DE102015105764B4

DE102015105764B4 - Permanentmagnet und motor

Info

Publication number: DE102015105764B4
Application number: DE102015105764.6A
Authority: DE
Inventors: c/o TDK Corporation Tanaka Daisuke; c/o TDK Corporation Enokido Yasushi
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2014-04-15
Filing date: 2015-04-15
Publication date: 2024-02-15
Anticipated expiration: 2035-04-16
Also published as: DE102015105764A1; CN105047343B; US9774220B2; JP2015204390A; CN105047343A; US20150294770A1; JP6269279B2

Abstract

Permanentmagnet, umfassend:eine Hauptphase, welche aus der Struktur besteht, die durch R2T14B repräsentiert wird; undeine Korngrenzenphase, welche aus CexM1-xbesteht,und wobei das Querschnittsverhältnis Atre der Summe der Korngrenzenphase zu der ganzen Magnetstruktur im Bereich von 0,03 < Atre < 0,07 liegt,wobei R mindestens ein Element ist, welches aus der Gruppe gewählt wird, die aus Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu und Gd besteht,T ein oder mehrere Übergangsmetallelemente mit Fe oder einer Kombination von Fe und Co ist,M mindestens ein Element ist, das aus der Gruppe gewählt ist, die aus Mg, Al, Si, Ti, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Zn, Ga, Y, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Sn, La, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Hf, Ta, W und Bi besteht,x innerhalb des Bereiches 0,20 ≤ x ≤ 0,55 liegt, der Permanentmagnet12 bis 18 at% R enthält, 73 bis 83 at% T enthält, 5 bis 8 at% B enthält, und dabei 0.5 bis 5 at% Ce als R enthältund der Permantmagnet ein gesinterter Magnet ist.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Permanentmagneten mit einer hohen Koerzitivkraft und einen selbigen verwendenden Motor.
HINTERGRUND
Bis heute sind ein Alnico-Magnet, ein ferritischer Magnet, ein Sm-Co-Magnet, ein Nd-Fe-B-Magnet und dergleichen als ein Permanentmagnet allgemein bekannt. Die geeigneten Magneten werden jeweils als Schlüsselteile in verschiedenen Motoren, wie VCM und Spindelmotor; und anderen verschiedenen elektrischen Ausrüstungen bzw. Geräten, wie Messgerät, Lautsprecher und MRI für medizinische Behandlungen gemäß ihren Spezifikationen verwendet. Unter diesen Magneten enthalten der Magnet auf Seltenerdbasis, wie der Sm-Co-Magnet, Nd-Fe-B-Magnet und dergleichen, Seltenerdelement(e) und eine hohe Menge an Fe oder Co. Fe und Co tragen zur Erhöhung der Sättigungsflussdichte (Br) bei. Und die Seltenerdelemente tragen zur Erhöhung der Koerzitivkraft (HcJ) bei und auf diese Weise können gute magnetische Eigenschaften realisiert werden, weil die Seltenerdelemente eine in starkem Maße hohe magnetische Anisotropie erzeugen, die von der Bewegung von 4f-Elektronen im Kristallfeld stammt.
In jüngster Zeit nehmen Forderungen nach einer Miniaturisierung und Energieeinsparung von verschiedenen elektrischen Geräten zu, und es sind ein Produkt mit einer höheren maximalen Energie [(BH)max] und höheren Koerzitivkraft erforderlich im Vergleich zu dem Permanentmagneten, der als die Materialien für Schlüsselteile von diesen Geräten verwendet wird. Aus diesem Grund wird der Magnet auf Seltenerdbasis mit hoher Leistungsfähigkeit, besonders ein R-T-B-basierter Magnet, in breitem Umfang auf verschiedenen Gebieten eingesetzt. Und es werden zahlreiche Untersuchungen durchgeführt, um eine höhere Koerzitivkraft zu erreichen.
Was die Techniken für die Verbesserung der Koerzitivkraft des R-T-B-basierten Magneten beispielsweise angeht, ist dies eine Technik, in der schwere Seltenerdelemente, wie Dy oder Tb, hinzugefügt werden. Ein Verfahren ist bereitgestellt worden, in dem Dy an der Außenseite des gesinterten Körpers abgeschieden wird und danach Dy auf die interne Korngrenze diffundiert wird (Patentdokument 1). Daneben wurde ein Verfahren, in dem Fluorid von Dy und dergleichen auf die Oberfläche des gesinterten Körpers aufbeschichtet wird, vorgeschlagen (Patentdokument 2). Weiterhin sind aus der US 2008 / 0 223 489 A1 und aus US 2011 / 0 000 586 A1 Seltenerdmagnete bekannt. Aus dem Beitrag Fidler, J., Knoch, K.G.: Electron microscopy of Nd-Fe-B based magnets. In: Journal of magnetism and magnetic materials, Vol. 80, 1989, Nr. 1, S. 48 – 56. - ISSN: 0304 - 8853 sind Charakterisierungsverfahren unter Verwendung von Elektronenmikroskopen bekannt.
PATENTDOKUMENT

Patentdokument 1: JP 4 831 074 B2
Patentdokument 2: JP 4 450 239 B2

Allerdings sind die schweren Seltenerdelemente, wie Dy oder Tb oder dergleichen, knapp an Ressourcen und ungleichmäßig verteilt, und daher sind ihr Preis und ihr Angebot bzw. ihre Beschaffung instabil. Von daher ist ein R-T-B-basierter gesinterter Magnet bislang stark erwünscht, der sowohl hohe magnetische Eigenschaften beibehält als auch die Gebrauchsmenge des schweren Seltenerdelements reduziert.
ZUSAMMENFASSUNG
Die vorliegende Erfindung dient dazu, das oben erwähnte technische Problem zu lösen. Die vorliegende Erfindung zielt darauf ab, einen R-T-B-basierten Permanentmagneten ohne das schwere Seltenerdelement und welcher eine höhere Koerzitivkraft als gegenwärtige Produkte aufweist, bereitzustellen.
Um das oben genannte technische Problem zu lösen und das Ziel der vorliegenden Erfindung zu erreichen, ist ein Permanentmagnet gemäß dem unabhängigen Anspruch angegeben.
Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung haben herausgefunden, dass die Koerzitivkraft verbessert werden kann, selbst wenn das schwere Seltenerdelement nicht hinzugefügt wird für den Fall, dass Ce, das billiger als die schweren Seltenerdelemente ist und reich an Ressourcen ist, mit einer spezifizierten Menge in der Korngrenzenphase des R-T-B-basierten Permanentmagneten enthalten ist.
Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung gehen davon aus, dass der Grund der ist, da die Korngrenzenphase, die Ce insbesondere mit einem niedrigen Schmelzpunkt unter den Seltenerdelementen enthält, eine hohe Kompatibilität mit der Hauptphase zeigt und die magnetische Separation dadurch verbessert wird, dass die Hauptphasenkörner durch die spezifizierte thermische Behandlung bedeckt werden.
Des Weiteren wird die Restmagnetflussdichte mit einem solchen Zusammensetzungsverhältnis nicht verringert, und der Effekt der Koerzitivkraft kann aus der Ce enthaltenden Korngrenzenphase resultieren.
In dem Permanentmagneten der vorliegenden Erfindung beträgt die Frequenz am Querschnitt Fgb vorzugsweise 0,5 ≤ Fgb, wobei in dem Querschnitt der Diederwinkel, der durch die Körner der Hauptphase am Tripelpunkt gebildet wird, 90° oder weniger beträgt.
Auf einer solchen Struktur ist die Kompatibiliät der Korngrenzenphase mit der Hauptphase ausreichend hoch, und die magnetische Abscheidung kann infolge der Korngrenzenphase verbessert werden, und auf diese Weise kann eine ausreichend hohe Koerzitivkraft nachgewiesen werden.
Ferner stellt die vorliegende Erfindung einen Motor bereit, welcher den oben stehenden Permanentmagneten umfasst. Der Motor der vorliegenden Erfindung kann eine hohe Leistung und einen hohen Wirkungsgrad aufweisen, da er den Permanentmagneten mit den oben genannten Eigenschaften umfasst.
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein R-T-B-basierter Permanentmagnet und ein selbigen aufweisender Motor bereitgestellt werden, wobei der R-T-B-basierte Permanentmagnet eine ausreichend hohe Koerzitivkraft besitzt und aus dem Rohmaterial erhalten wird, das reich an Ressourcen und billig ist, und zwar durch Bilden einer Korngrenzenphase mit einer großen Menge an Ce, ohne die Verwendung der schweren Seltenerdelemente.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG VON AUSFÜHRUNGSFORMEN
Im Folgenden werden die Ausführungsformen, die zur Durchführung der vorliegenden Erfindung verwendet werden, im Detail unter Bezugnahme auf die Zeichnungen den unterschiedlichen Situationen entsprechend beschrieben. Ferner ist die vorliegende Erfindung nicht auf die folgenden Ausführungsformen und Beispiele beschränkt. Des Weiteren schließen die Bestandselemente in den nachstehenden Ausführungsformen und Beispielen jene, an die Fachleute auf dem Gebiet ohne Weiteres gedacht haben, und zwar jene mit im Wesentlichen dem gleichen und jene mit den äquivalenten Anwendungsbereichen bzw. Umfängen, ein. Daneben können die in den folgenden Ausführungsformen und Beispielen offenbarten Bestandselemente in geeigneter Weise kombiniert werden oder können entsprechend ausgewählt werden.
Zuerst wird der erfindungsgemäße Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform beschrieben. Der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält 12 bis 18 At-% Seltenerdelement(e) (R). Wenn die Menge an R kleiner als 12 At-% ist, ist die Bildung von R₂T₁₄B-Phase, die zur Hauptphase in dem R-T-B-basierten gesinterten Magneten wird, unzureichend, und es wird α-Fe oder dergleichen, das eine weiche magnetische Eigenschaft besitzt, ausgefällt, was eine signifikante Abnahme der Koerzitivkraft bewirkt. Auf der anderen Seite, wenn die Menge an R größer als 18 At-% ist, nimmt der Volumenanteil der R₂T₁₄B-Phase als der Hauptphase ab, und es nimmt die Restmagnetflussdichte ab. Außerdem wird R mit Sauerstoff umgesetzt, und somit nimmt die Menge des enthaltenen Sauerstoffs zu. Einhergehend mit einer solchen Situation nimmt die Menge an R-reicher Phase, die bei der Erzeugung der Koerzitivkraft wirksam ist, ab, was zur Abnahme der Koerzitivkraft führt. R enthält Element(e), das/die aus der Gruppe gewählt sind, die aus Y, La, Pr, Nd, Sm, Eu und Gd besteht, und R enthält Ce, erfindungsgemäß. Hier sind 0,5 bis 5 At-% Ce relativ zu dem Permanentmagneten enthalten. In dem Fall, dass die Menge an Ce kleiner als 0,5 At-% ist, kann die Korngrenzenphase mit Ce fast nicht gebildet werden, die zur Steigerung der Koerzitivkraft wirksam ist. In dem Fall, dass die Menge an Ce größer als 5 At-% ist, ist die Menge an Ce in der Korngrenzenphase zu hoch, oder ihre feste Lösung entwickelt sich in Richtung Hauptphase, und auf diese Weise nimmt die Restmagnetflussdichte ab. R kann als die andere Komponente enthalten sein, bei der es sich um die Verunreinigung handelt, die von den Rohmaterialien stammt oder während der Herstellung vermischt wird.
Der Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält 73 bis 83 At-% von einem oder mehreren Übergangsmetallelementen (T) mit Fe oder einer Kombination von Fe und Co, falls notwendig. Wenn die Menge an T kleiner als 73 At-% ist, tendiert die Restmagnetflussdichte dazu, abzunehmen. Wenn daneben die Menge an T größer als 83 At-% ist, kann die hohe Koerzitivkraft nicht erhalten werden. Die Menge von Co beträgt vorzugsweise 0 At-% oder mehr und 10 At-% oder weniger relative zu der Menge von T. Mit der Zunahme der Menge von Co kann die Curie-Temperatur erhöht werden, und die Abnahme der Koerzitivkraft relativ zu der Zunahme der Temperatur kann auf ein niedriges Level gehemmt werden. Des Weiteren kann die Korrosionsbeständigkeit des Seltenerd-basierten Permanentmagneten durch Erhöhen der Menge an Co verbessert werden.
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält 5 bis 8 At-% B. Wenn der Gehalt an B kleiner als 5 At-% ist, kann keine hohe Koerzitivkraft erhalten werden. Wenn demgegenüber der Gehalt an B größer als 8 At-% ist, tendiert die Restmagnetflussdichte dazu, abzunehmen. Von daher ist die Obergrenze von B auf 8 At-% festgelegt. Der Anteil von B kann durch C ersetzt werden, und die Ersatzmenge von C beträgt vorzugsweise 10 Atom-% oder weniger relativ zu B.
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform umfasst die Hauptphase, die aus R₂T₁₄B aufgebaut ist; und die Korngrenzenphase Ce_xM_1-x, die aus Ce und dem von Ce verschiedenen Element M aufgebaut ist. Die Legierung mit einem niedrigeren Schmelzpunkt als die Hauptphase kann durch M zusammen mit Ce gebildet werden. M ist mindestens ein Element, das aus der Gruppe gewählt ist, die aus Mg, Al, Si, Ti, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Zn, Ga, Y, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Sn, La, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Hf, Ta, W und Bi besteht. Vom Gesichtspunkt der Herstellung ist M bevorzugt aus der Gruppe gewählt, die aus Al, Fe und Cu besteht. Ferner enthält M vom Gesichtspunkt der Korrosionsbeständigkeit vorzugsweise Co. Die Menge an Ce (x), die in der Korngrenzenphase eingenommen wird, liegt innerhalb eines Bereichs von 0,20 ≤ x ≤ 0,55. Innerhalb dieses Bereichs trägt Ce zur Verbesserung der Kompatibilität der Korngrenzenphase bei und bedeckt leicht die Hauptphasenkörner. Als eine Folge davon wird die magnetische Abscheidung der Hauptphase verbessert und die Koerzitivkraft wird erhöht. Wenn demgegenüber x kleiner als 0,20 ist, kann der Verbesserungseffekt der Kompatibilität der durch Ce erzeugten Korngrenzenphase nicht realisiert werden, und es wird eine weiche Phase gebildet auf Basis der Spezies von ausgewähltem M, und damit nimmt die Koerzitivkraft ab. X liegt stärker bevorzugt innerhalb eines Bereichs von 0,33 ≤ x ≤ 0,55.
In dem Permanentmagneten gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegt das Querschnittsverhältnis der gesamten Korngrenzenphase zu der ganzen Magnetstruktur (Atre) innerhalb eines Bereichs von 0,03<Atre<0,07. Hier bedeutet die Konstitution der so genannten ganzen Magnetstruktur Hauptphase, von der Hauptphase verschiedene Unterphase und Löcher. Da der Prozentanteil der Abdeckung der Hauptphasenkörner aufgrund der Korngrenzenphase durch die Zunahme des Atre erhöht wird, wird die Koerzitivkraft gesteigert. Wenn jedoch das Atre mehr als 0,07 beträgt, wird die Abnahme der Restmagnetflussdichte signifikant wegen der Abnahme der Hauptphasenkörner.
In dem Permanentmagneten gemäß der vorliegenden Ausführungsform beträgt die Frequenz Fgb am Querschnitt vorzugsweise 0,5 ≤ Fgb, wo der durch die Hauptphasenkörner am Tripelpunkt gebildete Diederwinkel 90° oder weniger beträgt. Durch Erhöhen von Fgb kann die Kompatibilität der Korngrenzenphase mit der Hauptphase ausreichend verbessert werden. Und auf diese Weise wird der Effekt der magnetischen Abscheidung, der durch die Korngrenzenphase bewirkt wird, gesteigert und es zeigt sich eine ausreichend hohe Koerzitivkraft.
In dem Permanentmagneten gemäß der vorliegenden Ausführungsform ist die Menge an Verunreinigungselementen, wie Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff und dergleichen, bevorzugt so weit wie möglich reduziert. Besonders Sauerstoff lässt die magnetischen Eigenschaften schlechter werden, und somit ist dessen Menge bevorzugt auf 5000 ppm oder weniger, stärker bevorzugt 3000 ppm oder weniger festgelegt. Wenn die Menge an Sauerstoff zu hoch ist, wird die Seltenerdoxidphase als die nichtmagnetische Komponente groß, was zur Abnahme der magnetischen Eigenschaften führt.
Was den Permanentmagneten gemäß der vorliegenden Ausführungsform angeht, kann ein Schutzfilm auf der Oberfläche des Magnetkörpers gebildet werden. Der Schutzfilm gemäß der vorliegenden Ausführungsform unterliegt keiner speziellen Einschränkung, doch ist der durch elektrolytisches Beschichten gebildete Schutzfilm besonders bevorzugt. Es kann ein beliebiges von Ni, Ni-P, Cu, Zn, Cr, Sn und Al als Material für das elektrolytische Beschichten verwendet werden. Ce in der Korngrenzenphase der vorliegenden Ausführungsform kann Ce₃Ni mit Ni bilden und zeigt eine hohe Kompatibilität mit Ni, so dass Ni als Beschichtungsfilm am meisten bevorzugt ist. Der durch elektrolytisches Beschichten gebildete Schutzfilm ist der typische gemäß der vorliegenden Ausführungsform, doch der durch das andere Verfahren gebildete Schutzfilm kann ebenfalls verwendet werden. Als der durch das andere Verfahren gebildete Schutzfilm kann eines aus einer Harzbeschichtung oder einer chemischen Umwandlungsbehandlung, wie stromloses Beschichten bzw. Plattieren und Chromatbehandlung angewandt werden, oder es kann die Kombination daraus zum Einsatz kommen. Die Dicke des Schutzfilms kann entsprechend der Größe des gesinterten Magnetkörpers auf Seltenerdbasis, dem Grad der erforderlichen Korrosionsbeständigkeit und dergleichen angepasst werden. Sie kann passend auf einen Bereich von 1 bis 100 µm festgelegt werden. Die Dicke des Schutzfilms beträgt vorzugsweise 1 bis 50 µm.
Im Folgenden wird das bevorzugte Herstellungsverfahren des Permanentmagneten gemäß der vorliegenden Ausführungsform beschrieben. Bei der Herstellung des R-T-B-basierten Permanentmagneten in der vorliegenden Ausführungsform wird/werden zuerst die Legierungsrohmaterial(ien) hergestellt, mit denen ein R-T-B-basierter Magnet mit der gewünschten Zusammensetzung erhalten werden kann. Das/die Legierungsrohmaterial(ien) können durch das Bandgießverfahren oder andere wohlbekannte Schmelzverfahren unter Vakuum oder bei einer inerten Atmosphäre, vorzugsweise bei einer Ar-Atmosphäre, hergestellt werden. In dem Bandgießverfahren wird das geschmolzene Metall, das durch Schmelzen des/der Ausgangsmetalle in einer nicht-oxidativen Atmosphäre, wie einer Ar-Atmosphäre, erhalten wird, auf die Oberfläche der rotierenden Walze gesprüht. Das geschmolzene Metall, das auf der Walze gequencht bw. abgeschreckt wird, wird zu einer dünnen Platte oder einem Blech (einer schuppenartigen Gestalt) verfestigt. Die Umfangsgeschwindigkeit der Walze liegt vorzugsweise in einem Bereich von 0,3 bis 15 m/s, und stärker bevorzugt in einem Bereich von 0,5 bis 12 m/s. Wenn die Umfangsgeschwindigkeit extrem niedrig ist, führt dies leicht zu α-Fe oder Unebenheit der Legierung. Daneben sind für den Fall, dass die Umfangsgeschwindigkeit extrem hoch ist, die Kristallkörner klein, und es wird ein gleichachsiger Chill- bzw. Frostkristall erzeugt, und es können somit keine guten magnetischen Eigenschaften erhalten werden. Die abgeschreckte und verfestigte Legierung wird als ein Blech der Dicke von 0,1 bis 1 mm gebildet, und die abgeschreckte und verfestigte Legierung besitzt eine einheitliche Struktur mit einem Korndurchmesser von 1 bis 50 µm. Das Verfahren für die Herstellung des Legierungsrohmaterials ist nicht auf das Bandgießverfahren beschränkt, und das Legierungsrohmaterial kann auch durch Schmelzverfahren, wie das Hochfrequenz-Induktionsschmelzverfahren, erhalten werden. Außerdem kann, um zum Beispiel eine Trennung bzw. Entmischung nach dem Schmelzprozess zu verhindern, das geschmolzene Metall auf eine wassergekühlte Kupferplatte geschüttet werden, um verfestigt zu werden. Ferner kann die durch das Reduktionsdiffusionsverfahren erhaltene Legierung auch als Legierungsrohmaterial verwendet werden.
Im Fall des Erhalts des R-T-B-basierten Permanentmagneten in der vorliegenden Erfindung wird, was die Legierungsrohmaterialien angeht, ein Zwei-Legierungs-Verfahren im Grunde angewandt, in dem der gesinterte Magnet durch eine Legierung (die Legierung für die Hauptphase) mit den R₂T₁₄B-Kristallen als Hauptkörper sowie eine Legierung (die Legierung für die Korngrenzenphase), die während des Sinterns zur flüssigen Phase wird und die Korngrenzenphase nach dem Sintern bildet, hergestellt wird. Im Vergleich zu einem Einzellegierungsverfahren, in dem der gesinterte Magnet durch eine einzige Legierung hergestellt wird, wird die Korngrenzenphase leicht durch das Zwei-Legierungs-Verfahren gebildet. Das Zwei-Legierungs-Verfahren wird angewandt, um die Korngrenzenphase von Ce_xM_1-x der vorliegenden Erfindung durch Anpassen der Legierung für die Grenzphase mit Ce und M als den Hauptkomponenten leicht zu realisieren.
Das Legierungsrohmaterial wird einem Pulverisierungsprozess unterworfen. Die Legierung für die Hauptphase und die Legierung für die Korngrenzenphase werden jeweils einzeln oder zusammen pulverisiert. Der Pulverisierungsprozess schließt einen Grobpulverisierungsschritt und einen Feinpulverisierungsschritt ein. Zuerst werden das/die Rohmaterial(ien) pulverisiert bis zu einem Teilchendurchmesser von ungefähr mehreren Hundert µm. Die Grobpulverisierung wird vorzugsweise durch Verwenden eines Grobpulverisators, wie einem Stampfwerk, einem Backenbrecher, einer Braun- bzw. Brown-Mühle und dergleichen, in der Atmosphäre eines Inertgases durchgeführt. Vor der Grobpulverisierung ist es wirksam, dass Wasserstoff in der Rohlegierung adsorbiert wird, und danach wird der Wasserstoff freigesetzt, um eine Pulverisierung durchzuführen. Der Zweck der Wasserstoff-Freisetzungsbehandlung ist die Reduzierung von Wasserstoff auf die Verunreinigungen in dem gesinterten Magneten auf Seltenerdbasis. Die aufrechterhaltene Erwärmungstemperatur für adsorbierten Wasserstoff ist auf 200°C oder höher, vorzugsweise 350°C oder höher, festgelegt. Die Haltezeit hängt von der Beziehung mit der aufrechterhaltenen Temperatur, der Dicke der Rohlegierung etc. ab und ist auf mindestens 30 min oder mehr, vorzugsweise 1 Stunde oder mehr, festgelegt. Die Wasserstoff-Freisetzungsbehandlung wird in Vakuum oder im Luftstrom von Ar durchgeführt. Des Weiteren ist eine Wasserstoff adsorbierende Behandlung und eine Wasserstoff freisetzende Behandlung keine notwendige Behandlung. Die Wasserstoffpulverisierung kann als die Grobpulverisierung definiert werden, um eine mechanische Grobpulverisierung wegzulassen.
Nach der Grobpulverisierung erfolgt die Feinpulverisierung. Während der Feinpulverisierung als Trockenpulverisierung wird eine Strahlmühle hauptsächlich verwendet, um das grobe pulverisierte Pulver mit einem Teilchendurchmesser von ungefähr mehreren Hundert µm zu einem Pulver mit einem Teilchendurchmesser von 1 bis 6 µm, vorzugsweise 3 bis 5 µm, zu pulverisieren. Die Pulverisierung wird durch die Strahlmühle durchgeführt, in der die Strahlmühle Inertgas über eine schmale Düse mit hohem Druck abführt und einen Hochgeschwindigkeitsluftstrom erzeugt, und danach wird das grobe pulverisierte Pulver mit dem Hochgeschwindigkeitsluftstrom beschleunigt, was zu einer Kollision zwischen groben pulverisierten Pulvern untereinander oder einer Kollision zwischen groben pulverisierten Pulvern und einem Ziel oder einer Behälterwand führt. He, N₂, Ar oder dergleichen können als das Inertgas für die Pulverisierung gewählt werden. Zusätzlich kann ein Gleitmittel hinzugefügt werden, um ein Ansammeln von Pulvern während der Pulverisierung zu verhindern, um die Fließfähigkeit zu verbessern, um die Lubrikation oder die Orientierung während des Formens zu erhöhen und um die Menge von C anzupassen. Das Gleitmittel, wie Zinkstearat, Calciumstearat, Aluminiumstearat, Magnesiumstearat, Stearamid, Oleamid, Erucamid, Methylenbis(stearinsäureamid), Ethylen-bis-(stearinsäureamid), Paraffin, Naphthalen oder dergleichen können für die Anwendung ausgewählt werden. Die Additivmenge des Gleitmittels beträgt vorzugsweise 0,01 bis 0,5 Gew.-% relativ zu dem groben pulverisierten Pulver für die Pulverisierung.
Die Nasspulverisierung kann auch bei der Feinpulverisierung angewandt werden. Bei der Nasspulverisierung kann eine Kugelmühle, ein Nass-Attritor oder dergleichen verwendet werden, um das grobe pulverisierte Pulver mit einem Teilchendurchmesser von ungefähr mehreren Hundert µm zu einem fein pulverisierten Pulver mit einem Teilchendurchmesser von 0,1 bis 5 µm, vorzugsweise 2 bis 4,5 µm, zu pulverisieren. Ein geeignetes Dispersionsmedium wird bei der Nasspulverisierung zur Zubereitung einer Aufschlämmung gewählt. Die Pulverisierung erfolgt, ohne dass das Pulver des Magneten an Sauerstoff ausgesetzt wird, so dass das feine Pulver mit einer niedrigen Sauerstoffkonzentration erhalten werden kann. Das Dispersionsmedium, wie Isopropylalkohol, Ethanol, Methanol, Ethylacetat, Phosphatester, Pentan, Hexan, Benzol, Toluol, Xylol, Aceton, Methylethylketon oder dergleichen, kann für die Anwendung ausgewählt werden. Die Konzentration der Aufschlämmung kann 1 bis 50 Gew.-%, vorzugsweise 20 bis 45 Gew.-%, betragen.
Das feine Pulver wird einem Mischen unterzogen. Bei dem Mischvorgang kann ein Nauta-Mischer, Planetenmischer oder dergleichen eingesetzt werden. In dem Fall, dass die Legierung für die Hauptphase und die Legierung für die Korngrenzenphase zur gleichen Zeit in dem Pulverisierungprozess pulverisiert werden, kann der Mischvorgang weggelassen werden.
Das feine Pulver wird einem Formungsprozess in einem Magnetfeld unterworfen. In dem Formungsprozess in einem Magnetfeld kann der Formungsdruck auf einen Bereich von 0,3 bis 3 Tonnen/cm² (30 bis 300 MPa) festgelegt werden. Der Formungsdruck kann von Beginn bis zum Ende des Formens konstant sein oder kann am Ende erhöht oder am Ende verringert werden, und kann auch zufällig verändert werden. Je niedriger der Formungsdruck ist, umso besser ist die Orientierung. Wenn der Formungsdruck viel zu niedrig ist, ist die Festigkeit des geformten Körpers unzureichend, was zu Problemen bei der Handhabungsbehandlung führt. Somit wird erwogen, den Formungsdruck innerhalb des oben genannten Bereichs einzustellen. Der geformte Körper, der in dem Formungsprozess in einem Magnetfeld erhalten wird, besitzt in der Regel eine relative Enddichte von 40 bis 60%.
Das angelegte Magnetfeld kann mit zirka 10 bis 20 kOe (790 bis 1580 kA/m) erzeugt werden. Das angelegte Magnetfeld ist nicht auf ein statisches Magnetfeld beschränkt. Ein gepulstes Magnetfeld kann ebenfalls angewandt werden. Des Weiteren können das statische Magnetfeld und das gepulste Magnetfeld in Kombination angewandt werden.
Anschließend wird der geformte Körper in einem Vakuum oder in einer Inertgasatmosphäre gesintert. Die Sintertemperatur muss unter Berücksichtigung von zahlreichen Bedingungen eingestellt werden, wie der Zusammensetzung, dem Pulverisierungsverfahren, dem Unterschied im durchschnittlichen Teilchendurchmesser, der Korngrößenverteilung und dergleichen. Das Sinterverfahren kann bei einer Temperatur von 1000 bis 1200°C für 30 Minuten bis 8 Stunden durchgeführt werden. Wenn die Sinterzeit weniger als 30 Minuten beträgt, ist die Verdichtung unzureichend. Des Weiteren, wenn der geformte Körper 8 Stunden lang oder länger gesintert wird, erzeugt dies einen schlechten Einfluss auf die magnetischen Eigenschaften infolge der Entwicklung eines abnormalen Kornwachstums und der Diffusion der Komponente in der Korngrenzenphase zu den Hauptphasenkörnern hin. Um ein(e) unbrauchbare(e) Diffusion oder Kornwachstum zu verhindern, kann ein Zwei-Stufen-Sinterverfahren, SPS (Spark-Plasma-Sinterverfahren), Mikrowellensinterverfahren oder dergleichen zur Anwendung kommen.
Nach dem Sinterprozess wird der erhaltene gesinterte Körper einer Veralterungsbehandlung unterzogen. Der Prozess ist wichtig für die Optimierung der Korngrenzenphase, die Ce_xM_1-x enthält, und die Regulierung der Koerzitivkraft. Wenn die Veralterungsbehandlung in zwei Stufen aufgeteilt ist, ist es wirksam, den Prozess bei 800°C bis 950°C (Hochtemperatur-Veraltern) und danach 500°C bis 700°C (Niedrigtemperatur-Veraltem) jeweils für eine spezifizierte Zeit durchzuführen. Wenn das Hochtemperatur-Veraltern nach dem Sinterprozess erfolgt, ist es wirksam, die Koerzitivkraft zu erhöhen. Insbesondere ist es wirksam, wenn das Zwei-Legierungs-Verfahren angewandt wird. Des Weiteren wird das Niedrigtemperatur-Veraltem angewandt, um die Koerzitivkraft in den meisten Fällen stark zu erhöhen. Wenn somit eine Veralterungsbehandlung mit einer einzigen Stufe durchgeführt wird, kann das Veralterungsverfahren bei niedriger Temperatur durchgeführt werden.
Der gesinterte Körper, welcher der oben genannten Behandlung unterworfen wird, wird zu der gewünschten Größe und Gestalt zurechtgeschnitten. Das Verarbeitungsverfahren der Oberfläche des gesinterten Körpers unterliegt keiner speziellen Beschränkung, und es kann die mechanische Verarbeitung durchgeführt werden. Was die mechanische Verarbeitung angeht, kann zum Beispiel eine Polierbehandlung unter Verwendung eines Schleifsteins angeführt werden.
Ferner kann der Schutzfilm auf der Oberfläche des gesinterten Körpers gebildet werden, falls notwendig. Die Bildung des Schutzfilms kann durch das allgemein bekannte Verfahren entsprechend der Spezies des Schutzfilms durchgeführt werden. Zum Beispiel kann im Fall eines elektrolytischen Beschichtens das herkömmliche Verfahren, d.h. Entfetten, Abwaschen mit Wasser, Ätzen (wie durch Salpetersäure), Abwaschen mit Wasser, Filmbildung durch elektrolytisches Beschichten, Abwaschen mit Wasser und Trocknen, angewandt werden. Das Entfetten und chemische Ätzen durch Säuren kann angewandt werden, um die Oberfläche des gesinterten Körpers zu reinigen. Als ein Beschichtungsbad, das beim elektrolytischen Beschichten von Ni verwendet wird, kann ein Watt`sches-Bad ohne Nickelchlorid (Nickelsulfat und Borsäure können als Hauptkomponenten enthalten sein), Sulfaminsäurebad, Borfluoridbad, Nickelbromid oder dergleichen angeführt werden. Allerdings gilt in diesem Fall, in dem Maße, wie die anodische Auflösung weniger wird, werden Nickelionen in dem Bad vorzugsweise ergänzt. Das Nickelion wird vorzugsweise als die Lösung von Nickelsulfat oder Nickelbromid ergänzt.
Im Folgenden wird der Motor gemäß der vorliegenden Ausführungsform beschrieben. Die 1 ist eine Querschnittsansicht, welche die Ausführungsform des bevorzugten Motors gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt. In dem Motor 1 mit einem eingebetteten Permanentmagneten, wie in der 1 gezeigt, ist der Rotor 3 innerhalb des Stators 2 angeordnet. In dem Eisenkern 4 innerhalb des Rotors 3 ist der Permanentmagnet 5, der aus einem Permanentmagneten mit einer hohen Restmagnetflussdichte und einer hohen Koerzitivkraft aufgebaut ist, angeordnet. Der Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform wird als der Permanentmagnet 5 verwendet, und damit lässt sich in ausreichender Weise eine hohe Koerzitivkraft erzielen. Auf diese Weise kann der Motor mit einer hohen Leistung und einem hohen Wirkungsgrad erhalten werden.
BEISPIELE
Im Folgenden wird die vorliegende Erfindung im Detail auf Basis von Beispielen und Vergleichsbeispielen beschrieben. Jedoch ist die vorliegende Erfindung nicht auf die weiter unten beschriebenen Beispiele beschränkt.
(Vergleichsbeispiel 1)
Die Rohmaterialien von Nd, Fe, FeB, Co, Cu und Al mit einer Reinheit von 99,9% wurden jeweils gewogen, und so konnte eine Zusammensetzung der Hauptphasenlegierung von Nd 11,8 At-% - Fe 82,4 At-% - B 5,8At-% und eine Zusammensetzung der Korngrenzenphasenlegierung von Nd 64 At-% - Fe 23,7 At-% - Co 10,3 At-% - Cu 1,0 At-% - Al 1,0 At-% erhalten werden. Die Rohlegierungsbleche wurden geschmolzen und durch das Bandgießverfahren gegossen.
Die erhaltenen Bleche der Hauptphasenlegierung und der Korngrenzenphasenlegierung wurden mittels Wasserstoff pulverisiert, um ein grobes pulverisiertes Pulver zu erhalten. Oleamid wurde zu 0,1 Gew.-% dem groben pulverisierten Pulver als Gleitmittel zugegeben. Anschließend wurden die Pulver der Hauptphasenlegierung und der Korngrenzenphasenlegierung gemischt, wobei das Gewichtsverhältnis der Hauptphasenlegierung zu der Korngrenzenphasenlegierung 9:1 betrug. Die Feinpulverisierung wurde unter hohem Druck in der Atmosphäre von N₂-Gas mit Hilfe einer Strahlmühle durchgeführt, um ein fein pulverisiertes Pulver zu erhalten. Der Teilchendurchmesser des erhaltenen feinen Pulvers wurde durch ein Teilchengrößenverteilungs-Messgerät gemessen. Als ein Ergebnis wurde der Wert von D50 mit 3,6 µm bestätigt.
Im Anschluss wurde das hergestellte feinpulverisierte Pulver in einem Magnetfeld von 15 kOe (1185 kA/m) bei einem Druck von 140 MPa geformt, um einen geformten Körper mit einer Größe von 20 mm×18 mm×13 mm zu erhalten. Die Richtung des Magnetfelds war vertikal zur Pressrichtung. Der erhaltene geformte Körper wurde bei 1030°C für 6 Stunden gebrannt. Als Nächstes wurde die Veralterungsbehandlung bei 850°C für 1 Stunde und dann bei 600°C für 1,5 Stunden für den Erhalt eines gesinterten Körpers durchgeführt.
Die Restmagnetflussdichte Br und die Koerzitivkraft HcJ des erhaltenen gesinterten Körpers wurden auf Basis der Messergebnisse der Entmagnetisierungskurve, die durch einen B-H-Tracer erhalten wurde, berechnet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt.
Es wurde durch Röntgenbeugungsanalyse nachgewiesen, dass die Hauptbildungsphase eine tetragonale Struktur war, die durch R₂T₁₄B in dem erhaltenen gesinterten Körper repräsentiert wird.
Außerdem wurde der erhaltene gesinterte Gegenstand in das Epoxyharz eingebettet, und danach wurde sein Querschnitt poliert. Kommerziell verfügbare Schleifpapiere wurden in dem Schleifverfahren verwendet. Insbesondere wurde das Schleifverfahren durchgeführt, während Schleifpapiere mit zunehmenden Korngrößen vom niedrigen bis zum hohen Typ zum Schleifen verwendet wurden. Zuletzt wurden eine Polierscheibe und eine Diamant-Schleifkörnung beim Schleifen verwendet. Hier erfolgte das Schleifen ohne Vorsehen von Wasser oder dergleichen, um ein Korrodieren der Komponenten in der Korngrenzenphase zu verhindern.
Ein FE-SEM (Feldemissions-Rasterelektronenmikroskop) wurde verwendet, um die rückgestreuten Elektronenbilder des Querschnitts des gesinterten Körpers zu betrachten, nachdem dieser in das Harz eingebettet und geschliffen worden war. Was die 100 Tripelpunkte in den Betrachtungsbildern angeht, wurden die Diederwinkel (siehe 2) der Hauptphasenkörner durch Bildanalyse gemessen, und es wurde das Verhältnis der Messnummern bzw. Messungsanzahl mit dem Diederwinkel, der 90° oder kleiner war, zu allen Messnummern als Fgb festgelegt. Zusätzlich wurde ein EDS (energiedispersives Röntgenspektrometer), das in dem FE-SEM angebracht war, verwendet. Ein Schwellenwert wurde festgelegt auf Basis des Farbtons in dem rückgestreuten Elektronenbild, so dass die Zusammensetzungen der konstituierenden bzw. Hauptbildungsphasen klassifiziert wurden. Eine Nd-reiche Korngrenzenphase wurde neben der Hauptphase nachgewiesen. Das Verhältnis Atre von allen Korngrenzenphasen in dem Querschnitt wurde durch Bildanalyse berechnet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 1 gezeigt.
(Vergleichsbeispiel 2)
Die Legierungsbleche wurden durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 1 hergestellt und pulverisiert, mit der Ausnahme, dass die Zusammensetzung der Korngrenzenphase Ce 10,1 At-% - Nd 71,1 At-% - Fe 6,5 At-% - Co 10,3 At-% - Cu 1,0 At-% - Al 1,0 At-% war. Nachdem der Teilchendurchmesser des erhaltenen feinen Pulvers durch das Teilchengrößenverteilungs-Messgerät gemessen worden war, wurde der Wert von D50 mit 3,5 µm bestätigt.
Als Nächstes wurde der geformte Körper durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 1 hergestellt. Der geformte Körper wurde einem Sinterprozess durch ein zweistufiges Sinterverfahren unterzogen. Der geformte Körper wurde auf 1100°C erhitzt, danach auf 1000°C abgeschreckt, und dann bei 1000°C 4 Stunden lang gebrannt. Durch Anwenden des zweistufigen Sinterverfahrens konnte eine Diffusion von Ce in der Korngrenzenphasenlegierung zu den Hauptphasenkörnern hin verhindert werden, und Ce wurde leicht in der Korngrenzenphase verteilt. Im Anschluss wurde eine Veralterungsbehandlung bei 850°C für 1 Stunde und bei 600°C für 1,5 Stunden durchgeführt, um einen gesinterten Körper zu erhalten.
Danach wurden Br und HcJ entsprechend den Messergebnissen, die durch den B-H-Tracer erhalten wurden, mit dem gleichen Verfahren wie demjenigen in Vergleichsbeispiel 1 berechnet. Es wurde nachgewiesen, dass die Hauptbildungsphase in dem erhaltenen gesinterten Körper die tetragonale Struktur von R₂T₁₄B aufwies. Es wurde anhand der Ergebnisse von FE-SEM und EDS nachgewiesen, dass die Nd-reiche Korngrenzenphase neben der Hauptphase vorhanden war, und es wurde die Konzentration x von Ce in der Korngrenzenphase berechnet. Danach wurden Fgb und Atre berechnet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 1 gezeigt.
(Beispiel 1)
Die Legierungsbleche wurden durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 1 hergestellt und pulverisiert, mit der Ausnahme, dass die Zusammensetzung der Korngrenzenphase Ce 13,5 At-% - Nd 25,5 At-% - Fe 48,7 At-% - Co 10,3 At-% - Cu 1,0 At-% - Al 1,0 At-% war. Nachdem der Teilchendurchmesser des erhaltenen feinen Pulvers durch das Teilchengrößenverteilungs-Messgerät gemessen worden war, wurde der Wert von D50 mit 3,6 µm bestätigt.
Als Nächstes wurde der geformte Körper durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 2 hergestellt. Der Sinterprozess und die Veralterungsbehandlung wurden durchgeführt, um den gesinterten Körper zu erhalten.
Danach wurden Br und HcJ entsprechend den Messergebnissen, die durch den B-H-Tracer erhalten wurden, mit dem gleichen Verfahren wie demjenigen in Vergleichsbeispiel 1 berechnet. Es wurde nachgewiesen, dass die Hauptbildungsphase in dem erhaltenen gesinterten Körper die tetragonale Struktur von R₂T₁₄B aufwies. Es wurde anhand der Ergebnisse von FE-SEM und EDS nachgewiesen, dass die Ce-reiche Korngrenzenphase und die Nd-reiche Korngrenzenphase neben der Hauptphase vorhanden war. Und es wurde die Konzentration x von Ce in der Korngrenzenphase berechnet. Da Ce in der Ce-reichen Korngrenzenphase hoch konzentriert war, repräsentiert x die Konzentration von Ce in der Ce-reichen Korngrenzenphase in dem vorliegenden Beispiel. Danach wurden Fgb und Atre berechnet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 1 gezeigt.
(Beispiel 2)
Die Legierungsbleche wurden durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 1 hergestellt und pulverisiert, mit der Ausnahme, dass die Zusammensetzung der Korngrenzenphase Ce 23,2 At-% - Nd 27,7 At-% - Fe 36,8 At-% - Co 10,3 At-% - Cu 1,0 At-% - Al 1,0 At-% war. Nachdem der Teilchendurchmesser des erhaltenen feinen Pulvers durch das Teilchengrößenverteilungs-Messgerät gemessen worden war, wurde der Wert von D50 mit 3,5 µm bestätigt.
Als Nächstes wurde der geformte Körper durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 2 hergestellt. Der Sinterprozess und die Veralterungsbehandlung wurden durchgeführt, um den gesinterten Körper zu erhalten.
Danach wurden Br und HcJ entsprechend den Messergebnissen, die durch den B-H-Tracer erhalten wurden, mit dem gleichen Verfahren wie demjenigen in Vergleichsbeispiel 1 berechnet. Es wurde nachgewiesen, dass die Hauptbildungsphase in dem erhaltenen gesinterten Körper die tetragonale Struktur von R₂T₁₄B aufwies. Es wurde anhand der Ergebnisse von FE-SEM und EDS nachgewiesen, dass die Ce-reiche Korngrenzenphase und die Nd-reiche Korngrenzenphase neben der Hauptphase vorhanden war. Und es wurden x, Fgb und Atre durch das gleiche Verfahren wie in Beispiel 1 berechnet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 1 gezeigt.
(Beispiel 3)
Die Legierungsbleche wurden durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 1 hergestellt und pulverisiert, mit der Ausnahme, dass die Zusammensetzung der Korngrenzenphase Ce 54,5 At-% - Fe 33,2 At-% - Co 10,3 At-% - Cu 1,0 At - % - Al 1,0 At-% war. Nachdem der Teilchendurchmesser des erhaltenen feinen Pulvers durch das Teilchengrößenverteilungs-Messgerät gemessen worden war, wurde der Wert von D50 mit 3,5 µm bestätigt.
Als Nächstes wurde der geformte Körper durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 2 hergestellt. Der Sinterprozess und die Veralterungsbehandlung wurden durchgeführt, um den gesinterten Körper zu erhalten.
Danach wurden Br und HcJ entsprechend den Messergebnissen, die durch den B-H-Tracer erhalten wurden, mit dem gleichen Verfahren wie demjenigen in Vergleichsbeispiel 1 berechnet. Es wurde nachgewiesen, dass die Hauptbildungsphase in dem erhaltenen gesinterten Körper die tetragonale Struktur von R₂T₁₄B aufwies. Es wurde anhand der Ergebnisse von FE-SEM und EDS nachgewiesen, dass die Ce-reiche Korngrenzenphase neben der Hauptphase vorhanden war, und es wurde die Konzentration x von Ce in dieser Korngrenzenphase berechnet. Danach wurden Fgb und Atre berechnet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 1 gezeigt.
(Vergleichsbeispiel 3)
Die Legierungsbleche wurden durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 1 hergestellt und pulverisiert, mit der Ausnahme, dass die Zusammensetzung der Korngrenzenphase Ce 61,6 At-% - Fe 26,1 At-% - Co 10,3 At-% - Cu 1,0 At-% - Al 1,0 At-% war. Nachdem der Teilchendurchmesser des erhaltenen feinen Pulvers durch das Teilchengrößenverteilungs-Messgerät gemessen worden war, wurde der Wert von D50 mit 3,5 µm bestätigt.
Als Nächstes wurde der geformte Körper durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 2 hergestellt. Der Sinterprozess und die Veralterungsbehandlung wurden durchgeführt, um den gesinterten Körper zu erhalten.
Danach wurden Br und HcJ entsprechend den Messergebnissen, die durch den B-H-Tracer erhalten wurden, mit dem gleichen Verfahren wie demjenigen in Vergleichsbeispiel 1 berechnet. Es wurde nachgewiesen, dass die Hauptbildungsphase in dem erhaltenen gesinterten Körper die tetragonale Struktur von R₂T₁₄B aufwies. Es wurde anhand der Ergebnisse von FE-SEM und EDS nachgewiesen, dass die Ce-reiche Korngrenzenphase neben der Hauptphase vorhanden war. Und es wurde die Konzentration x von Ce in dieser Korngrenzenphase berechnet. Danach wurden Fgb und Atre berechnet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 1 gezeigt.
(Vergleichsbeispiel 4)
Die Legierungsbleche wurden durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 1 hergestellt und pulverisiert, mit der Ausnahme, dass die Zusammensetzung der Korngrenzenphase Ce 93,0At-%-Co 5,0At-%-Cu 1,0At-%-Al 1,0At-% war. Nachdem der Teilchendurchmesser des erhaltenen feinen Pulvers durch das Teilchengrößenverteilungs-Messgerät gemessen worden war, wurde der Wert von D50 mit 3,6 µm bestätigt.
Als Nächstes wurde der geformte Körper durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 2 hergestellt. Der Sinterprozess und die Veralterungsbehandlung wurden durchgeführt, um den gesinterten Körper zu erhalten.
Danach wurden Br und HcJ entsprechend den Messergebnissen, die durch den B-H-Tracer erhalten wurden, mit dem gleichen Verfahren wie demjenigen in Vergleichsbeispiel 1 berechnet. Es wurde nachgewiesen, dass die Hauptbildungsphase in dem erhaltenen gesinterten Körper die tetragonale Struktur von R₂T₁₄B aufwies. Es wurde anhand der Ergebnisse von FE-SEM und EDS nachgewiesen, dass die Ce-reiche Korngrenzenphase neben der Hauptphase vorhanden war. Und es wurde die Konzentration x von Ce in dieser Korngrenzenphase berechnet. Danach wurden Fgb und Atre berechnet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 1 gezeigt.
(Vergleichsbeispiel 5)
Die Legierungsbleche wurden durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 1 hergestellt und pulverisiert, mit der Ausnahme, dass die Zusammensetzung der Korngrenzenphase Ce 28,5 At-% - Fe 59,2 At-% - Co 10,3 At-% - Cu 1,0 At-% - Al 1,0 At-% war. Nachdem der Teilchendurchmesser des erhaltenen feinen Pulvers durch das Teilchengrößenverteilungs-Messgerät gemessen worden war, wurde der Wert von D50 mit 3,6 µm bestätigt.
Als Nächstes wurde der geformte Körper durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 2 hergestellt. Der Sinterprozess und die Veralterungsbehandlung wurden durchgeführt, um den gesinterten Körper zu erhalten.
Danach wurden Br und HcJ entsprechend den Messergebnissen, die durch den B-H-Tracer erhalten wurden, mit dem gleichen Verfahren wie demjenigen in Vergleichsbeispiel 1 berechnet. Es wurde nachgewiesen, dass die Hauptbildungsphase in dem erhaltenen gesinterten Körper die tetragonale Struktur von R₂T₁₄B aufwies. Es wurde anhand der Ergebnisse von FE-SEM und EDS nachgewiesen, dass die Ce-reiche Korngrenzenphase neben der Hauptphase vorhanden war. Und es wurde die Konzentration x von Ce in dieser Korngrenzenphase berechnet. Danach wurden Fgb und Atre berechnet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 1 gezeigt.
(Beispiel 4)
Die Legierungsbleche wurden durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 1 hergestellt und pulverisiert, mit der Ausnahme, dass die Zusammensetzung der Korngrenzenphase Ce 31,1 At-% - Fe 56,6 At-% - Co 10,3 At-% - Cu 1,0 At-% - Al 1,0 At-% war. Nachdem der Teilchendurchmesser des erhaltenen feinen Pulvers durch das Teilchengrößenverteilungs-Messgerät gemessen worden war, wurde der Wert von D50 mit 3,6 µm bestätigt.
Als Nächstes wurde der geformte Körper durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 2 hergestellt. Der Sinterprozess und die Veralterungsbehandlung wurden durchgeführt, um den gesinterten Körper zu erhalten.
Danach wurden Br und HcJ entsprechend den Messergebnissen, die durch den B-H-Tracer erhalten wurden, mit dem gleichen Verfahren wie demjenigen in Vergleichsbeispiel 1 berechnet. Es wurde nachgewiesen, dass die Hauptbildungsphase in dem erhaltenen gesinterten Körper die tetragonale Struktur von R₂T₁₄B aufwies. Es wurde anhand der Ergebnisse von FE-SEM und EDS nachgewiesen, dass die Ce-reiche Korngrenzenphase neben der Hauptphase vorhanden war. Und es wurde die Konzentration x von Ce in dieser Korngrenzenphase berechnet. Danach wurden Fgb und Atre berechnet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 1 gezeigt.
(Vergleichsbeispiel 6)
Die Legierungsbleche wurden durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 1 hergestellt und pulverisiert, mit der Ausnahme, dass die Zusammensetzung der Korngrenzenphase Ce 19,6 At-% - Nd 37,3 At-% - Fe 30,8 At-% - Co 10,3 At-% - Cu 1,0 At-% - Al 1,0 At-% war. Nachdem der Teilchendurchmesser des erhaltenen feinen Pulvers durch das Teilchengrößenverteilungs-Messgerät gemessen worden war, wurde der Wert von D50 mit 3,6 µm bestätigt.
Als Nächstes wurde der geformte Körper durch das gleiche Verfahren wie dasjenige im Vergleichsbeispiel 2 hergestellt. Der Sinterprozess und die Veralterungsbehandlung wurden durchgeführt, um den gesinterten Körper zu erhalten.
Danach wurden Br und HcJ entsprechend den Messergebnissen, die durch den B-H-Tracer erhalten wurden, mit dem gleichen Verfahren wie demjenigen in Vergleichsbeispiel 1 berechnet. Es wurde nachgewiesen, dass die Hauptbildungsphase in dem erhaltenen gesinterten Körper die tetragonale Struktur von R₂T₁₄B aufwies. Es wurde anhand der Ergebnisse von FE-SEM und EDS nachgewiesen, dass die Ce-reiche Korngrenzenphase und die Nd-reiche Korngrenzenphase neben der Hauptphase vorhanden war. Und es wurden x, Fgb und Atre durch das gleiche Verfahren wie in Beispiel 1 berechnet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 1 gezeigt.
Wenn die Beispiele 1 bis 3 und die Vergleichsbeispiele 1 bis 4 verglichen wurden, konnte festgestellt werden, dass mit der Zunahme der Konzentration x von Ce HcJ zunahm. Und im Fall von 0,20 ≤ x ≤ 0,55 konnte der Magnet mit einer Restmagnetflussdichte, die derjenigen eines herkömmlichen Nd-Fe-B-Mageten entspricht, sowie die erhöhte Koerzitivkraft erhalten werden. Anhand der Ergebnisse von Fgb konnte man erkennen, dass der Diederwinkel von 90° oder kleiner am Tripelpunkt der Hauptphase durch Erhöhen der Konzentration von Ce in der Korngrenzenphase zunehmen konnte. Somit wurde angenommen, dass im Vergleich zu der Korngrenzenphase in dem herkömmlichen Nd-Fe-B-Magneten die Korngrenzenphase der vorliegenden Erfindung eine verbesserte Kompatibilität mit den Hauptphasenkörnern aufwies und der Prozentanteil der Abdeckung der Hauptphasenkörner durch die Grenzphasenkörner erhöht war. Ferner wurde die Koerzitivkraft mit der Entwicklung der magnetischen Abscheidung verbessert. Außerdem nahm man an, dass in dem Maße, wie Atre auf den passenden Bereich reguliert wurde, die Abnahme des Volumens der Hauptphase gering war, und die Abnahme der Restmagnetflussdichte ebenfalls geringfügig wurde.

Des Weiteren konnte, wenn die Beispiele 2, 4 und die Vergleichsbeispiele 5, 6, in denen Ce mit dem gleichen Konzentrationsgrad enthalten war, betrachtet wurden, selbst wenn Fgb hoch genug war und die Kompatibilität der Korngrenzenphase mit der Hauptphase ausreichend war, der Magnet mit einer Restmagnetflussdichte, die derjenigen des herkömmlichen Nd-Fe-B-Magneten entspricht, sowie die verbesserte Koerzitivkraft nur im Fall von 0,03 < Atre < 0,07 erhalten werden. In dem Fall, dass Atre 0,03 oder kleiner war, obgleich die Kompatibilität der Korngrenzenphase mit der Hauptphase hoch war und die Korngrenzenphase die Eigenschaft hatte, die Hauptphasenkörner leicht abzudecken, konnte die Hauptphase nicht vollständig bedeck werden, weil das Verhältnis der Korngrenzenphase klein war. Daneben nahm in dem Fall, dass Atre 0,07 oder höher war, da das Verhältnis der Korngrenzenphase groß wurde und das Volumen der Hauptphasenkörner abnahm, die Restmagnetflussdichte ab, selbst wenn die Koerzitivkraft verbessert werden konnte. Tabelle 1]

	Korngrenzenphase	x	Atre	Fgb	HcJ(kA/ m)	Br(T)
Vergleichsbeispiel 1	Nd64At %-Fe23,7At %-Co10,3At %-Cu1,0At %-A11,0At %	0	0,062	0,26	1153	1,34
Vergleichsbeispiel 2	Ce10,1At-%-Nd71,1At-%-Fe6,5At-%-Co10,3At-%-Cu1,0At-%-A11,0At-%	0,11	0,095	0,33	1659	1,25
Beispiel 1	Ce13,5At-%-Nd25,5At-%-Fe48,7At-%-Co10,3At-%-Cu1,0At-%-A11,0At-%	0,20	0,047	0,64	1548,4	1,38
Beispiel 2	Ce23,2At-%-Nd27,7At-%-Fe36,8At-%-Co10,3At-%-Cu1,0At-%-A11,0At-%	0,33	0,065	0,79	1785,4	1,35
Beispiel 3	Ce54,5At-%-Fe33,2At-%-Co10,3At-%Cu1,0At-%-A11,0At-%	0,55	0,069	0,92	2077,7	1,34
Vergleichsbeispiel 3	Ce61,6At-%Fe26,1At-%-Co10,3At-%-Cu),0At-%-A11,0At-%	0,62	0,081	0,91	2377,9	1,29
Vergleichsbeispiel 4	Ce93,0At-%Co5,0At-%Cu1,0At-%-A11,0At-%	0,95	0,180	0,93	2488	1,26
Vergleichsbeispiel 5	Ce28,5At-%Fe59,2At-%-Co10,3At-%-Cu1,0At-%A11,0At-%	0,33	0,030	0,22	1003	1,40
Beispiel 4	Ce31,1At-%-Fe56,6At-%-Co10,3At-%-Cu1,0At-%-A11,0At-%	0,35	0,035	0,51	1343	1,39
Vergleichsbeispiel 6	Ce19,6At-%-Nd37,3 At-%-Fe30,8At-%-Co10,3At-%-Cu),0At%-A11,0At-%	0,33	0,073	0,83	1832	1,30

Wie weiter oben beschrieben, besitzt der Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Erfindung eine hohe Koerzitivkraft ohne die Verwendung von schweren Seltenerdelementen, die knapp an Ressourcen sind und in Bezug auf Preis und Angebot instabil sind. Damit kann ein solcher Permanentmagnet geeigneter Weise als ein Permanentmagnet für einen Motor verwendet werden, welcher einen hohen Wirkungsgrad in Antriebssystemen im menschlichen Lebensumfeld, bei Industriezweigen und Beförderungsmitteln bereitstellen kann.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Die 1 ist eine Querschnittsansicht, welche die Ausführungsform des Motors gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt.
Die 2 ist eine Musteransicht, welche den Diederwinkel zeigt, der durch die Hauptphasenkörner gebildet wird, die den Permanentmagneten gemäß der vorliegenden Erfindung bilden.

BESCHREIBUNG DER REFERENZZIFFERN

1: Motor mit eingebettetem Permanentmagnet
2: Stator
3: Rotor
4: Eisenkern
5: Permanentmagnet
6: Hauptphasenkorn
7: Diederwinkel

Claims

Permanentmagnet, umfassend: eine Hauptphase, welche aus der Struktur besteht, die durch R₂T₁₄B repräsentiert wird; und eine Korngrenzenphase, welche aus Ce_xM_1-x besteht, und wobei das Querschnittsverhältnis Atre der Summe der Korngrenzenphase zu der ganzen Magnetstruktur im Bereich von 0,03 < Atre < 0,07 liegt, wobei R mindestens ein Element ist, welches aus der Gruppe gewählt wird, die aus Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu und Gd besteht, T ein oder mehrere Übergangsmetallelemente mit Fe oder einer Kombination von Fe und Co ist, M mindestens ein Element ist, das aus der Gruppe gewählt ist, die aus Mg, Al, Si, Ti, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Zn, Ga, Y, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Sn, La, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Hf, Ta, W und Bi besteht, x innerhalb des Bereiches 0,20 ≤ x ≤ 0,55 liegt, der Permanentmagnet 12 bis 18 at% R enthält, 73 bis 83 at% T enthält, 5 bis 8 at% B enthält, und dabei 0.5 bis 5 at% Ce als R enthält und der Permantmagnet ein gesinterter Magnet ist.
Permanentmagnet gemäß Anspruch 1, wobei die Frequenz Fgb an dem Querschnitt innerhalb des Bereiches 0,5 ≤ Fgb liegt, wobei der Diederwinkel, der durch die Hauptphasenkörner am Tripelpunkt der Hauptphase gebildet wird, 90° oder weniger beträgt; Wobei Fgb das Verhältnis der Messanzahlen mit Diederwinkel 90° oder weniger zu allen Messzahlen ist.
Motor, der den Permanentmagneten gemäß Anspruch 1 oder Anspruch 2 verwendet.