DE102014105551B4

DE102014105551B4 - R-t-b-basierter gesinterter magnet

Info

Publication number: DE102014105551B4
Application number: DE102014105551.9A
Authority: DE
Inventors: c/o TDK Corporation Enokido Yasushi; c/o TDK Corporation Choi Kyung-Ku; c/o TDK CORPORATION Hashimoto Ryuji; c/o TDK Corporation Tanaka Daisuke
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2013-04-22
Filing date: 2014-04-17
Publication date: 2015-10-29
Anticipated expiration: 2034-04-18
Also published as: DE102014105551A1; US9520216B2; JP2014216338A; CN104112555A; US20140311287A1; CN104112555B; JP5464289B1

Abstract

R-T-B-basierter gesinterter Magnet, welcher Folgendes aufweist: Hauptphasenkörner mit einem Kernabschnitt und einem den Kern bedeckenden Mantelabschnitt, wobei R Y -Yttrium- und R1 als notwendige Bestandteile aufweist, R1 wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Y ist und T ein oder mehrere Übergangsmetallelemente, die als notwendige Bestandteile Fe oder eine Kombination von Fe und Co aufweisen, im R-T-B-basierten gesinterten Magneten ist, wobei, wenn die Massenkonzentration von R1 und Y im Kernabschnitt αR1 bzw. αY ist und die Massenkonzentration von R1 und Y im Mantelabschnitt βR1 bzw. βY ist, das Verhältnis B/A zwischen dem Massenkonzentrationsverhältnis zwischen R1 und Y im Mantelabschnitt (βR1/βY = B) und dem Massenkonzentrationsverhältnis zwischen R1 und Y im Kernabschnitt (αR1/αY = A) wenigstens 1,1 beträgt.

Description

GEBIET DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung betrifft einen seltenerdbasierten Permanentmagneten, insbesondere einen durch selektives Ersetzen eines Teils des R im R-T-B-basierten Permanentmagneten durch Y erhaltenen Permanentmagneten.
HINTERGRUNDTECHNOLOGIE
Der R-T-B-basierte Magnet (R ist ein Seltenerdelement und T ist Fe oder Fe, wobei ein Teil davon durch Co ersetzt wurde, und B ist Bor) mit der tetragonalen Verbindung R₂T₁₄B als Hauptphase hat bekanntermaßen ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und war ein repräsentativer Permanentmagnet mit einer hohen Leistungsfähigkeit, seit er 1982 erfunden wurde (Patentdokument 1: JP59-46008A ).
Der R-T-B-basierte Magnet, bei dem das Seltenerdelement R aus Nd, Pr, Dy, Ho und Tb besteht, ist als ein Permanentmagnetmaterial mit einem hohen magnetischen Anisotropiefeld Ha bevorzugt. Davon wird der Nd-Fe-B-basierte Magnet, der Nd als Seltenerdelement R aufweist, im Haushalt von Personen, in der Industrie, in Fördergeräten usw. weit verbreitet verwendet, weil er ein gutes Gleichgewicht zwischen der Sättigungsmagnetisierung Is, der Curie-Temperatur Tc und dem magnetischen Anisotropiefeld Ha aufweist und in Bezug auf das Ressourcenvolumen und die Korrosionsbeständigkeit besser ist als R-T-B-basierte Magnete mit anderen Seltenerdelementen. Der Nd-Fe-B-basierte Magnet weist jedoch einen hohen Absolutwert des Temperaturkoeffizienten der Restflussdichte auf. Insbesondere kann er bei einer hohen Temperatur von mehr als 100°C nur einen kleinen magnetischen Fluss verglichen mit jenem unter Raumtemperatur aufweisen.
Stand der Technik
Patentdokumente

Patentdokument 1: JP59-46008A
Patentdokument 2: JP2011-187624A

Y (Yttrium) ist als ein Seltenerdelement bekannt, das kleinere Absolutwerte der Temperaturkoeffizienten der Restflussdichte und der Koerzitivkraft als Nd, Pr, Dy, Ho und Tb aufweist. In Patentdokument 2 wurde ein Y-T-B-basierter Magnet offenbart, bei dem das Seltenerdelement R im R-T-B-basierten Permanentmagneten als Y festgelegt wurde, und es wurde ein Magnet mit einer brauchbaren Koerzitivkraft erhalten, indem die Y₂Fe₁₄B-Phase, deren magnetisches Anisotropiefeld Ha klein ist, als die Hauptphase festgelegt wurde, jedoch die Anteile von Y und B auf der Grundlage der stöchiometrischen Zusammensetzung von Y₂Fe₁₄B erhöht wurden. Ferner kann durch Festlegen des Seltenerdelements R im R-T-B-basierten Magneten als Y ein Permanentmagnet mit kleineren Absolutwerten der Temperaturkoeffizienten der Restflussdichte und der Koerzitivkraft als jene des Nd-Fe-B-basierten Magneten erhalten werden. Der in Patentdokument 2 offenbarte Y-T-B-basierte Magnet hat jedoch eine Restflussdichte von etwa 0,5 bis 0,6 T, eine Koerzitivkraft von etwa 250 bis 350 kA/m und magnetische Eigenschaften, die viel schlechter sind als jene des Nd-T-B-basierten Magneten. Das heißt, dass der in Patentdokument 2 beschriebene Y-T-B-basierte Magnet die existierenden Nd-T-B-basierten Magneten nur schwer ersetzen kann.
ZUSAMMENFASSUNG
Durch die Erfindung zu lösendes Problem
Auf der Grundlage der vorstehend erwähnten Probleme strebt die vorliegende Erfindung an, einen Permanentmagneten bereitzustellen, der ausgezeichnete Temperatureigenschaften aufweist und dessen magnetische Eigenschaften verglichen mit dem R-T-B-basierten Magneten, der im Haushalt von Personen, in der Industrie, in Fördergeräten usw. weit verbreitet verwendet wird, selbst bei einer hohen Temperatur oberhalb von 100°C nicht erheblich verschlechtert sind. Zusätzlich sieht die vorliegende Erfindung eine sich drehende Maschine vor, bei der der vorstehend erwähnte Magnet verwendet wird, der selbst bei einer hohen Temperatur eine hohe Leistungsfähigkeit aufweist.
Lösung des Problems
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein R-T-B-basierter gesinterter Magnet (wobei R Y (Yttrium) und R1 als notwendige Bestandteile aufweist, R1 wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Y ist und T ein oder mehrere Übergangsmetallelemente, die als notwendige Bestandteile Fe oder eine Kombination von Fe und Co aufweisen, ist), und der R-T-B-basierte gesinterte Magnet weist Hauptphasenkörner mit einem Kernabschnitt und einem den Kern bedeckenden Mantelabschnitt auf, wobei, wenn die Massenkonzentration von R1 und Y im Kernabschnitt als αR1 bzw. αY festgelegt ist und die Massenkonzentration von R1 und Y im Mantelabschnitt als βR1 bzw. βY festgelegt ist, das Verhältnis (B/A) zwischen dem Massenkonzentrationsverhältnis zwischen R1 und Y im Mantelabschnitt (βR1/βY = B) und dem Massenkonzentrationsverhältnis zwischen R1 und Y im Kernabschnitt (αR1/αY = A) wenigstens 1,1 beträgt. Durch Erhalten der vorstehenden Struktur kann ein R-T-B-basierter gesinterter Magnet erhalten werden, der sowohl eine hohe Koerzitivkraft als auch eine hohe Restflussdichte bei einer hohen Temperatur im R-T-B-basierten gesinterten Magneten aufweist.
Die vorliegende Erfindung weist Y und R1 als R auf, und der Absolutwert des Temperaturkoeffizienten kann verringert werden. Daher zeigt sich, verglichen mit den existierenden Nd-T-B-basierten Magneten, bei denen Nd, Pr, Dy, Ho und Tb als R verwendet werden, insbesondere bei hohen Temperaturen oberhalb von 100°C, eine hohe Restflussdichte. Andererseits existiert jedoch das Problem, dass das magnetische Anisotropiefeld verringert werden würde. Angesichts des Einflusses des magnetischen Anisotropiefelds der Kristallkornoberfläche auf die Koerzitivkraft des R-T-B-basierten Magneten haben die Erfinder daher herausgefunden, dass ein hohes magnetisches Anisotropiefeld und eine verhältnismäßig hohe Koerzitivkraft erhalten werden, indem die Konzentration von Y in der Kristallkornoberfläche, nämlich im Mantelabschnitt, verglichen mit dem Kernabschnitt, verringert wird. Auf diese Weise konnte die vorliegende Erfindung verwirklicht werden.
Auswirkung der Erfindung
Die vorliegende Erfindung kann eine höhere Koerzitivkraft aufweisen als der R-T-B-basierte Magnet, bei dem R als Y festgelegt ist, indem Y in erster Linie im Kern verteilt ist und R1 mit Ausnahme von Y in erster Linie im Mantel des R-T-B-basierten Magneten, dem Y hinzugefügt wurde, verteilt ist. Weil der Absolutwert des Temperaturkoeffizienten der Restflussdichte zusätzlich verglichen mit den existierenden R-T-B-basierten Magneten, bei denen Nd, Pr, Dy, Ho und Tb als R verwendet werden, verringert werden kann, kann die Restflussdichte bei einer hohen Temperatur verglichen mit den existierenden R-T-B-basierten Magneten, bei denen Nd, Pr, Dy, Ho und Tb als R verwendet werden, verbessert werden. Eine bei hohen Temperaturen leistungsfähigere sich drehende Maschine kann durch Ausstattung mit einem solchen Magneten verwirklicht werden.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG VON AUSFÜHRUNGSFORMEN
Die vorliegende Erfindung wird auf der Grundlage der Ausführungsformen wie folgt detailliert beschrieben. Ferner ist die vorliegende Erfindung nicht durch die folgenden Ausführungsformen und Beispiele eingeschränkt. Zusätzlich schließen die Elementbestandteile in den folgenden Ausführungsformen und Beispielen jene, die Durchschnittsfachleuten leicht einfallen werden, jene, die im Wesentlichen gleich sind, und jene innerhalb eines gleichwertigen Bereichs ein. Überdies ist es möglich, die in den folgenden Ausführungsformen und Beispielen offenbarten Elementbestandteile geeignet zu kombinieren und auszuwählen.
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält 11 bis 18 at% des Seltenerdelements (R). Das R gemäß der vorliegenden Erfindung weist Y (Yttrium) und R1 als notwendige Bestandteile auf, und R1 ist wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Y. Falls der R-Anteil kleiner als 11 at% ist, ist die Bildung der R₂T₁₄B-Phase als Hauptphase im R-T-B-basierten gesinterten Magneten nicht ausreichend, α-Fe usw. mit weichmagnetischen Eigenschaften fällen aus, und die Koerzitivkraft wird erheblich verringert. Falls der R-Anteil andererseits größer als 18 at% ist, wird das Volumenverhältnis der R₂T₁₄B-Phase als Hauptphase verringert und die Restflussdichte wird reduziert. Zusätzlich verringert sich einhergehend damit, dass R mit Sauerstoff reagiert und der Anteil des enthaltenen Sauerstoffs zunimmt, die effektive R-reiche Phase bei der Bildung der Koerzitivkraft, was zur Verringerung der Koerzitivkraft führt.
Gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält das Seltenerdelement (R) Y und R1. R1 ist wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Y. R1 kann Verunreinigungen von den Rohmaterialien oder anderen Komponenten als in den Herstellungsprozess eingemischte Verunreinigungen enthalten. Ferner ist im Hinblick auf das Erhalten eines hohen magnetischen Anisotropiefelds R1 vorzugsweise Nd, Pr, Dy, Ho und Tb. Zusätzlich ist R1 in Hinblick auf den Rohmaterialpreis und die Korrosionsbeständigkeit vorzugsweise Nd. Das Mischverhältnis zwischen R1 und Y im Seltenerdelement (R) beträgt vorzugsweise 50:50~90:10. Dies liegt daran, dass eine Neigung zur Verringerung der Restflussdichte und der Koerzitivkraft auftritt, falls der Y-Gehalt größer als 50% ist, während eine Neigung zur Abschwächung der Verbesserung der Temperatureigenschaften auftritt, falls der Y Gehalt kleiner als 10% ist.
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält 5~8 at% B (Bor). Wenn B weniger als 5 at% ausmacht, kann keine hohe Koerzitivkraft erhalten werden. Falls B andererseits mehr als 8 at% ausmacht, nimmt die Restmagnetdichte gewöhnlich ab. Demgemäß beträgt die Obergrenze für den B-Anteil 8 at%.
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann höchstens 4,0 at% Co enthalten. Co bildet die gleiche Phase wie Fe, hat jedoch Auswirkungen auf die Erhöhung der Curie-Temperatur sowie die Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit der Korngrenzenphase. Zusätzlich kann der gemäß der vorliegenden Erfindung verwendete R-T-B-basierte gesinterte Magnet Al und/oder Cu im Bereich von 0,01~1,2 at% enthalten. Dadurch, dass er Al und/oder Cu in diesem Bereich enthält, kann der erhaltene gesinterte Magnet mit einer hohen Koerzitivkraft, einer hohen Korrosionsbeständigkeit und der Verbesserung der Temperatureigenschaften verwirklicht werden.
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform darf auch andere Elemente enthalten. Beispielsweise können Elemente, wie Zr, Ti, Bi, Sn, Ga, Nb, Ta, Si, V, Ag, Ge und dergleichen, geeignet enthalten sein. Andererseits werden Verunreinigungselemente, wie Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff usw., vorzugsweise so weit wie möglich verringert. Insbesondere beträgt der Gehalt an Sauerstoff, wodurch die magnetischen Eigenschaften beeinträchtigt werden, vorzugsweise höchstens 5000 ppm, bevorzugter höchstens 3000 ppm. Dies liegt daran, dass, falls der Sauerstoffgehalt hoch ist, die Phase der Seltenerdoxide als die nicht magnetische Komponente zunimmt, was zu verringerten magnetischen Eigenschaften führt.
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform weist Hauptphasenkörner mit einem Kernabschnitt und einem den Kern bedeckenden Mantelabschnitt auf. Wenn die Massenkonzentration von R1 und Y im Kernabschnitt αR1 bzw. αY ist und die Massenkonzentration von R1 und Y im Mantelabschnitt βR1 bzw. βY ist, beträgt das Verhältnis (B/A) zwischen dem Massenkonzentrationsverhältnis (βR1/βY = B) zwischen R1 und Y im Mantel und dem Massenkonzentrationsverhältnis (αR1/αY = A) zwischen R1 und Y im Kernabschnitt wenigstens 1,1. Wie vorstehend erwähnt wurde, wird die Koerzitivkraft des R-T-B-basierten gesinterten Magneten stark durch das magnetische Anisotropiefeld der Kristallkornoberfläche beeinflusst. Dadurch, dass Y (Yttrium) und R1 als R im R-T-B-basierten gesinterten Magneten gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthalten sind und die Konzentration von Y an der Kristallteilchenoberfläche (d. h. im Mantelabschnitt) relativ verringert werden kann, wird verglichen mit dem existierenden Y-T-B-basierten Magneten eine höhere Koerzitivkraft erhalten. Weil der R-T-B-basierte Magnet Y im Kerninneren (d. h. im Kernabschnitt) enthält, ist sein Absolutwert des Temperaturkoeffizienten niedrig und kann er insbesondere bei einer hohen Temperatur oberhalb von 100°C verglichen mit dem existierenden R-T-B-basierten Magneten, bei dem Nd, Pr, Dy, Ho und Tb als R verwendet werden, eine höhere Restflussdichte aufweisen. Angesichts des vorstehenden Punkts beträgt B/A vorzugsweise wenigstens 1,4. Zusätzlich ist R1 vorzugsweise wenigstens eines von Nd, Pr, Dy, Ho und Tb.
Das bevorzugte Beispiel des Herstellungsverfahrens gemäß der vorliegenden Erfindung wird nachfolgend beschrieben.
Während der Herstellung des R-T-B-basierten Magneten gemäß der vorliegenden Ausführungsform werden zuerst Rohmateriallegierungen präpariert, um den R-T-B-basierten Magneten mit der gewünschten Zusammensetzung zu erhalten. Die Legierungen können durch das Bandgießverfahren oder ein anderes bekanntes Schmelzverfahren im Vakuum oder einer Inertgasatmosphäre, vorzugsweise einer Ar-Atmosphäre, hergestellt werden. Beim Bandgießverfahren schmilzt das Rohmaterial in einer nicht oxidierenden Atmosphäre, z. B. in einer Ar-Gasatmosphäre usw., und die erhaltene geschmolzene Lösung wird dann auf die Oberfläche einer sich drehenden Walze gesprüht. Die auf der Walze gequenchte geschmolzene Lösung wird schnell verfestigt, so dass sie zu einer Lage oder einer Schuppe (Squama) wird. Die schnell verfestigten Legierungen haben eine homogene Organisation mit einem Korn-Durchmesser von 1~50 μm. Es besteht keine Einschränkung darauf, dass die Legierungen durch das Bandgießverfahren erhalten werden. Die Legierungen können durch ein Schmelzverfahren in der Art eines Hochfrequenzinduktionsschmelzverfahrens usw. erhalten werden. Ferner kann die Lösung zum Verhindern der Segregierung nach dem Schmelzen auf eine wassergekühlte Kupferplatte gegossen werden, um sie zu verfestigen. Abgesehen davon können durch ein Reduktionsdiffusionsverfahren erhaltene Legierungen als Rohmaterialien verwendet werden.
Um den R-T-B-basierten gesinterten Magneten gemäß der vorliegenden Erfindung zu erhalten, wird das so genannte Einzellegierungsverfahren angewendet, bei dem eine einzige Legierungsart verwendet wird, um gesinterte Magnete zu erzeugen. Das so genannte Mischverfahren kann auch unter Verwendung einer Legierung (Niedrig-R-Legierung), die R₂T₁₄B-Kristallkörner als Hauptkörper aufweist, und einer Legierung (Hoch-R-Legierung), die mehr R als die Niedrig-R-Legierung enthält, angewendet werden.
Die Rohlegierungen werden dem Pulverisierungsschritt zugeführt. Wenn das Mischverfahren verwendet wird, werden die Niedrig-R-Legierung und die Hoch-R-Legierung getrennt oder gemeinsam pulverisiert. Der Pulverisierungsschritt weist einen Grobpulverisierungsschritt und einen Feinpulverisierungsschritt auf. Zuerst werden die Rohlegierungen bis zu einem Teilchendurchmesser von etwa einigen hundert μm pulverisiert. Die Grobpulverisierung wird vorzugsweise unter Verwendung eines Grobpulverisierers in der Art einer Stampfmühle, eines Backenbrechers, einer Braunmühle oder dergleichen in der Inertgasatmosphäre ausgeführt. Vor der Grobpulverisierung ist es wirksam, dass Wasserstoff in der Rohlegierung adsorbiert wird und der Wasserstoff dann freigegeben wird, um die Pulverisierung auszuführen. Der Zweck der Wasserstofffreigabebehandlung besteht darin, den Wasserstoff als Verunreinigung im seltenerdbasierten gesinterten Magneten zu verringern. Die beibehaltene Erwärmungstemperatur zum Adsorbieren von Wasserstoff wird auf mindestens 200°C oder bevorzugter mindestens 350°C gelegt. Die Haltezeit hängt von der Beziehung mit der beibehaltenen Temperatur, der Dicke der Rohlegierung usw. ab und wird auf mindestens 30 Minuten, vorzugsweise mindestens 1 Stunde, gelegt. Die Wasserstofffreigabebehandlung wird im Vakuum oder in einem Ar-Luftstrom ausgeführt. Ferner sind die Wasserstoffadsorbierbehandlung und die Wasserstofffreigabebehandlung keine notwendige Behandlung. Die Wasserstoffpulverisierung kann auch als Grobpulverisierung definiert werden, um eine mechanische Grobpulverisierung wegzulassen.
Nach der Grobpulverisierung wird die Feinpulverisierung ausgeführt.
Während der Feinpulverisierung wird hauptsächlich eine Strahlmühle verwendet, um das grob pulverisierte Pulver mit einem Teilchendurchmesser von etwa einigen hundert μm zu einem fein pulverisierten Pulver mit einem Teilchendurchmesser von 2,5~6 μm, vorzugsweise 3~5 μm, zu pulverisieren. Die Strahlmühle gibt Inertgas von einer schmalen Düse bei hohem Druck ab und erzeugt eine schnelle Luftströmung. Das grob pulverisierte Pulver wird mit der schnellen Luftströmung beschleunigt, wodurch eine Kollision zwischen grob pulverisierten Pulvern miteinander oder eine Kollision zwischen grob pulverisierten Pulvern und einem Target oder einer Behälterwand hervorgerufen wird.
Die Nasspulverisierung kann auch bei der Feinpulverisierung angewendet werden. Bei der Nasspulverisierung kann eine Kugelmühle, eine Nassreibungsmühle oder dergleichen verwendet werden, um das grob pulverisierte Pulver mit einem Teilchendurchmesser von etwa einigen hundert μm zu einem fein pulverisierten Pulver mit einem Teilchendurchmesser von 1,5~5 μm, vorzugsweise 2~4,5 μm, zu pulverisieren. Weil das Dispersionsmedium bei der Nasspulverisierung geeignet gewählt werden kann, um die Pulverisierung mit einem Sauerstoff nicht ausgesetzten Magnetpulver auszuführen, kann das feine Pulver mit einer niedrigen Sauerstoffkonzentration erhalten werden.
Während der Feinpulverisierung können eine Fettsäure oder eine Ableitung der Fettsäure oder ein Kohlenwasserstoff, wie Zinkstearat, Kalziumstearat, Aluminiumstearat, Stearinamid, Oleinamid, Ethylenbis-isostearinamid als Stearinsäuren oder Oleinsäuren, Paraffin, Naphthalen als Kohlenwasserstoffe und dergleichen im Bereich von etwa 0,01~0,3 Gew.-% hinzugefügt werden, um die Schmierung und Orientierung beim Formen zu verbessern.
Das feine Pulver wird im Magnetfeld geformt.
Der Formungsdruck bei der Formung im Magnetfeld kann in den Bereich von 0,3~3 Tonnen/cm² (30~300 MPa) gelegt werden. Der Formungsdruck kann vom Anfang bis zum Ende konstant sein und auch allmählich erhöht oder verringert werden, oder er kann zufällig geändert werden. Wenn der Formungsdruck niedriger ist, ist die Orientierung besser. Falls der Formungsdruck jedoch zu niedrig ist, würde während der Handhabung infolge einer unzureichenden Stärke des mit einer Form versehenen Artikels ein Problem auftreten. In dieser Hinsicht kann der Formungsdruck aus dem vorstehenden Bereich gewählt werden. Die relative Enddichte des im Magnetfeld geformten Artikels mit der erhaltenen Form beträgt gewöhnlich 40~60%.
Das Magnetfeld wird im Bereich von etwa 10~20 kOe (960~1600 kA/m) angelegt. Das angelegte Magnetfeld ist nicht auf ein statisches Magnetfeld begrenzt, und es kann auch ein gepulstes Magnetfeld sein. Zusätzlich können ein magnetostatisches Feld und ein gepulstes Magnetfeld gemeinsam verwendet werden.
Dann wird der mit einer Form versehene Artikel in einem Vakuum oder in einer Inertgasatmosphäre gesintert. Die Sintertemperatur muss unter Berücksichtigung vieler Bedingungen in der Art der Zusammensetzung, des Pulverisierungsverfahrens, eines Unterschieds des durchschnittlichen Teilchendurchmessers und der Korngrößenverteilung und dergleichen eingestellt werden. Der mit einer Form versehene Artikel wird bei einer Temperatur im Bereich von 1000°C bis 1200°C für 8 bis 50 Stunden gebrannt. Dies liegt daran, dass die Diffusion von Y aus dem Mantelabschnitt in den Kernabschnitt unzureichend ist, wenn die Sinterzeit kürzer als 8 Stunden ist, und das Kornwachstum erheblich ist, so dass es eine schlechte Auswirkung auf die Koerzitivkraft hat, falls die Sinterzeit mehr als 50 Stunden beträgt.
Nach dem Sintern wird der erhaltene gesinterte Körper alterungsbehandelt. Der Schritt ist ein wichtiger Schritt zum Steuern der Koerzitivkraft. Wenn die Alterungsbehandlung in zwei Stufen unterteilt wird, ist es wirksam, sie während einer vorgegebenen Zeit bei etwa 800°C und bei etwa 600°C zu halten. Falls die Wärmebehandlung nach dem Sintern bei etwa 800°C ausgeführt wird, ist es besonders wirksam, wenn infolge der erhöhten Koerzitivkraft das Mischverfahren verwendet wird. Weil die Koerzitivkraft zusätzlich stark erhöht wird, wenn eine Wärmebehandlung bei etwa 600°C ausgeführt wird, kann die Alterungsbehandlung bei etwa 600°C ausgeführt werden, wenn die Alterungsbehandlung einstufig ist.
Wenngleich Ausführungsformen zum bevorzugten Ausführen der vorliegenden Erfindung vorstehend beschrieben wurden, kann die Struktur der vorliegenden Erfindung durch Erhöhen des R1-Anteils im Mantel erhalten werden. Unter dieser Bedingung kann das Korngrenzendiffusionsverfahren auch durch Bilden eines Films von der Schicht mit dem R1 enthaltenden Pulver an der Oberfläche des gesinterten Körpers oder der R1 enthaltenden Schicht und Erwärmen angewendet werden.
BEISPIELE
Wenngleich die Erfindung nachstehend detailliert mit Bezug auf die Beispiele und Vergleichsbeispiele beschrieben wird, ist die vorliegende Erfindung nicht auf die folgenden Beispiele beschränkt.
(Beispiel 1)
Die Zusammensetzung der Rohlegierung wurde als 14,9 mol% R-6,43 mol% B-0,57 mol% Co-0,06 mol% Cu-0,44 mol% Al-Rest Fe festgelegt. R wurde entsprechend dem Molverhältnis als R1:Y = 100:0~50:50 festgelegt. Ein oder zwei Elemente von Nd, Dy und Tb wurden als R1 verwendet. Die Metalle oder Legierungen wurden als Rohmaterialien zu der vorstehenden Zusammensetzung kombiniert. Die Rohlegierungslagen wurden geschmolzen und durch das Bandgießverfahren gegossen.
Die erhaltenen Rohlegierungslagen wurden durch Wasserstoff pulverisiert, um ein grob pulverisiertes Pulver zu erhalten. Oleinamid wurde als Schmiermittel zum grob pulverisierten Pulver hinzugefügt. Dann wurde eine Feinpulverisierung unter einem hohen Druck in einer N₂-Gasatmosphäre unter Verwendung einer Strahlmühle ausgeführt, um ein fein pulverisiertes Pulver zu erhalten.
Anschließend wurde das erzeugte fein pulverisierte Pulver in einem Magnetfeld geformt. Genauer gesagt, wurde das Formen in einem Magnetfeld von 15 kOe unter einem Druck von 140 MPa ausgeführt, und es wurde dann ein mit einer Form versehener Artikel mit einer Größe von 20 mm × 18 mm × 13 mm erhalten. Die Richtung des Magnetfelds war eine zur Pressrichtung senkrechte Richtung. Als nächstes wurde der erhaltene mit einer Form versehene Artikel bei 1090°C 1 bis 48 Stunden lang gebrannt. Die Diffusion von Y zur Korngrenzenphase hin könnte durch Verlängern der Brennzeit weiter erhöht werden. Als nächstes wurde eine Alterungsbehandlung zum Erhalten eines gesinterten Körpers bei 850°C über eine Stunde und bei 530°C über eine Stunde ausgeführt.
Der erhaltene gesinterte Körper wurde in ein Epoxidharz eingebettet, und sein Querschnitt wurde geschliffen. Das verfügbare Sandpapier wurde während des Schleifens verwendet. Das Sandpapier wurde von einem niedrigen Typ bis zu einem höheren Typ für das Schleifen verwendet. Schließlich wurden ein Leder und ein Diamant verwendet, um ohne Wasser und dergleichen zu schleifen. Die Komponenten in der Korngrenzenphase würden bei Verwendung von Wasser korrodiert werden.
Die Zusammensetzungsverteilung von Proben nach dem Schleifen wurde unter Verwendung von EPMA untersucht. Der Kernabschnitt, der Mantelabschnitt und der Tripelpunkt usw. wurden durch Beobachten von Rückstreuelektronenbildern und EPMA-Bildern eines Elektronenmikroskops zugewiesen. In Bezug auf die Punkte wurde die quantitative Analyse auf der Grundlage von wenigstens 30 jeweiligen Punkten ausgeführt, um eine durchschnittliche Zusammensetzung (Massenkonzentration) zu erhalten. Die Massenkonzentrationen von R1 und Y im Kernabschnitt wurden als αR1 bzw. αY festgelegt, und die Massenkonzentrationen von R1 und Y im Mantelabschnitt wurden als βR1 bzw. βY festgelegt. Die jeweiligen Werte sind in Tabelle 1 dargestellt.
[Tabelle 1]
Wenn die Probe mit einer Brennzeit von einer Stunde mit den Proben mit einer längeren Brennzeit verglichen wird, zeigt sich, dass trotz des Verhältnisses R1:Y in der Rohmaterialzusammensetzung der R1-Anteil im Mantelabschnitt größer war als der R1-Anteil im Kernabschnitt. Es wird davon ausgegangen, dass dies daran liegt, dass Y in den Hauptphasenkörnern und Nd als R1 der Korngrenzenphase miteinander diffundierten, was durch die Entwicklung der Wärmebehandlung hervorgerufen wurde. Wenn Beispiel 5, Vergleichsbeispiel 2 und Beispiel 6 mit der gleichen Rohmaterialzusammensetzung verglichen wurden, gab es bei einer Brennzeit von einer Stunde in Vergleichsbeispiel 2 nur einen geringen Unterschied zwischen dem R1-Anteil im Mantelabschnitt und dem R1-Anteil im Kernabschnitt, und bei der Brennzeit von 48 Stunden wurde B/A größer. Demgemäß lässt sich aussagen, dass sich bei einer Verlängerung der Zeit bei der Wärmebehandlung eine Interdiffusion entwickelte und B/A größer wurde.
Die magnetischen Eigenschaften dieser Proben sind in Tabelle 2 dargestellt. [Tabelle 2]
Wenngleich herausgefunden wurde, dass sich die Restflussdichte und die Koerzitivkraft bei 23°C verringerten, wenn der Y Anteil zunahm, wurde eine geringe Verschlechterung der Koerzitivkraft in den Beispielen herausgefunden, in denen die Brennzeit auf 8 Stunden und auf 48 Stunden gelegt war, und das Verhältnis zwischen Y im Kernabschnitt und im Mantelabschnitt geeignet festgelegt wurde. Das heißt, dass die Verschlechterung der Koerzitivkraft im Mantelabschnitt an der Oberfläche der Körner in dem Fall unterbunden wurde, in dem die Zusammensetzung unter Annahme der Rohmaterialzusammensetzung näher bei R1-Fe-B als bei (R1·Y)-Fe-B lag.
Es wurde angenommen, dass der Koerzitivkraftinduktionsmechanismus des R-T-B-basierten gesinterten Magneten der Keimbildungstyp war und dass die Koerzitivkraft durch die Zusammensetzung an der Oberfläche von Körnern gesteuert wurde. Daher kann davon ausgegangen werden, dass bei einer Zusammensetzung, die näher an R1-Fe-B liegt, eine höhere Koerzitivkraft erhalten werden kann als die Koerzitivkraft, die entsprechend der Rohmaterialzusammensetzung angenommen wird.
Wie in Tabelle 1 und Tabelle 2 dargestellt ist, wurde die Restflussdichte unter einer hohen Temperatur verbessert, falls die hinzugefügte Y-Menge erhöht wurde. Dies liegt daran, dass die Änderungen der Temperatureigenschaften von Y₂Fe₁₄B kleiner waren als jene der Temperatureigenschaften von Nd₂Fe₁₄B. Verglichen mit der Probe, zu der Y hinzugefügt wurde, bei Raumtemperatur, konnten selbst darin, wenn die Restflussdichte der Probe, zu der kein Y hinzugefügt wurde, niedrig war, hohe Eigenschaften erhalten werden, wenn die Probe reversibel auf die aktuelle Temperatur gelegt wurde.
Wie in Beispiel 10 und Beispiel 11 dargestellt ist, änderten sich selbst dann, wenn Dy oder Tb als R1 hinzugefügt wurde, verglichen mit der Situation, in der R1 nur Nd ist, die Restflussdichte und die Koerzitivkraft als der hinzugefügte Teil, ebenso wie in der Situation, in der R1 nur Nd war, wurde der R1-Anteil im Mantelabschnitt jedoch größer als der R1-Anteil im Kernabschnitt. Daher zeigte sich eine hohe Restflussdichte bei einer hohen Temperatur.

Claims

R-T-B-basierter gesinterter Magnet, welcher Folgendes aufweist: Hauptphasenkörner mit einem Kernabschnitt und einem den Kern bedeckenden Mantelabschnitt, wobei R Y -Yttrium- und R1 als notwendige Bestandteile aufweist, R1 wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Y ist und T ein oder mehrere Übergangsmetallelemente, die als notwendige Bestandteile Fe oder eine Kombination von Fe und Co aufweisen, im R-T-B-basierten gesinterten Magneten ist, wobei, wenn die Massenkonzentration von R1 und Y im Kernabschnitt αR1 bzw. αY ist und die Massenkonzentration von R1 und Y im Mantelabschnitt βR1 bzw. βY ist, das Verhältnis B/A zwischen dem Massenkonzentrationsverhältnis zwischen R1 und Y im Mantelabschnitt (βR1/βY = B) und dem Massenkonzentrationsverhältnis zwischen R1 und Y im Kernabschnitt (αR1/αY = A) wenigstens 1,1 beträgt.
R-T-B-basierter gesinterter Magnet nach Anspruch 1, wobei B/A wenigstens 1,4 beträgt.
R-T-B-basierter gesinterter Magnet nach Anspruch 1, wobei R1 wenigstens eines von Nd, Pr, Dy, Ho und Tb ist.
Sich drehende Maschine, die den R-T-B-basierten gesinterten Magneten nach Anspruch 1 aufweist.