messergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
(BEISPIEL 11)
Legierungspulver mit der gleichen Zusammensetzung wie bei Beispiel 5 wurde in einem Magnetfeld pressgeformt, wodurch ein Kompressionsformkörper hergestellt wurde. Dieser Kompressionsformkörper wurde in einer Kammer eines Feuerofens angeordnet, und die Kammer wurde bis zu einem Ausmaß des Vakuums von 8,5 × 10^–3 Pa unter Vakuum gesetzt. In diesem Zustand wurde die Temperatur in der Kammer auf bis zu 1.180°C erhöht, und nachdem diese Temperatur 10 Minuten gehalten wurde, wurde Ar-Gas in die Kammer geleitet. Die Temperatur in der Kammer, die auf die Ar-Atmosphäre eingestellt war, wurde auf bis zu 1.198°C erhöht, und diese Temperatur wurde für 3 Stunden gehalten und das Hauptsintern wurde durchgeführt. Anschließend wurden die Lösungsbehandlung und das Altern unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 5 durchgeführt, wodurch der gewünschte Sintermagnet erhalten wurde. Die Zusammensetzung des Sintermagneten ist wie in Tabelle 1 gezeigt. Bezüglich des erhaltenen Sintermagneten wurde eine Dichte des Sinterkompaktes, die Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase, der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und einer Zellwandphase, die Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung auf gleiche Weise wie bei Beispiel 1 gemessen. Die Messergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
(BEISPIEL 12)
Legierungspulver mit der gleichen Zusammensetzung wie bei Beispiel 5 wurde in einem Magnetfeld pressgeformt, wodurch ein Kompressionsformkörper hergestellt wurde. Dieser Kompressionsformkörper wurde in einer Kammer eines Feuerofens angeordnet, und die Kammer wurde bis zu einem Ausmaß des Vakuums von 8,5 × 10^–3 Pa unter Vakuum gesetzt. In diesem Zustand wurde die Temperatur in der Kammer auf bis zu 1.180°C erhöht, und nachdem diese Temperatur 10 Minuten gehalten wurde, wurde die Temperatur auf Raumtemperatur gesenkt. Dann wurde Ar-Gas in die Kammer bei Raumtemperatur geleitet und die Temperatur wurde auf bis zu 1.198°C erhöht, und diese Temperatur wurde für 3 Stunden gehalten und das Hauptsintern wurde durchgeführt. Anschließend wurden die Lösungsbehandlung und das Altern unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 5 durchgeführt, wodurch der gewünschte Sintermagnet erhalten wurde. Die Zusammensetzung des Sintermagneten ist wie in Tabelle 1 gezeigt. Bezüglich des erhaltenen Sintermagneten wurde eine Dichte des Sinterkompaktes, die Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase, der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und einer Zellwandphase, die Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung auf gleiche Weise wie bei Beispiel 1 gemessen. Die Meßergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
(VERGLEICHSBEISPIEL 1)
Ein Sintermagnet mit der Zusammensetzung gemäß Tabelle 1 wurde durch Anwendung des gleichen Herstellungsverfahrens wie bei Beispiel 1 hergestellt. Bezüglich des erhaltenen Sintermagneten wurde eine Dichte des Sinterkompaktes, die Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase, der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und einer Zellwandphase, die Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung auf gleiche Weise wie bei Beispiel 1 gemessen. Die Meßergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
(VERGLEICHSBEISPIEL 2)
Ein Sintermagnet mit der Zusammensetzung gemäß Tabelle 1 wurde durch Anwendung des gleichen Herstellungsverfahrens wie bei Beispiel 5 hergestellt. Bezüglich des erhaltenen Sintermagneten wurde eine Dichte des Sinterkompaktes, die Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase, der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und einer Zellwandphase, die Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung auf gleiche Weise wie bei Beispiel 1 gemessen. Die Meßergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
(VERGLEICHSBEISPIEL 3)
Legierungspulver mit der gleichen Zusammensetzung wie bei Beispiel 5 wurde in einem Magnetfeld pressgeformt, wodurch ein kompressionsgeformter Körper hergestellt wurde. Dieser kompressionsgeformte Körper wurde in einer Kammer eines Feuerofens angeordnet, und die Kammer wurde bis zu einem Ausmaß des Vakuums von 8,5 × 10^–3 Pa unter Vakuum gesetzt. In diesem Zustand wurde die Temperatur in der Kammer auf bis zu 1.110°C erhöht, und nachdem diese Temperatur 1 Minute gehalten wurde, wurde Ar-Gas in die Kammer geleitet. Die Temperatur in der Kammer, die auf die Ar-Atmosphäre eingestellt war, wurde auf bis zu 1.198°C erhöht, und diese Temperatur wurde 3 Stunden gehalten und das Hauptsintern durchgeführt. Dann wurden die Lösungsbehandlung und das Altern unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 5 durchgeführt, wodurch ein gewünschtes Sintermagnet erhalten wurde. Die Zusammensetzung des Sintermagneten ist in Tabelle 1 gezeigt. Bezüglich des erhaltenen Sintermagneten wurde eine Dichte des Sinterkompaktes, die Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase, der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und einer Zellwandphase, die Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung auf gleiche Weise wie bei Beispiel 1 gemessen. Die Meßergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
(VERGLEICHSBEISPIEL 4)

Legierungspulver mit der gleichen Zusammensetzung wie bei Beispiel 5 wurde in einem Magnetfeld pressgeformt, wodurch ein kompressionsgeformter Körper hergestellt wurde. Dieser kompressionsgeformte Körper wurde in einer Kammer eines Feuerofens angeordnet, und die Kammer wurde bis zu einem Ausmaß des Vakuums von 8,5 × 10^–3 Pa unter Vakuum gesetzt. In diesem Zustand wurde die Temperatur in der Kammer auf bis zu 1.135°C erhöht, und nachdem diese Temperatur 1 Minute gehalten wurde, wurde Ar-Gas in die Kammer geleitet. Die Temperatur in der Kammer, die auf die Ar-Atmosphäre eingestellt war, wurde auf bis zu 1.198°C erhöht, und diese Temperatur wurde 3 Stunden gehalten und das Hauptsintern durchgeführt. Dann wurden die Lösungsbehandlung und das Altern unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 5 durchgeführt, wodurch ein gewünschtes Sintermagnet erhalten wurde. Die Zusammensetzung des Sintermagneten ist in Tabelle 1 gezeigt. Bezüglich des erhaltenen Sintermagneten wurde eine Dichte des Sinterkompaktes, die Fe-Konzentration (C1) einer Zellphase, der Unterschied der Fe-Konzentration (C1–C2) zwischen der Zellphase und einer Zellwandphase, die Koerzitivkraft und die restliche Magnetisierung auf gleiche Weise wie bei Beispiel 1 gemessen. Die Meßergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt. TABELLE 1

	Zusammensetzung des Magneten (Atom%)
Beispiel 1	Sm_11,11Fe_28,89(Zr_0,92Ti_0,08)_2,31Cu_6,22Co_51,47
Beispiel 2	(Sm_0,92Nd_0,08)_10,87Fe_29,41Zr_1,96Cu_5,35Co_52,41
Beispiel 3	Sm_11,30Fe_30,07Cu_5,23Zr_1,95(Co_0,998Cr_0,002)_51,45
Beispiel 4	Sm_10,31Fe_28,61Zr_1,97Cu_5,56Co_53,55
Beispiel 5	Sm_11,00Fe_30,84Cu_5,07Zr_1,78Co_51,31
Beispiel 6	Sm_11,00Fe_30,84Cu_5,07Zr_1,78Co_51,31
Beispiel 7	Sm_11,00Fe_30,84Cu_5,07Zr_1,78Co_51,31
Beispiel 8	(Sm_0,92Nd_0,08)_10,87Fe_29,41Zr_1,96Cu_5,35Co_52,41
Beispiel 9	Sm_11,00Fe_30,84Cu_5,07Zr_1,78Co_51,31
Beispiel 10	Sm_11,11Fe_28,89(Zr_0,92Ti_0,08)_2,31Cu_6,22Co_51,47
Beispiel 11	Sm_11,00Fe_30,84Cu_5,07Zr_1,78Co_51,31
Beispiel 12	Sm_11,00Fe_30,84Cu_5,07Zr_1,78Co_51,31
Vergleichsbeispiel 1	Sm_11,11Fe_25,78(Zr_0,92Ti_0,08)_2,31Cu_6,22Co_54,58
Vergleichsbeispiel 2	Sm_9,90Fe_31,22Cu_5,14Zr_1,80Co_51,94
Vergleichsbeispiel 3	Sm_11,00Fe_30,84Zr_1,78Cu_5,07Co_51,31
Vergleichsbeispiel 4	Sm_11,00Fe_30,84Zr_1,78Cu_5,07Co_51,31

TABELLE 2

	Vorverfahrensschritt (Vakuumverfahrensschritt)			Hauptsinterschritt
	Verfahrenstemperatur T (Atmosphärenänderungstemperatur [°C]	Ausmaß des Vakuums [×10^–3 Pa]	Retentionszeit [Minute]	Hauptsintertemperatur Ts [°C]	Ts – 50 [°C]
Beispiel 1	1.160	9,0	5	1.195	1.145
Beispiel 2	1.160	9,0	5	1.195	1.145
Beispiel 3	1.185	9,0	1	1.195	1.145
Beispiel 4	1.180	8,0	20	1.205	1.155
Beispiel 5	1.180	8,5	1	1.198	1,148
Beispiel 6	1,190	8,5	1	1.198	1.148
Beispiel 7	1.155	8,5	1	1.198	1.148
Beispiel 8	1.160	2,8	5	1.195	1.145
Beispiel 9	1.180	1,9	1	1.198	1.148
Beispiel 10	1.160	8,5	15	1.195	1.145
Beispiel 11	1.180	8,5	10	1.198	1.148
Beispiel 12	1.180	8,5	10	1.198	1.148
Vergleichsbeispiel 1	1.160	9,0	5	1.195	1.145
Vergleichsbeispiel 2	1.180	8,5	1	1.198	1.148
Vergleichsbeispiel 3	1.110	8,5	1	1.198	1.148
Vergleichsbeispiel 4	1.135	8,5	1	1.198	1.148

TABELLE 3

	Dichte des Sinterkompaktes [×10³ kg/m³]	Fe-Konz. der Zellphase [Atom%]	Untersch. Fe-Konz. zwischen Zellphase und Zellwandphase [Atom%]	Koerzitivkraft [kA/m]	Restliche Magnetisierung [T]
Beispiel 1	8,27	29,3	16,5	1.180	1,18
Beispiel 2	8,28	29,8	18,7	1.090	1,19
Beispiel 3	8,31	30,1	14,4	1.075	1,20
Beispiel 4	8,28	28,8	12,5	835	1,19
Beispiel 5	8,25	31,2	20,8	1.150	1,18
Beispiel 6	8,27	31,8	21,5	1.175	1,19
Beispiel 7	8,22	30,9	16.4	1.100	1,16
Beispiel 8	8,24	29,5	13,4	965	1,16
Beispiel 9	8,22	30,7	12,2	870	1,15
Beispiel 10	8,30	30,0	19,7	1.225	1,20
Beispiel 11	8,30	32,1	22,2	1.190	1,21
Beispiel 12	8,29	32,3	23,0	1.205	1,21
Vergleichsbeispiel 1	8,30	26,1	14,2	1.710	1,10
Vergleichsbeispiel 2	7,65	31,3	7,8	95	1,07
Vergleichsbeispiel 3	7,46	30,7	4,1	120	1,04
Vergleichsbeispiel 4	7,89	30,8	7,9	370	1,09

Aufgrund von Tabelle 3 ist ersichtlich, dass die Sintermagneten der Beispiele 1 bis 12 jeweils eine hohe Dichte und einen großen Unterschied der Fe-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase haben, und als Ergebnis haben sie eine hohe Magnetisierung und hohe Koerzitivkraft. Mit einer niedrigen Fe-Konzentration hat der Sintermagnet des Vergleichsbeispiels 1 eine niedrige Magnetisierung, obwohl die Dichte hoch ist. Mit einer niedrigen Sm-Konzentration hat der Sintermagnet von Vergleichsbeispiel 2 sowohl eine niedrige Magnetisierung als auch eine niedrige Koerzitivkraft. Die Sintermagneten der Vergleichsbeispiele 3 und 4 haben eine niedrige Dichte des Sinterkompaktes, obwohl deren Fe-Konzentration hoch ist, und sie haben eine niedrige Magnetisierung und niedrige Koerzitivkraft aufgrund des kleinen Unterschiedes der Fe-Konzentration zwischen der Zellphase und der Zellwandphase.
Während bestimmte Ausführungsbeispiele hierin beschrieben sind, wurden diese Ausführungsbeispiele lediglich als Beispiele erläutert, und sie sollen nicht den Umfang dieser Erfindung nicht begrenzen. Die hierin beschriebenen neuen Ausführungsbeispiele können in einer Vielzahl von anderen Formen dargestellt werden; weiterhin können verschiedene Weglassungen, Substitutionen und Änderungen in der Form der Ausführungsbeispiele, die hierin beschrieben sind, durchgeführt werden, ohne den Umfang der Erfindung zu verlassen. Die beigefügten Ansprüche sollen solche Formen oder Modifizierungen umfassen.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

JP 2012-058866 [0001]
JP 2008-29148 [0052]
JP 2008-43172 [0052]

Claims

Permanentmagnet, umfassend: eine Zusammensetzung, dargestellt durch die Zusammensetzungsformel R_pFe_qM_rCu_sCo_100-p-q-r-s worin R zumindest ein Element ist, ausgewählt aus Seltenerdelementen, M zumindest ein Element ist, ausgewählt aus Zr, Ti und Hf, p eine Zahl ist, die erfüllt 10 ≤ p ≤ 13,5 Atom%, q eine Zahl ist, die erfüllt 28 ≤ q ≤ 40 Atom%, r eine Zahl ist, die erfüllt 0,88 ≤ r ≤ 7,2 Atom% und s eine Zahl ist, die erfüllt, 3,5 ≤ s ≤ 13,5 Atom%; und eine metallische Struktur, umfassend eine Zellphase mit einer Th₂Zn₁₇-Kristallphase, und eine Zellwandphase, die die Zellphase umgibt, worin eine Fe-Konzentration (C1) in der Zellphase in einem Bereich von 28 bis 45 Atom% ist, und ein Unterschied (C1–C2) zwischen der Fe-Konzentration (C1) in der Zellphase und einer Fe-Konzentration (C2) in der Zellwandphase größer als 10 Atom% ist.
Permanentmagnet gemäß Anspruch 1, worin die Fe-Konzentration (C1) in der zellphase 29 Atom% oder mehr ist.
Permanentmagnet gemäß Anspruch 1 oder 2, worin der Unterschied (C1–C2) in der Fe-Konzentration 14 Atom% oder mehr ist.
Permanentmagnet gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3, umfassend einen Sinterkompakt, umfassend die Zusammensetzung und die metallische Struktur.
Permanentmagnet gemäß Anspruch 4, worin der Sinterkompakt eine Dichte von 8,2 × 10³ kg/m³ oder mehr hat.
Permanentmagnet gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5, worin die Koerzitivkraft des Permanentmagneten 800 kA/m oder mehr ist und die restliche Magnetisierung des Permanentmagneten 1,15 T oder mehr ist.
Permanentmagnet gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, worin 50 Atom% oder mehr des Elementes R Sm ist und 50 Atom% oder mehr des Elements M Zr ist.
Permanentmagnet gemäß einem der Ansprüche 1 bis 7, worin 20 Atom% oder weniger von Co durch zumindest ein Element A substituiert ist, ausgewählt aus Ni, V, Cr, Mn, Al, Ga, Nb, Ta und W.
Motor, umfassend den Permanentmagneten gemäß einem der Ansprüche 1 bis 8.
Stromerzeuger, umfassend den Permanentmagneten gemäß einem der Ansprüche 1 bis 8.