DE102014118984B4

DE102014118984B4 - Seltenerdbasierter Magnet

Info

Publication number: DE102014118984B4
Application number: DE102014118984.1A
Authority: DE
Inventors: c/o TDK Corporation Fujikawa Yoshinori; Yuki c/o TDK Corporation Nagamine; Wakako c/o TDK Corporation Okawa; c/o TDK Corporation Ishizaka Chikara; c/o TDK Corporation Kato Eiji; c/o TDK Techno Corporation Sato Katsuo
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2013-12-20
Filing date: 2014-12-18
Publication date: 2018-08-30
Anticipated expiration: 2034-12-19
Also published as: JP2015119132A; CN104733146A; CN104733146B; US20150179319A1; JP6142794B2; US10083783B2; DE102014118984A1

Abstract

Seltenerdbasierter Magnet, umfassend R₂T₁₄B-Hauptphasen-Kristallkörner und Kristallgrenzphasen, wobei mindestens eine erste Kristallgrenzphase und eine zweite Kristallgrenzphase enthalten sind, wobei die erste Kristallgrenzphase mindestens R-T-M in den folgenden Bereichen beinhaltet:
R: 20 bis 40 Atom-%
T: 60 bis 75 Atom-%,
M: 1 bis 10 Atom-%, und
die zweite Kristallgrenzphase mindestens R-T-M in den folgenden Bereichen beinhaltet:
R: 50 bis 70 Atom-%,
T: 10 bis 30 Atom-%,
M: 1 bis 20 Atom-%,
wobei R das Seltenerdenmetall-Element darstellt, T mindestens ein Element der Eisenfamilie mit Fe als wesentlichem Element darstellt, und M mindestens ein Element aus der Gruppe bestehend aus Al, Ge, Si, Sn und Ga darstellt,
und wobei der seltenerdbasierte Magnet C, O und N enthält,
die Menge an C 0,05 bis 0,3 Massen-% ist,
die Menge an N 0,15 Massen-% oder weniger ist, und
die Menge an O 0,03 bis 0,4 Massen-% ist.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen seltenerdbasierten Magneten, speziell einen seltenerdbasierten Magneten, bei dem die Mikrostruktur des R-T-B-basierten gesinterten Magneten gesteuert ist.
HINTERGRUND
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet (R stellt ein Seltenerdenmetallelement dar, T stellt mindestens ein Element der Eisenfamilie mit Fe als wesentlichem Element dar, und B stellt Bor dar), der durch den Nd-Fe-B-basierten gesinterten Magneten repräsentiert wird, weist eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte auf. Somit ist er nützlich für die Minimierung und die Effizienzverbesserung der verwendeten Geräte und kann in einem Schwingspulenmotor eines Festplattenlaufwerks verwendet werden. In jüngster Zeit werden solche Magnete auch auf Motoren auf unterschiedlichen Gebieten oder Antriebsmotoren für Hybridfahrzeuge angewendet. Vom Standpunkt der Energieeinsparung und dergleichen ist es wünschenswert, dass auf diesen Gebieten mehr derartige Magnete verwendet werden. Während des Anwendens von R-T-B-basierten gesinterten Magneten in Hybridfahrzeugen oder dergleichen werden die Magnete jedoch einer relativ hohen Temperatur ausgesetzt. In dieser Hinsicht ist es wichtig, die durch Wärme verursachte Entmagnetisierung bei hoher Temperatur zu hemmen. Weiterhin ist wohlbekannt, dass die Entmagnetisierung bei einer hohen Temperatur effektiv gehemmt werden kann, indem die oerzitivfeldstärke (Hcj) des R-T-B-basierten gesinterten Magneten bei Raumtemperatur ausreichend verbessert wird.
Zum Beispiel wird als ein wohlbekanntes Verfahren zum Verbessern der Koerzitivfeldstärke des Nd-Fe-B-basierten gesinterten Magneten bei Raumtemperatur Teil des Nd in der Nd₂Fe₁₄B-Verbindung (die die Hauptphase ist) durch ein oder mehrere schwere Seltenerdenmetallelemente wie etwa Dy oder Tb ersetzt. Die magnetokristalline Anisotropiekonstante kann verbessert werden, indem Teil des Nd durch das oder die schweren Seltenerdenmetallelemente ersetzt wird. Folglich kann die Koerzitivfeldstärke des Nd-Fe-B-basierten gesinterten Magneten bei Raumtemperatur ausreichend verbessert werden. Zusätzlich zu dem Ersatz von einem oder mehreren schweren Seltenerdenmetallelementen wird auch der Zusatz von Cu oder dergleichen die Koerzitivfeldstärke bei Raumtemperatur erhöhen (Patentdokument 1). Der Zusatz von Cu macht die Cu-Form, beispielsweise die flüssige Nd-Cu-Phase in der Kristallgrenze, so, dass die Kristallgrenze glatt wird. Auf diese Weise kann verhindert werden, dass umgekehrte Magnetdomänen entstehen.
Andererseits haben die Patentdokumente 2, 3 und 4 eine Technologie offenbart, dass die Kristallgrenzphase (die die Mikrostruktur des seltenerdbasierten Magneten ist) gesteuert wird, um die Koerzitivfeldstärke zu verbessern. Aus den Zeichnungen dieser Patentdokumente kann bekannt sein, dass sich die Kristallgrenzphasen auf die Kristallgrenzphasen beziehen, die von drei oder mehr Hauptphasenkristallkörnern umgeben sind, und sie werden auch als die Tripelpunkte bezeichnet. In Patentdokument 2 ist eine Technologie zum Ausbilden zweier Arten von Tripelpunkten mit unterschiedlichen Dy-Konzentrationen offenbart worden. Das heißt, es wurde offenbart, dass Kristallgrenzphasen (Tripelpunkte) mit nur Teilbereichen mit einer hohen Konzentration von Dy und der Gesamtkonzentration von Dy unverändert gebildet werden, so dass ein hoher Widerstand bezüglich der Umkehrung der Magnetdomäne aufrechterhalten werden kann. Das Patentdokument 3 hat eine Technologie offenbart, dass drei Arten von Kristallgrenzphasen (Tripelpunkte) (der erste, zweite und dritte) mit verschiedenen Gesamtatomkonzentrationen von Seltenerdenmetallelementen ausgebildet werden, wobei die Atomkonzentration von Seltenerdenmetallelementen in der dritten Kristallgrenzphase niedriger ist als die in zwei anderen Kristallgrenzphasen und die Atomkonzentration von Fe in der dritten Kristallgrenzphase höher ist als die in zwei anderen Kristallgrenzphasen. Auf diese Weise kann eine dritte Kristallgrenzphase mit einer hohen Fe-Konzentration in den Kristallgrenzphasen ausgebildet werden, was zu einer Verbesserung der Koerzitivfeldstärke führt. Außerdem hat Patentdokument 4 einen R-T-B-basierten, gesinterten seltenerdbasierten Magneten offenbart, der durch einen gesinterten Körper gebildet wird, und der gesinterte Körper besteht aus Hauptphasen (die hauptsächlich R₂T₁₄B enthalten) und Kristallgrenzphasen mit mehr R als die Hauptphasen. Die Kristallgrenzphasen enthalten Phasen, bei denen die Gesamtatomkonzentration von Seltenerdenmetallelementen 70 Atomprozent oder mehr beträgt, und Phasen, bei denen die Gesamtatomkonzentration von Seltenerdenmetallelementen 25 bis 35 Atomprozent beträgt. Die Phasen, bei denen die Gesamtatomkonzentration von Seltenerdenmetallelementen 25 bis 35 Atomprozent beträgt, werden als übergangsmetallreiche Phasen bezeichnet, und die Atomkonzentration von Fe in diesen Phasen beträgt bevorzugt 50 bis 70 Atomprozent. In dieser Hinsicht wird die Koerzitivfeldstärke verbessert.
PATENTDOKUMENTE

Patentdokument 1: JP2002-327255
Patentdokument 2: JP2012-15168
Patentdokument 3: JP2012-15169
Patentdokument 4: internationale Veröffentlichungsdruckschrift Nr. 2013/008756

KURZDARSTELLUNG DER ERFINDUNG
Wenn ein R-T-B-basierter gesinterter Magnet bei einer hohen Temperatur wie etwa 100°C bis 200°C verwendet wird, ist der Wert der Koerzitivfeldstärke bei Raumtemperatur einer der effektiven Indizes. Es ist jedoch wichtig, das Auftreten einer Entmagnetisierung zu hemmen oder eine niedrige Entmagnetisierungsrate zu haben, wenn der Magnet tatsächlich einer Umgebung mit hoher Temperatur ausgesetzt wird. Wenn ein Teil von R in der R₂T₁₄B-Verbindung (das heißt der Hauptphase) durch ein schweres Seltenerdenmetallelement wie etwa Tb oder Dy ersetzt wird, wird die Koerzitivfeldstärke bei Raumtemperatur offensichtlich verbessert. Dies ist ein leichter Weg, um die Koerzitivfeldstärke zu verbessern, doch kann die Quelle der schweren Seltenerdenmetallelemente wie etwa Dy und Tb problematisch sein, da die Plätze des Ursprungs und die Ausbeuten begrenzt sind. Mit solchen Austauschvorgängen ist die Abnahme der Restflussdichte beispielsweise aufgrund der antiferromagnetischen Kopplung von Nd und Dy unvermeidbar. Das Hinzufügen von Cu wie oben beschrieben und dergleichen ist ebenfalls effektiv, die Koerzitivfeldstärke zu verbessern. Um die Anwendungsgebiete für die R-T-B-basierten gesinterten Magnete zu erweitern, wird jedoch erwartet, dass die Entmagnetisierung bei einer hohen Temperatur (die Entmagnetisierung, die durch Aussetzen einer Umgebung mit hoher Temperatur bewirkt wird) weiter gehemmt wird.
Zusätzlich zu dem Hinzufügen von Cu ist wohlbekannt, dass es wichtig ist, die Kristallgrenzphasen zu steuern, die die Mikrostruktur sind, falls die Koerzitivfeldstärke der seltenerdbasierten Magnete (d.h. der R-T-B-basierten gesinterten Magnete) verbessert werden soll. In den Kristallgrenzphasen gibt es die sogenannten Zwei-Korn-Grenzphasen, die zwischen zwei benachbarten Hauptphasen-Kristallkörnern und den sogenannten Tripelpunkten, die von drei oder mehr Hauptphasen-Kristallkörnern umgeben sind, gebildet werden. Wie unten erwähnt, wird in dieser Patentschrift der Tripelpunkt im Folgenden einfach als die Kristallgrenzphase bezeichnet.
Es ist jedoch wohlbekannt, dass die Koerzitivfeldstärke bei Raumtemperatur durch die Ersetzung von schweren Seltenerdenmetallelementen wie etwa Dy und Tb stark verbessert wird, sich die magnetokristalline Anisotropiekonstante (der Hauptfaktor für die Koerzitivfeldstärke) aber dramatisch ändert, wenn die Temperatur variiert. Das heißt, wenn die Temperatur in der Umgebung hoch wird, wo die seltenerdbasierten Magnete verwendet werden, nimmt die Koerzitivfeldstärke dramatisch ab. So haben die Erfinder herausgefunden, dass es wichtig ist, die Mikrostruktur wie unten gezeigt zu steuern, um einen seltenerdbasierten Magneten zu erhalten, wobei die Entmagnetisierung bei hoher Temperatur gehemmt ist. Falls die Koerzitivfeldstärke durch Steuern der Mikrostruktur der gesinterten Magnete verbessert werden kann, wird der erhaltene seltenerdbasierte Magnet eine exzellente Temperaturstabilität besitzen.
Wenn die Koerzitivfeldstärke des seltenerdbasierten Magneten verbessert werden soll, ist es wichtig, die magnetische Kopplung unter R₂T₁₄B-Kristallkörnern (die die Hauptphasen sind) zu unterbinden. Falls die größeren Kristallkörner magnetisch isoliert werden können, werden die benachbarten Kristallkörner selbst dann nicht beeinflusst, wenn umgekehrte Magnetdomänen in einigen gewissen Kristallkörnern entstehen. In dieser Hinsicht kann die Koerzitivfeldstärke verbessert werden. In den Patentdokumenten 2, 3 und 4 wird die Koerzitivfeldstärke durch Ausbilden mehrerer Arten von Kristallgrenzphasen (Tripelpunkten) mit unterschiedlicher Beschaffenheit verbessert. Es ist jedoch nicht klar, welche Art von Struktur der Kristallgrenzphasen (Tripelpunkten) zu einer ausreichenden magnetischen Isolierung unter Hauptphasen-Kristallkörnern führen wird. Insbesondere werden in den in den Patentdokumenten 3 und 4 offenbarten Technologien Kristallgrenzphasen mit vielen Fe-Atomen ausgebildet. Mit nur einer derartigen Struktur wird die magnetische Kopplung unter Hauptphasen-Kristallkörnern möglicherweise nicht ausreichend gehemmt.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung glauben, dass es wichtig ist, die Kristallgrenzphasen (Tripelpunkte) während der Entstehung der Zwei-Korn-Grenzphasen mit einem guten Effekt auf das Abschneiden der magnetischen Kopplung zwischen benachbarten Kristallkörnern zu steuern. In dieser Hinsicht wurden Arten herkömmlicher seltenerdbasierter Magnete untersucht. Falls beispielsweise unmagnetische Zwei-Korn-Grenzphasen mit einer relativ hohen Konzentration des Seltenerdenmetallelements R gebildet werden können, indem das Verhältnis von R (das ein Bestandteil des Magneten ist) erhöht wird, kann ein ausreichender Effekt auf das Unterbinden der magnetischen Kopplung erwartet werden. Falls nur das Verhältnis von R (das ein Bestandteil der Legierungsrohmaterialien ist) angehoben wird, wird tatsächlich die Konzentration des Seltenerdenmetallelements R in den Zwei-Korn-Grenzphasen nicht höher und das Verhältnis, das von den Kristallgrenzphasen (Tripelpunkten) mit einer relativ hohen Konzentration des Seltenerdenmetallelements R in Anspruch genommen wird, wird erhöht. Somit wird eine dramatische Verbesserung der Koerzitivfeldstärke nicht damit erzielt, dass stattdessen die Restflussdichte in einem extremen Ausmaß abnimmt. Wenn die Atomkonzentration von Fe in den Kristallgrenzphasen (Tripelpunkten) erhöht wird, ist außerdem die Konzentration des Seltenerdenmetallelements R in den Zwei-Korn-Grenzphasen nicht höher geworden. Somit wird die magnetische Kopplung nicht ausreichend unterbunden und die Kristallgrenzphasen (Tripelpunkte) werden Phasen mit Ferromagnetismus. Diese Phasen werden leicht der Nukleationspunkt für die umgekehrten Magnetdomänen, was die Ursache der verminderten Koerzitivfeldstärke ist. Somit wurde erkannt, dass der Grad des Unterbindens der magnetischen Kopplung zwischen benachbarten Kristallkörnern in herkömmlichen seltenerdbasierten Magneten mit Tripelpunkten nicht genug ist.
Angesichts der oben erwähnten Probleme trachtet die vorliegende Erfindung danach, die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur in dem R-T-B-basierten gesinterten Magneten (d.h. dem seltenerdbasierten Magneten) signifikant zu hemmen.
Um die Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur signifikant zu hemmen, haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung die Struktur der Hauptphasen-Kristallkörner und Tripelpunkte im gesinterten Körper der seltenerdbasierten Magnete untersucht, wobei die Tripelpunkte Zwei-Korn-Grenzphasen bilden können, die die magnetische Kopplung zwischen benachbarten Hauptphasen-Kristallkörnern unterbinden. Als Ergebnis hiervon wurde die folgende Erfindung abgeschlossen.
Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Erfindung ist ein gesinterter Magnet, der R₂T₁₄B-Kristallkörner (die die Hauptphasen sind), Zwei-Korn-Grenzphasen zwischen zwei R₂T₁₄B-Kristallkörnern und Tripelpunkte enthält. Wenn die Mikrostruktur des gesinterten Körpers bei einem beliebigen Schnitt beobachtet wird, wird die von drei oder mehr Hauptphasen-Kristallkörnern umgebene Phase als die Kristallgrenzphase bezeichnet. Auch wird die Kristallgrenzphase, die mindestens R-T-M enthält, wobei die relativen Atomverhältnisse von R, T und M jeweils 20 bis 40%, 60 bis 75% bzw. 1 bis 10% betragen, als die erste Kristallgrenzphase bezeichnet, und die Kristallgrenzphase, die mindestens R-T-M enthält, wobei die relativen Atomverhältnisse von R, T, und M jeweils 50 bis 70%, 10 bis 30% bzw. 1 bis 20% betragen, als die zweite Kristallgrenzphase bezeichnet. Der gesinterte Körper enthält mindestens diese zwei Arten von Kristallgrenzphasen. Mit einer derartigen Zusammensetzung wird der Absolutwert der Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur auf einen Wert von 4% oder weniger gehemmt. M repräsentiert mindestens eines ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Ge, Si, Sn und Ga.
Besonders bevorzugt beträgt das Verhältnis der Fläche der ersten Kristallgrenzphase zur Fläche der zweiten Kristallgrenzphase an den Schnitten 0,5 oder mehr. Bei einem solchen Verhältnis kann der Absolutwert der Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur auf ein Niveau von 3% oder weniger gehemmt werden.
Bei dem seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Erfindung werden durch Ausbildung derartiger Kristallgrenzphasen die erste und zweite Kristallgrenzphase nicht zu ferromagnetischen Verbindungen, auch wenn T darin enthalten ist. Währenddessen wird das T-Atom, wie etwa das Fe-Atom, das in den herkömmlichen R-Cu-Zwei-Korn-Grenzphasen ungleichmäßig verteilt ist, in Form der ersten und zweiten Kristallgrenzphase verbraucht. In dieser Hinsicht kann die Konzentration des/der Elements/Elemente aus der Eisenfamilie extrem abgesenkt werden, wobei die Zwei-Korn-Grenzphase zu einer nicht-ferromagnetischen Phase wird. Wenn die nicht-ferromagentische Phasenausbildung der ersten und zweiten Kristallgrenzphasen (Tripelpunkte) mit der Konzentrationsabnahme der Elemente aus der Eisenfamilie in den Zwei-Korn-Grenzphasen kombiniert wird, isolieren dadurch die Kristallgrenzphasen die benachbarten Hauptphasen-Kristallkörner magnetisch, und die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur kann gehemmt werden.
Des Weiteren ist aus dem Vergleich zwischen der zweiten Kristallgrenzphase und der ersten Kristallgrenzphase zu erkennen, dass die zweite Kristallgrenzphase weniger T-Atome, wie Fe-Atome, als die erste Kristallgrenzphase aufnimmt und verbraucht, da sie eine niedrigere Konzentration von T als die erste Kristallgrenzphase aufweist. Somit kann die Konzentration von T in den Zwei-Korn-Grenzphasen durch richtiges Ausbilden der ersten Kristallgrenzphasen, die mehr T-Atome aufnehmen und verbrauchen, wirksam abgesenkt werden.
Was den seltenerdbasierten Magnet der vorliegenden Erfindung betrifft, ist M im gesinterten Körper enthalten. Die ersten Kristallgrenzphasen und die zweiten Kristallgrenzphasen, die R-T-M enthalten, können in dem gesinterten Körper ausgebildet werden, indem das Seltenerdenmetallelement R und das Element T aus der Eisenfamilie (die die Bestandteile der Hauptphasen-Kristallkörner sind) und das Element M (das den ternären eutektischen Punkt mit R und T bildet) zugesetzt werden. Infolgedessen kann die Konzentration von T in den Zwei-Korn-Grenzphasen abgesenkt werden. Der Zusatz von M unterstützt das Entstehen der R-T-M-haltigen Kristallgrenzphase, und das in den Zwei-Korn-Grenzphasen vorliegende Element T wird während des Entstehens der Kristallgrenzphase verbraucht, was der Grund dafür sein kann, weshalb die Konzentration von T in den Zwei-Korn-Grenzphasen abnimmt. Zudem werden die Kristallgrenzphasen, die R-T-M enthalten, als Verbindungen betrachtet, und diese Kristallgrenzphasen werden nicht-ferromagnetische Kristallgrenzphasen, obwohl Fe enthalten ist. Nach der elektronenmikroskopischen und elektronenholographischen Analyse der Kristallgrenzphasen, die aus R-T-M-basierten Verbindungen bestehen, kann bekannt sein, dass die Kristallgrenzphasen nicht-ferromagnetische Phasen werden, von denen angenommen wird, dass sie antiferromagnetisch oder ferrimagnetisch mit einem recht niedrigen Magnetisierungswert sind, wenngleich Fe darin enthalten ist. Da das Element T aus der Eisenfamilie als ein Bestandteil der Verbindung enthalten ist, werden nicht-ferromagnetische Kristallgrenzphasen selbst dann ausgebildet, wenn die Elemente der Eisenfamilie wie etwa Fe und Co enthalten sind, und es wird angenommen, dass somit die Nukleation der umgekehrten Magnetdomänen verhindert werden kann.
Als das Element M, das die Reaktion zusammen mit R und T fördert (wobei die beiden Elemente die oben erwähnten Hauptphasen-Kristallkörner darstellen), können Al, Ga, Si, Ge, Sn und dergleichen verwendet werden.
Gemäß der vorliegenden Erfindung können ein seltenerdbasierter Magnet mit einer kleinen Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur sowie ein seltenerdbasierter Magnet, der sich auf Motoren anwenden lässt, die in Umgebungen mit hoher Temperatur verwendet werden, bereitgestellt werden.
Figurenliste

1 ist eine Elektronenmikroskopie-Aufnahme, die die Kristallgrenzphasen des seltenerdbasierten Magneten von Beispiel 4 gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt.
2 ist eine Elektronenmikroskopie-Aufnahme, die die Kristallgrenzphasen des seltenerdbasierten Magneten von Vergleichsbeispiel 2 der vorliegenden Ausführungsform zeigt.
3 ist eine graphische Darstellung, die die Zwei-Korn-Grenzphase des seltenerdbasierten Magneten in Vergleichsbeispiel 2 der vorliegenden Ausführungsform zeigt.
4 ist eine graphische Darstellung, die die Zwei-Korn-Grenzphase des seltenerdbasierten Magneten gemäß der vorliegenden Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt.

AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG DER AUSFÜHRUNGSFORMEN
Nachfolgend werden die bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung unter Bezugnahme auf die Zeichnungen beschrieben. Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Erfindung ist ein gesinterter Magnet, der Hauptphasen-Kristallkörner aus R₂T₁₄B Zwei-Korn-Genzphasen und Kristallgrenzphasen (Tripelpunkte) umfasst, wobei R ein oder mehrere Seltenerdenmetallelemente enthält, T ein oder mehrere Elemente der Eisenfamilie mit Fe als wesentliches Element enthält und B Bor repräsentiert. Außerdem sind verschiedene wohlbekannte additive Elemente zugesetzt und unvermeidliche Verunreinigungen enthalten.
1 ist eine Elektronenmikroskopie-Aufnahme, die die Struktur bei einem Schnitt des seltenerdbasierten Magneten in einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt. Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Ausführungsform umfasst die Hauptphasen-Kristallkörner 1 (die hauptsächlich aus R₂T₁₄B bestehen), die zwischen zwei benachbarten Hauptphasen-Kristallkörnern 1 ausgebildeten Zwei-Korn-Grenzphasen 2 und die von drei oder mehr Hauptphasen-Kristallkörnern umgebenen Kristallgrenzphasen 3. Wenn die Kristallgrenzphasen, die mindestens R-T-M enthalten, wobei die relativen Atomverhältnisse von R, T und M jeweils 20 bis 40%, 60 bis 75% bzw. 1 bis 10% betragen, als erste Kristallgrenzphasen bezeichnet werden, und die Kristallgrenzphasen, die mindestens R-T-M enthalten, wobei die relativen Atomverhältnisse von R, T, und M jeweils 50 bis 70%, 10 bis 30% bzw. 1 bis 20% betragen, als zweite Kristallgrenzphasen bezeichnet werden, enthält der seltenerdbasierte Magnet mindestens diese zwei Arten von Kristallgrenzphasen.
Bei den Hauptphasen-Kristallkörnern aus R₂T₁₄B, die den seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform darstellen, kann es sich bei dem Seltenerdenmetallelement R um ein beliebiges des leichten Seltenerdenmetallelements, des schweren Seltenerdenmetallelements oder ihre Kombination handeln. In Anbetracht der Kosten der Materialien wird Nd oder Pr oder ihre Kombination bevorzugt. Die anderen Elemente sind wie oben erwähnt. Der bevorzugte Bereich für die Kombination aus Nd und Pr wird unten beschrieben.
Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Ausführungsform kann eine Spur additiver Elemente enthalten. Als das additive Element können wohlbekannte additive Elemente verwendet werden. Die additiven Elemente sind bevorzugt jene mit einer eutektischen Zusammensetzung mit R, wobei R der Bestandteil der Hauptphasen-Kristallkörner aus R₂T₁₄B ist. Somit wird bevorzugt, dass das additive Element Cu ist. Es können jedoch auch andere Elemente verwendet werden. Der entsprechende Bereich für das zuzusetzende Cu wird unten beschrieben.
Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Ausführungsform kann weiterhin Al, Ga, Si, Ge, Sn und dergleichen als das Element M enthalten, das die Reaktion in den pulvermetallurgischen Prozessen der Hauptphasen-Kristallkörner fördert. Die entsprechende zuzusetzende Menge an M wird unten beschrieben. Mit dem Zusatz von M in dem seltenerdbasierten Magnet laufen Reaktionen in der Oberflächenschicht der Hauptphasen-Kristallkörner ab. Somit werden die Verzerrungen und Defekte eliminiert, während das Entstehen der R-T-M enthaltenden Kristallgrenzphasen über die Reaktion zwischen dem in den Zwei-Korn-Grenzphasen existierenden Element T und dem Element M gefördert wird. Infolgedessen wird die Konzentration von T in den Zwei-Korn-Grenzphasen herabgesetzt.
Beim seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform ist die Menge jedes Elements relativ zu der Gesamtmasse wie folgt:

R: 29,5 bis 33 Massenprozent;
B: 0,7 bis 0,95 Massenprozent;
M: 0,03 bis 1,5 Massenprozent;
Cu: 0,01 bis 1,5 Massenprozent und
Fe: Rest, im Wesentlichen.

Der Gesamtgehalt an Elementen außer Fe, die den Rest ausmachen: 5 Massenprozent oder weniger.
Das in dem seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform enthaltene R wird spezifischer beschrieben. R muss entweder Nd oder Pr enthalten. Was das Verhältnis von Nd und Pr in R betrifft, kann die Summe aus Nd und Pr 80 bis 100 Atomprozent oder 95 bis 100 Atomprozent ausmachen. Falls das Verhältnis innerhalb eines derartigen Bereichs liegt, können weiterhin eine gute Restflussdichte und Koerzitivfeldstärke erhalten werden. Außerdem kann in dem seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform das schwere Seltenerdelement wie etwa Dy, Tb oder dergleichen als R enthalten sein. In diesem Fall macht hinsichtlich der Menge des enthaltenen schweren Seltenerdelements auf der Basis der Gesamtmasse des seltenerdbasierten Magneten die Summe der schweren Seltenerdelemente 1,0 Massenprozent oder weniger und bevorzugt 0,5 Massenprozent oder weniger und besonders bevorzugt 0,1 Massenprozent oder weniger aus. Selbst falls in dem seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform die Menge der schweren Seltenerdelemente herabgesetzt ist, kann dennoch eine hohe Koerzitivfeldstärke erhalten werden und die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur kann immer noch gehemmt werden, indem die Menge und das Atomverhältnis anderer Elemente so abgestimmt werden, dass sie gewisse Anforderungen erfüllen.
Beim seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform beträgt die Menge von B 0,7 bis 0,95 Massenprozent. Die Reaktion an der Oberfläche der Hauptphasen-Kristallkörner wird leicht während des pulvermetallurgischen Prozesses in Kombination mit den additiven Elementen auftreten, obwohl die Menge von B kleiner ist als das stöchiometrische Verhältnis der Basiskomponente R₂T₁₄B.
Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Ausführungsform enthält weiterhin eine Spur additiver Elemente. Als die additiven Elemente können wohlbekannte additive Elemente verwendet werden. Bei dem additiven Element handelt es sich bevorzugt um jene mit einem eutektischen Punkt mit dem Element R (das der Bestandteil der Hauptphasen-Kristallkörner aus R₂T₁₄B ist) im Phasendiagramm. In dieser Hinsicht wird Cu oder dergleichen als das additive Element bevorzugt. Es können auch andere Elemente verwendet werden. Die Menge an zugesetztem Cu beträgt 0,01 bis 1,5 Massenprozent auf der Basis des Ganzen. Falls die zugesetzte Menge innerhalb dieses Bereichs ist, wird sich Cu nur in den Zwei-Korn-Grenzphasen und den Kristallgrenzphasen (d.h. den Tripelpunkten) fast ungleichmäßig verteilen. Andererseits wird, was das Element T (das der Bestandteil der Hauptphasen-Kristallkörner ist) und Cu betrifft, eine derartige Kombination kaum einen eutektischen Punkt besitzen, da das Phasendiagramm beispielsweise von Fe und Cu monotektisch ist. Deshalb wird das Element M bevorzugt zugesetzt, das einen eutektischen Punkt in dem ternären R-T-M-System besitzt. Als solch ein Element M kann es Al, Ga, Si, Ge, Sn oder dergleichen sein. Außerdem beträgt die Menge an M 0,03 bis 1,5 Massenprozent. Durch Einstellen der Menge von M innerhalb dieses Bereichs wird die Reaktion an der Oberfläche der Hauptphasen-Kristallkörner in den pulvermetallurgischen Prozessen gefördert. Das heißt, M reagiert mit dem in den Zwei-Korn-Grenzphasen existierenden T, so dass das Entstehen der R-T-M enthaltenden Kristallgrenzphasen gefördert werden kann und die Konzentration des Elements T in den Zwei-Korn-Grenzphasen herabgesetzt wird.
In dem seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform besitzt das Element T in der Basiskomponente von R₂T₁₄B Fe als wesentliches Element und kann auch andere Elemente der Eisenfamilie enthalten. Co wird als das Element der Eisenfamilie bevorzugt. In diesem Fall liegt die Menge an Co bevorzugt im Bereich von einem Wert über 0 Massenprozent bis zu einem Wert, der unter 3,0 Massenprozent liegt. Falls Co im seltenerdbasierten Magneten enthalten ist, wird die Curie-Temperatur erhöht werden und auch die Korrosionsbeständigkeit wird verbessert sein. Die Menge an Co kann ebenfalls 0,3 bis 2,5 Massenprozent betragen.
Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Erfindung enthält C als zusätzliches Element, und die Menge an C beträgt 0,05 bis 0,3 Massenprozent. Falls weniger C enthalten ist, wird die Koerzitivfeldstärke ungenügend werden. Falls mehr C enthalten ist, wird das Verhältnis aus dem Wert des Magnetfelds (Hk) zur Koerzitivfeldstärke, d.h. das Rechteckigkeitsverhältnis (Hk/Koerzitivfeldstärke) unzureichend, wenn das Magnetfeld (Hk) das Feld ist, wenn die Magnetisierung 90% der Restflussdichte wird. Um eine bessere Koerzitivfeldstärke und ein besseres Rechteckigkeitsverhältnis zu erhalten, kann die Menge an C auch 0,1 bis 0,25 Massenprozent betragen.
Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Erfindung enthält auch O als zusätzliches Element, mit 0,03 bis 0,4 Massenprozent von O. Falls weniger O enthalten ist, wird die Korrosionsbeständigkeit des gesinterten Magneten nicht ausreichend sein. Falls mehr O enthalten ist, wird die flüssige Phase in dem gesinterten Magnet nicht ausreichend ausgebildet werden und die Koerzitivfeldstärke wird abnehmen. Um eine bessere Korrosionsbeständigkeit und Koerzitivfeldstärke zu erhalten, kann die Menge an O 0,05 bis 0,3 Massenprozent oder 0,05 bis 0,25 Massenprozent betragen.
Weiterhin beträgt in dem gesinterten Magneten der vorliegenden Erfindung die Menge an N 0,15 Massenprozent oder weniger. Falls mehr N enthalten ist, ist die Koerzitivfeldstärke im Allgemeinen unzureichend.
Wenn in dem gesinterten Magneten der vorliegenden Ausführungsform die Menge jedes Elements in die oben erwähnten Bereiche fällt und die Anzahlen von C-, O- und N-Atomen jeweils als [C], [O] und [N] bezeichnet werden, beträgt bevorzugt [O]/([C]+[N])<0,60. Mit einer derartigen Zusammensetzung kann der Absolutwert der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur auf einen niedrigen Wert gehemmt werden.
Außerdem genügen in dem gesinterten Magneten der vorliegenden Erfindung die Anzahlen an Nd-, Pr-, B-, C- und M-Atomen den folgenden Korrelationen. Wenn mit anderen Worten die Anzahlen von Nd-, Pr-, B-, C- und M-Atomen jeweils als [Nd], [Pr], [B], [C] und [M] bezeichnet werden, ist bevorzugt, dass 0,27<[B]/([Nd]+[Pr])<0,40 und 0,07<([M]+[C])/[B]<0,60 ist. Mit einer derartigen Zusammensetzung kann eine hohe Koerzitivfeldstärke aufrechterhalten werden.
Im Folgenden wird ein Beispiel des Verfahrens zum Herstellen des seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform beschrieben. Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Ausführungsform kann durch ein übliches pulvermetallurgisches Verfahren hergestellt werden, das einen Herstellungsprozess zum Herstellen der Legierungsrohmaterialien, einen Pulverisierungsprozess, in dem feine Pulver durch Pulverisieren von Legierungsrohmaterialien erhalten werden, einen Formprozess, in dem die feinen Pulver geformt werden, um einen Formkörper herzustellen, einen Sinterprozess, in dem der Formkörper gebrannt wird, um einen gesinterten Körper zu erhalten, und einen Wärmebehandlungsprozess, in dem der gesinterte Körper einer Alterungsbehandlung unterzogen wird, umfasst.
Beim Herstellungsprozess handelt es sich um einen Prozess, bei dem Legierungsrohmaterialien mit in dem seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform enthaltenen Elementen hergestellt werden. Zuerst werden Ausgangsmetalle mit spezifizierten Elementen für das Bandgießverfahren und dergleichen hergestellt. Auf diese Weise werden die Legierungsrohmaterialien hergestellt. Die Ausgangsmetalle können beispielsweise das Seltenerdenmetall oder die Seltenerdenmetall-Legierung, das reine Eisen, das Ferrobor oder die Legierungen davon sein. Diese Ausgangsmetalle werden zum Herstellen von Legierungsrohmaterialien verwendet, aus denen seltenerdbasierte Magnete mit einer gewünschten Zusammensetzung erhalten werden können.
Im Pulverisierungsprozess werden feinpulverige Rohmaterialien durch Pulverisieren der aus dem Herstellungsprozess erhaltenen Legierungsrohmaterialien erhalten. Dieser Prozess wird bevorzugt in zwei Stufen durchgeführt, das heißt dem Grobpulverisierungsprozess und dem Feinpulverisierungsprozess. Außerdem kann dieser Prozess in einer Stufe erfolgen. In dem Grobpulverisierungsprozess beispielsweise können die Stampfmühle, der Backenbrecher, die Braun-Mühle und dergleichen unter einer inerten Atmosphäre verwendet werden. Außerdem kann die Wasserstoffdekrepitation durchgeführt werden, bei der die Pulverisierung durchgeführt wird, nachdem der Wasserstoff adsorbiert worden ist. Im Grobpulverisierungsprozess werden die Legierungsrohmaterialien pulverisiert, bis eine Partikelgröße von mehreren hunderten Mikrometern bis mehreren Millimetern erreicht ist.
Im Feinpulverisierungsprozess werden die im Grobpulverisierungsprozess erhaltenen groben Pulver fein pulverisiert, um feine Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von etwa mehreren Mikrometern herzustellen. Die mittlere Partikelgröße der feinen Pulver kann in Abhängigkeit von dem Wachstum der gesinterten Kristallkörner eingestellt werden. Die Feinpulverisierung kann beispielsweise unter Verwendung einer Strahlmühle durchgeführt werden.
Beim Formprozess handelt es sich um einen Prozess, bei dem die feinpulvrigen Rohmaterialien in einem Magnetfeld geformt werden, um einen Formkörper herzustellen. Insbesondere wird, nachdem die feinpulvrigen Rohmaterialien in eine in einem Elektromagneten angeordnete Form gefüllt werden, das Formen durchgeführt, indem die Kristallachse der feinpulvrigen Rohmaterialien durch Anlegen eines Magnetfelds über den Elektromagneten orientiert wird, während die feinpulvrigen Rohmaterialien mit Druck beaufschlagt sind. Der Formprozess im Magnetfeld kann in einem Magnetfeld von beispielsweise 1000 bis 1600 kA/m unter einem Druck von etwa 30 bis 300 MPa durchgeführt werden.
Beim Sinterprozess handelt es sich um einen Prozess, bei dem der Formkörper gebrannt wird, um einen gesinterten Körper zu erhalten. Nach dem Formen in einem Magnetfeld kann der Formkörper unter Vakuum oder einer inerten Atmosphäre gebrannt werden, um einen gesinterten Körper zu erhalten. Bevorzugt werden die Brennbedingungen auf der Basis der Zusammensetzung des Formkörpers, des Pulverisierungsverfahrens zum Erhalten der feinen Pulver, der Korngröße oder dergleichen passend eingestellt. Beispielsweise kann dieser Prozess bei einer Temperatur von 1000°C bis 1100°C für etwa 1 bis 10 Stunden durchgeführt werden.
Beim Wärmebehandlungsprozess wird der gesinterte Körper einer Alterungsbehandlung unterzogen. Nach diesem Prozess wird die Struktur der Kristallgrenzphasen unter benachbarten Hauptphasen-Kristallkörnern von R₂T₁₄B bestimmt. Die Mikrostrukturen werden jedoch nicht nur durch diesen Prozess bestimmt, sondern auch die Bedingungen des Sinterprozesses sowie den Zustand der feinen Pulver. Somit sollte die Korrelation zwischen den Bedingungen der Wärmebehandlung und der Mikrostruktur der gesinterten Körper betrachtet werden, während die Temperatur, Dauer und die Abkühlungsrate in der Wärmebehandlung eingestellt werden sollten. Die Wärmebehandlung kann bei einer Temperatur von 400°C bis 900°C durchgeführt werden. Alternativ kann dieser Prozess in mehreren Stufen durchgeführt werden. Beispielsweise wird eine Wärmebehandlung von etwa 850°C durchgeführt, gefolgt von einer Wärmebehandlung bei etwa 550°C. Die Mikrostruktur kann auch durch die Abkühlungsrate des Kühlprozesses in der Wärmebehandlung geändert werden, und die Abkühlungsrate beträgt bevorzugt 100°C/min oder mehr und insbesondere bevorzugt 300°C/min oder mehr. Gemäß dem Alterungsprozess der vorliegenden Ausführungsform kann, da die Abkühlungsrate größer ist als die in herkömmlichen Prozessen, die ungleichmäßige Verteilung von Phasen mit Ferromagnetismus in den Kristallgrenzphasen effektiv gehemmt werden. Somit können die Ursachen, die zu der herabgesetzten Koerzitivfeldstärke und Verschlechterung der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur führen, eliminiert werden. Die Struktur der Kristallgrenzphase kann durch unterschiedliches Einstellen der Zusammensetzung der Legierungsrohmaterialien und der Bedingungen für den Sinterprozess und die Wärmebehandlung gesteuert werden. Hier wurde ein Beispiel für den Wärmebehandlungsprozess als ein Verfahren zum Steuern der Struktur der Kristallgrenzphasen beschrieben. Die Struktur der Kristallgrenzphase kann jedoch auch gemäß den in Tabelle 1 und Tabelle 2 aufgeführten Bestandteilen gesteuert werden.
Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Ausführungsform kann durch das oben erwähnte Verfahren erhalten werden. Das Herstellungsverfahren der seltenerdbasierten Magnete ist jedoch nicht darauf beschränkt und kann entsprechend geändert werden.
Als nächstes wird die Auswertung der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur für den seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform beschrieben. Die Gestalt der auszuwertenden Probe ist nicht besonders beschränkt, und es kann sich um eine Probe mit einem üblicherweise verwendeten Permeanzkoeffizienten von 2 handeln. Zuerst wird der Restmagnetfluss der Probe bei Raumtemperatur (25°C) gemessen und als B0 gesetzt. Der Restmagnetfluss kann beispielsweise durch ein Fluxmeter gemessen werden. Dann wird die Probe 2 Stunden lang einer hohen Temperatur von 140°C ausgesetzt und dann auf Raumtemperatur zurück abgekühlt. Nachdem die Temperatur der Probe wieder auf Raumtemperatur ist, wird der Restmagnetfluss wieder gemessen und als B1 gesetzt. Die Entmagnetisierungsrate D bei hoher Temperatur wird als D=(B1-B0)B0×100(%) ausgewertet.
Die Mikrostruktur des seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform (d.h. die Zusammensetzung und die Flächenverhältnisse verschiedener Kristallgrenzphasen) können über EPMA (Wavelength Dispersive Typed Energy Spectroscopy) ausgewertet werden. An dem polierten Schnitt der Probe, dessen Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur ausgewertet worden ist, wird eine Beobachtung vorgenommen. Es werden Fotos für die Probe mit einer Vergrößerung aufgenommen, so dass etwa 200 Hauptphasenkörner an dem polierten Schnitt zu sehen sind. Außerdem kann die Vergrößerung auf der Basis der Größe oder des Verteilungszustands jeder Kristallgrenzphase bestimmt werden. Der polierte Schnitt kann parallel zur Orientierungsachse oder orthogonal zur Orientierungsachse verlaufen oder kann einen beliebigen Grad mit der Orientierungsachse bilden. Der Schnitt wird einer Ebenenanalyse über EPMA unterzogen. Somit werden der Verteilungszustand jedes Elements sowie die Verteilungszustände der Hauptphasen und jeder Kristallgrenzphase klar. Außerdem wird jede im Sichtfeld der Ebenenanalyse enthaltene Kristallgrenzphase der Punktanalyse über EPMA unterzogen. Die Zusammensetzung wird quantitativ bestimmt, und es werden die Flächen für die ersten Kristallgrenzphasen und die Flächen für die zweiten Kristallgrenzphasen spezifiziert. Auf der Basis der über EPMA erhaltenen Resultate der Ebenenanalyse und der Punktanalyse werden die Flächenverhältnisse der ersten Kristallgrenzphasen und der zweiten Kristallgrenzphasen im Sichtfeld berechnet. Mit anderen Worten bezieht sich dabei das Flächenverhältnis auf das Flächenverhältnis entweder der ersten oder zweiten Kristallgrenzphasen auf die Fläche des Sichtfelds. Eine Reihe von Maßnahmen ist an mehreren (>3) Schnitten der Magnetprobe vorgesehen, und die Flächenverhältnisse der ersten Kristallgrenzphasen und zweiten Kristallgrenzphasen zum gesamten analysierten Sichtfeld werden als repräsentativer Wert für jede Phase berechnet. Zudem wird der Mittelwert der Zusammensetzung der ersten Kristallgrenzphasen als repräsentativer Wert für die ersten Kristallgrenzphasen in dieser Probe erhalten. Auf ähnliche Weise wird der Mittelwert der Zusammensetzung der zweiten Kristallgrenzphasen als repräsentativer Wert für die zweiten Kristallgrenzphasen in dieser Probe erhalten.
Nachfolgend wird die vorliegende Erfindung auf der Basis spezifischer Beispiele spezifischer beschrieben. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht auf diese Beispiele beschränkt.
BEISPIELE
Zuerst wurden die Ausgangsmetalle für den gesinterten Magneten hergestellt und dann dem Bandgießverfahren unterzogen. Auf diese Weise wurde jedes der Legierungsrohmaterialien hergestellt, wobei die Zusammensetzungen für die gesinterten Magnete der in Tabellen 1 und 2 gezeigten Beispiele 1 bis 31 und Vergleichsbeispiele 1 bis 3 aus diesen Legierungsrohmaterialiem erhalten werden können. Außerdem wurden bezüglich der Menge jedes in Tabelle 1 gezeigten Elements die Mengen an T, R, Cu und M durch Röntgenfluoreszenzspektrometrie gemessen, und die von B wurde durch ICP-Atomemissionsspektroskopie gemessen. Weiterhin kann die Menge von O durch ein nicht-dispersives Trägergasheißextraktions-Infrarotabsorptionsverfahren gemessen werden, und die von C kann durch ein Infrarotabsorptionsverfahren nach Verbrennung im Sauerstoffstrom gemessen werden. Was N betrifft, kann die Menge durch das Trägerheißgas-Wärmeleitfähigkeitsverfahren gemessen werden. Außerdem wurde bezüglich [O]/([C]+[N]), [B]/([Nd]+[Pr]) und ([M]+[C])/[B] die Anzahl an Atomen jedes Elements auf der Basis der über diese Verfahren erhaltenen Menge bestimmt.
Nachdem der Wasserstoff an die erhaltenen Legierungsrohmaterialien adsorbiert wurde, wurde der Wasserstoffdekrepitationsprozess 1 Stunde lang unter Freisetzung von Wasserstoff bei 600°C unter einer Ar-Atmosphäre durchgeführt. Dann wurden die resultierenden pulverisierten Substanzen unter Ar-Atmosphäre auf Raumtemperatur abgekühlt.
Ölsäureamide als das Pulverisierungsmittel wurden den pulverisierten Substanzen zugesetzt und dann gemischt. Danach wurde eine Strahlmühle verwendet, um die Feinpulverisierung durchzuführen, so dass pulverförmige Rohmaterialien mit einer mittleren Partikelgröße von 3µm bis 4 µm erhalten wurden.
Die resultierenden pulverförmigen Rohmaterialien wurden unter einer sauerstoffarmen Atmosphäre bei einem Magnetfeld für eine Orientierung von 1200 kA/m mit einem Formdruck von 120 MPa geformt. Dementsprechend wurde ein Formkörper erhalten.
Der Formkörper wurde 2 bis 4 Stunden lang unter Vakuum bei 1030 bis 1050°C gebrannt. Dann wurde der Formkörper schnell abgekühlt, um einen gesinterten Körper zu erhalten. Der erhaltene gesinterte Körper wurde einer Wärmebehandlung mit 2 Stufen unterzogen. Die erste Stufe (die Wärmebehandlung bei 900°C) (Alterung 1) wurde 1 Stunde lang durchgeführt. Bezüglich der Wärmebehandlung der zweiten Stufe (Alterung 2) wurden die Temperatur, die Dauer und die Abkühlungsrate geändert, um mehrere Proben mit unterschiedlichen Wachstumszuständen der Kristallgrenzphasen herzustellen. Weiterhin würden sich, wie oben erwähnt, die Wachstumszustände der Kristallgrenzphasen je nach der Zusammensetzung der Legierungsrohmaterialien und den Bedingungen des Brennprozesses ändern.
Für die oben erhaltenen Proben wurde ein B-H-Tracer verwendet, um die Restflussdichte und die Koerzitivfeldstärke zu messen. Dann wurde die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur gemessen. Für jede Probe in den Beispielen und den Vergleichsbeispielen, deren magnetische Eigenschaften gemessen worden waren, wurden die polierten Schnitte über EPMA untersucht, um die Kristallgrenzphasen zu identifizieren und die Zusammensetzung und das Flächenverhältnis jeder Kristallgrenzphase an dem polierten Schnitt auszuwerten. Zuerst wurden die magnetischen Eigenschaften jeder Probe, der Umstand, ob die ersten und zweiten Kristallgrenzphasen generiert worden waren, und der repräsentative Wert der Zusammensetzung in Tabelle 1 zusammengefasst. Auf der Basis der Zusammensetzung und Flächenverhältnisse (in Tabelle 2 gezeigt), wurde in der Tabelle 1 diejenige Probe, in welcher die ersten Kristallgrenzphasen und die zweiten Kristallgrenzphasen beobachtet werden können, durch das Symbol ,◯‘ dargestellt, und andere Proben wurden mit dem Symbol ,×‘ dargestellt. Wenn das Flächenverhältnis weniger als 0,1% beträgt, ist die Phase nicht wirklich sichtbar. Die Probe würde demnach in die ,×‘-Gruppe fallen. Neben den magnetischen Eigenschaften zeigte die Tabelle 2 auch den repräsentativen Wert des Flächenverhältnisses für die ersten Kristallgrenzphasen und den repräsentativen Wert des Flächenverhältnisses für die zweiten Kristallgrenzphasen.
Wenn die Anzahlen der in dem gesinterten Körper enthaltenen C-, O-, N-, Nd-, Pr-, Bund M-Atome jeweils als [C], [O], [N], [Nd], [Pr], [B] und [M] bezeichnet wurden, wurden die Werte von [O]/([C]+[N]), [B]/([Nd]+[Pr]) und ([M]+[C])/[B] für jede Probe berechnet und in Tabelle 3 aufgeführt.
Aus Tabelle 1 kann erkannt werden, dass die Absolutwerte von Entmagnetisierungsraten bei hoher Temperatur in Proben der Beispiele 1 bis 18 unter 4% lagen. Mit anderen Worten wurden die Absolutwerte der Entmagnetisierungsraten bei hoher Temperatur auf einen niedrigen Wert gehemmt, weshalb aus diesen Proben seltenerdbasierte Magnete wurden, die in Umgebungen mit hoher Temperatur verwendet werden können. In den Vergleichsbeispielen 1 bis 3 betrug der Absolutwert der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur 4% oder mehr, was auf keine Hemmwirkung auf die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur hindeutet. Was die bei beliebigen Schnitten der Proben 1 bis 31 beobachtete R-T-M-basierte Verbindung betrifft, wurde der Wert der Sättigungsmagnetisierung der R-T-M basierten Verbindung als 5% oder weniger von dem der Nd₂Fe₁₄B-Verbindung nach der Analyse der Magnetflussverteilung auf der Basis der Elektronenholografie bestimmt, was nahelegt, dass die R-T-M-basierte Verbindung keine Phase war, die Ferromagnetismus aufwies. Somit kann bekannt sein, dass der hemmende Effekt auf die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur erreicht wurde, indem sowohl die ersten Kristallgrenzphasen als auch die zweiten Kristallgrenzphasen in Beispielen 1 bis 31 aufgenommen wurden.

Zudem kann aus Tabelle 2 erkannt werden, dass der Absolutwert der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur 3% oder weniger betrug, wenn das Verhältnis der Fläche der ersten Kristallgrenzphasen zur Fläche der zweiten Kristallgrenzphasen 0,5 oder mehr betrug. Die Proben mit einem solchen Verhältnis wären somit mehr bevorzugt. Genau gesagt betrug bei den Beispielen 1 bis 18 das Verhältnis der Fläche der ersten Kristallgrenzphasen zur Fläche der zweiten Kristallgrenzphasen 0,5 oder mehr.

[Tabelle 3]

Proben-Nr.	Atomverhältnis
Proben-Nr.	[B]/([Nd]+[Pr])	([M]+[C])/[B]	[O]/([C]+[N])
Beispiel 1	0,28	0,59	0,39
Beispiel 2	0,28	0,59	0,35
Beispiel 3	0,33	0,39	0,39
Beispiel 4	0,33	0,38	0,37
Beispiel 5	0,35	0,34	0,39
Beispiel 6	0,35	0,33	0,35
Beispiel 7	0,35	0,33	0,32
Beispiel 8	0,35	0,34	0,26
Beispiel 9	0,35	0,20	0,51
Beispiel 10	0,35	0,26	0,45
Beispiel 11	0,35	0,25	0,44
Beispiel 12	0,35	0,37	0,44
Beispiel 13	0,37	0,25	0,45
Beispiel 14	0,39	0,21	0,55
Beispiel 15	0,39	0,21	0,51
Beispiel 16	0,34	0,30	0,32
Beispiel 17	0,36	0,29	0,36
Beispiel 18	0,28	0,59	0,25
Beispiel 19	0,36	0,30	0,45
Beispiel 20	0,36	0,30	0,28
Beispiel 21	0,36	0,31	0,39
Beispiel 22	0,36	0,32	0,44
Beispiel 23	0,36	0,29	0,48
Beispiel 24	0,36	0,32	0,39
Beispiel 25	0,36	0,30	0,39
Beispiel 26	0,39	0,24	0,40
Beispiel 27	0,36	0,26	0,44
Beispiel 28	0,36	0,30	0,30
Beispiel 29	0,36	0,32	0,54
Beispiel 30	0,36	0,30	0,53
Beispiel 31	0,36	0,30	0,58
Vergleichsbeispiel 1	0,44	0,16	0,73
Vergleichsbeispiel 2	0,47	0,17	0,62
Vergleichsbeispiel 3	0,39	0,22	0,67

Bei 3 (a) handelte es sich um das HRTEM-Bild, welches die Zwei-Korn-Grenzphasen im Vergleichsbeispiel 2 zeigt (bei dem es sich um den Stand der Technik handelte). 3 (b) zeigte die Verteilungen der Konzentration von Fe (T) und Nd (R), die durch die Linienanalyse mittels STEM-EDS zwischen A und B festgestellt wurde, wobei die Analysenlinie A-B die in 3 (a) gezeigte Zwei-Korn-Grenzphase 2 kreuzte. Es kann aufgrund der mittels STEM-EDS durchgeführten Elementanalyse vorausgesagt werden, dass die Zwei-Korn-Grenzphase des Vergleichsbeispiels 2 75 Atom-% oder mehr Fe enthielt und ferromagnetisch war. Falls die Kristallgrenzphasen die ersten Kristallgrenzphasen und die zweiten Kristallgrenzphasen, die zwei verschiedene R-T-M-Verhältnisse aufwiesen, nicht enthalten hätten, wäre in dieser Hinsicht eine Zwei-Korn-Grenzphase des Stands der Technik generiert worden, in der die Elemente aus der Eisenfamilie in hohen Konzentrationen vorhanden gewesen wären, so dass die Hauptphasen-Kristallkörner magnetisch nicht abgeschnitten würden. Somit würde die hemmende Wirkung auf die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur nicht verbessert.
Bei 4 (a) handelte es sich um das HRTEM-Bild, welches die Zwei-Korn-Grenzphasen im Beispiel 26 der vorliegenden Erfindung zeigt. 4 (b) zeigte die Verteilungen der Konzentration von Fe (T) und Nd (R), die durch die Linienanalyse mittels STEM-EDS zwischen A und B festgestellt wurde, wobei die Analysenlinie A-B die in 4 (a) gezeigte Zwei-Korn-Grenzphase 2 kreuzte. Es kann aufgrund der mittels STEM-EDS durchgeführten Elementanalyse vorausgesagt werden, dass die Zwei-Korn-Grenzphase im Beispiel 26 mit einer Konzentration von Fe von weniger als 10 Atom-% ausgebildet wurde. Es wird ferner angenommen, dass eine solche Zwei-Korn-Grenzphase nicht ferromagnetisch war. Da die Kristallgrenzphasen die ersten Kristallgrenzphasen und die zweiten Kristallgrenzphasen enthielt, die zwei verschiedene R-T-M-Verhältnisse aufwiesen, wurde in dieser Hinsicht eine Zwei-Korn-Grenzphase ausgebildet, in der die Konzentration der Elemente aus der Eisenfamilie tiefer liegt als im Stand der Technik.
Somit wurde die magnetische Isolation unter den Hauptphasen-Kristallkörnern verbessert, und es wurde eine hemmende Wirkung auf die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur erzeugt. Zudem war die Zwei-Korn-Grenzphase mit abgesenkter Konzentration der Elemente der Eisenfamilie auch in den Beispielen 1 bis 31 ersichtlich, in denen die ersten Kristallgrenzphasen und die zweiten Kristallgrenzphasen mit unterschiedlichen R-T-M-Verhältnissen enthalten waren.
Zudem war, wie in Tabelle 3 gezeigt, in den Proben 1 bis 18, die die Anforderungen der vorliegenden Erfindung erfüllten, die oben erwähnte R-T-M-basierte Verbindung im gesinterten Magneten enthalten, und die Anzahlen der im gesinterten Magneten enthaltenen Nd-, Pr-, B-, C- und M-Atome genügten den folgenden spezifischen Korrelationen. Das war, wenn die Anzahlen der Nd-, Pr-, B-, C- und M-Atome als [Nd], [Pr], [B], [C] und [M] bezeichnet wurden, 0,27<[B]/([Nd]+[Pr])<0,40 und 0,07<([M]+[C])/[B]<0,60. Somit kann die Koerzitivfeldstärke (Hcj) effektiv verbessert werden, da 0,27<[B]/([Nd]+[Pr])<0,40 und 0,07< ([M]+[C])/[B]<0,60.
Zudem enthielt, wie in Tabelle 3 gezeigt, in den Proben 1 bis 18, die die Anforderungen der vorliegenden Erfindung erfüllten, der gesinterte Magnet die oben erwähnte R-T-M-basierte Verbindung, und die Anzahlen der im gesinterten Magneten enthaltenen O, C- und N-Atome genügten den folgenden spezifischen Korrelationen. Das war, wenn die Anzahlen der O, C- bzw. N-Atome als [O], [C] bzw. [N] bezeichnet wurden, [O]/([C]+[N])<0,60. Somit kann, da [O]/([C]+[N]) <0,60, die Entmagnetisierungsrate D bei hoher Temperatur effektiv gehemmt werden.
Wie in diesen Beispielen beschrieben, bildete beim seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Erfindung die R-T-M-basierte Kristallverbindung mit R-, T- und M im gesinterten Körper nicht-ferromagnetische Kristallgrenzphasen, indem das Seltenerdelement R, das Eisenfamilienelement T und M (welches mit R und T den ternären eutektischen Punkt bildet) auf die Kristallgrenzphasen, welche einer richtigen Alterungsbehandlung unterzogen wurden und die oben genannten Bedingungen erfüllen, beschränkt sind. Im Ergebnis kann die Konzentration von T in den Zwei-Korn-Grenzphasen verringert werden, so dass die Zwei-Korn-Grenzphasen zu nicht-ferromagnetischen Kristallgrenzphasen wurden. Auf diese Weise kann der Effekt des Abschneidens der magnetischen Kopplung zwischen benachbarten R₂T₁₄B-Hauptphasen-Kristallkörnern verbessert werden, so dass die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperature auf einen tiefen Wert gehemmt wurde.
Die vorliegende Erfindung wurde auf der Basis der Ausführungsformen offenbart. Diese Ausführungsformen sind lediglich veranschaulichend und können innerhalb des Schutzbereichs der Ansprüche der vorliegenden Erfindung modifiziert und geändert werden. Weiterhin realisiert der Fachmann, dass diese Modifikationen und Änderungen innerhalb des Schutzbereichs der Ansprüche der vorliegenden Erfindung liegen. Somit sollten die Beschreibung in der Patentschrift und die Zeichnungen als veranschaulichend, aber nicht als beschränkend, angesehen werden.
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein seltenerdbasierter Magnet bereitgestellt werden, der in einer Umgebung mit hoher Temperatur verwendet werden kann.
Bezugszeichenliste

1: Hauptphasen-Kristallkorn
2: Zwei-Korn-Grenzphase
3: Kristallgrenzphase

Claims

Seltenerdbasierter Magnet, umfassend R₂T₁₄B-Hauptphasen-Kristallkörner und Kristallgrenzphasen, wobei mindestens eine erste Kristallgrenzphase und eine zweite Kristallgrenzphase enthalten sind, wobei die erste Kristallgrenzphase mindestens R-T-M in den folgenden Bereichen beinhaltet: R: 20 bis 40 Atom-% T: 60 bis 75 Atom-%, M: 1 bis 10 Atom-%, und die zweite Kristallgrenzphase mindestens R-T-M in den folgenden Bereichen beinhaltet: R: 50 bis 70 Atom-%, T: 10 bis 30 Atom-%, M: 1 bis 20 Atom-%, wobei R das Seltenerdenmetall-Element darstellt, T mindestens ein Element der Eisenfamilie mit Fe als wesentlichem Element darstellt, und M mindestens ein Element aus der Gruppe bestehend aus Al, Ge, Si, Sn und Ga darstellt, und wobei der seltenerdbasierte Magnet C, O und N enthält, die Menge an C 0,05 bis 0,3 Massen-% ist, die Menge an N 0,15 Massen-% oder weniger ist, und die Menge an O 0,03 bis 0,4 Massen-% ist.
Seltenerdbasierter Magnet nach Anspruch 1, wobei das Verhältnis der Fläche der ersten Kristallgrenzphase zur Fläche der zweiten Kristallgrenzphase 0,5 oder mehr an einem beliebigen Schnitt beträgt.
Seltenerdbasierter Magnet nach Anspruch 1, wobei die Anzahlen von C, O und N Atomen als [C], [O] und [N] bezeichnet werden und [O]/([C]+[N]) < 0,60 ist.
Seltenerdbasierter Magnet nach Anspruch 1, wobei die zweite Kristallgrenzphase mindestens R-T-M in den folgenden Bereichen beinhaltet: R: 50 bis 66,3 Atom-% T: 10 bis 30 Atom-%, und M: 1 bis 20 Atom-%.