DE102016001717B4

DE102016001717B4 - Seltenerd-basierter Permanentmagnet

Info

Publication number: DE102016001717B4
Application number: DE102016001717.1A
Authority: DE
Inventors: Akihiro Ohsawa; Yasushi Enokido
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2015-02-16
Filing date: 2016-02-16
Publication date: 2024-02-29
Anticipated expiration: 2036-02-17
Also published as: JP6424664B2; DE102016001717A1; US20160240293A1; CN105895287A; CN105895287B; JP2016152246A; US10242780B2

Abstract

Seltenerd-basierter Permanentmagnet, umfassend einen gesinterten Presskörper mit einer R-T-B-basierten Zusammensetzung, wobei R2T14B-Phasen die Hauptphase der R-T-B-basierten Zusammensetzung bilden, wobeider gesinterte Presskörper zwei Arten von Hauptphasenkörnern M1 und M2 umfasst, wobei die Konzentrationsverteilung von R in M1 von jener in M2 verschieden ist, R R1 und R2 umfasst, R1 mindestens ein Seltenerdelement einschließlich Y und unter Ausschluss von Dy, Tb und Ho repräsentiert, R2 mindestens eines von der aus Ho, Dy und Tb bestehenden Gruppe repräsentiert,das Hauptphasenkorn M1 eine Kern-Schale-Struktur umfasst, welche einen Kernteil und einen den Kernteil ummantelnden Schalenteil enthält, wobei der Kernteil ein Teil ist, der einen Konzentrationsunterschied bei dem/den schweren Seltenerdelement(en) von 3 At.-% oder mehr verglichen mit dem Außenrand-Teil aufweist und das Zentrum beinhaltet, und der Schalenteil der vom Kernteil verschiedene Teil des Hauptphasenkorns ist, der Außenrand-Teil ein Teil mit einer Tiefe von 0,5 µm ab der Oberfläche des Hauptphasenkorns ist und der Schalenteil den Außenrand-Teil beinhaltet,wobei wenn die Atomkonzentration von R1 im Kernteil als αR1 definiert ist, die Atomkonzentration von R2 im Kernteil als αR2 definiert ist, die Atomkonzentration von R1 im Schalenteil als βR1 definiert ist und die Atomkonzentration von R2 im Schalenteil als βR2 definiert ist, die folgenden Bedingungen erfüllt sind, nämlich αRl>βR1, αR2<βR2, αR1>αR2 und βR1<βR2,das Hauptphasenkorn M2 eine Kern-Schale-Struktur aufweist, welche einen Kernteil und einen den Kernteil ummantelnden Schalenteil enthält, wobei wenn die Atomkonzentration von R1 im Kernteil als γR1 definiert ist, die Atomkonzentration von R2 im Kernteil als γR2 definiert ist, und die Atomkonzentration von R1 im Schalenteil als εR1 definiert ist und die Atomkonzentration von R2 als εR2 definiert ist, die folgenden Bedingungen erfüllt sind, nämlich γR1<εR1, γP2>εR2, γR1<γR2 und εR1>εR2,die Atomkonzentrationen von R1 und R2 durch Berechnung der durchschnittlichen Konzentrationen von 20 Sichtfeldern bei der Elementkartierung mithilfe des EPMA von 256 Punkten × 256 Punkten unter Verwendung eines Flächenbereichs von 50 µm×50 µm als Einheitsquerschnitt ermittelt werden undin Bezug auf alle Hauptphasenkörner, die bei einem Einheitsquerschnitt des gesinterten Presskörpers beobachtet werden, die Anteile, welche von den Hauptphasenkörnern belegt werden, welche die Kern-Schale-Struktur aufweisen, jeweils 5% oder mehr betragen.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Dauer- bzw. Permanentmagneten auf Basis seltener Erden, insbesondere einen Seltenerd-basierten Permanentmagneten, bei dem ein Teil von R in dem R-T-B-basierten gesinterten Magneten durch schwere Seltenerdelement(e) ersetzt ist.
HINTERGRUND
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet (R steht für Seltenerdelement(e), T steht für Fe oder Fe, von dem ein Teil durch Co ersetzt ist, und B steht für Bor), bei dessen Hauptphase es sich um die tetragonale Verbindung R₂T₁₄B handelt, weist bekanntermaßen hervorragende magnetische Eigenschaften auf und ist daher ein repräsentativer Permanentmagnet mit Hochleistungsmerkmalen seit seiner Erfindung im Jahre 1982 (Patentdokument 1).
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet, bei dem sich die Seltenerdelement(e) R aus Nd, Pr, Dy, Tb und/oder Ho zusammensetzen, weist ein großes magnetisches Anisotropiefeld Ha auf und wird bevorzugt als Permanentmagnetmaterial verwendet. Speziell der Nd-Fe-B-basierte Permanentmagnet, bei dem Nd das Seltenerdelement R ist, findet breite Anwendung in Verbraucher-, Industrie-, Transportgerätschaften und dergleichen, weil er ein gutes Gleichgewicht zwischen der Sättigungsmagnetisierung Is, der Curietemperatur Tc und dem magnetischen Anisotropiefeld Ha aufweist.
Beim herkömmlichen R-T-B-basierten Permanentmagneten ist die Verbesserung von magnetischen Eigenschaften erforderlich. Im Besonderen wurden zahlreiche Ansätze zur Verbesserung der magnetischen Remanenzflussdichte Br und der Koerzitivität bzw. Koerzitivfeldstärke HcJ unternommen. Als eines der angewendeten Verfahren wird ein Verfahren vorgeschlagen, bei dem Element(e) mit hoher magnetischer Anisotropie, wie Dy, Tb oder dergleichen, zugesetzt wird/werden, um die Koerzitivität zu erhöhen.
Allerdings ist es unter Gesichtspunkten der Ressourcen-Einsparung und Kostensenkung erforderlich, dass die Menge der zugesetzten schweren Seltenerdelement(e) auf einem Minimum gehalten wird. Als Verfahren der Zugabe der schweren Seltenerdelement(e) ist zum Beispiel eine Technik, welche Korngrenzendiffusion beinhaltet, offenbart worden (Patentdokument 2).
Als ein anderes Verfahren der Zugabe der schweren Seltenerdelement(e) ist eine Technik offenbart worden, in welcher die RH-T-Phase (RH steht für das schwere Seltenerdelement) mit der RL-T-B-Phase (RL steht für das leichte Seltenerdelement) gemischt wird oder alternativ die RH-T-B-Phase mit der RL-T-B-Phase gemischt wird, um den gesinterten Kompakt- bzw. Presskörper herzustellen (Patentdokument 3).
Patentdokumente

Patentdokument 1: JP-A-S59-46008
Patentdokument 2: JP-A-4831074
Patentdokument 3: JP-A-4645855

Die DE 10 2013 206 940 A1 offenbart eine kostengünstige Ce-Permanentmagnetlegierung mit doppelter Hauptphase und ein Verfahren zu deren Herstellung und gehört zum technischen Bereich der Seltenerd-Permanentmagnetmaterialien.
Die US 2014 / 0 184 370 A1 bezieht sich auf einen gesinterten Seltenerdmagneten, der für eine Magnetfeldquelle wie beispielsweise eine rotierende Maschine wie ein Motor und ein magnetisches Magnetresonanztomographiesystem (MRI) verwendet wird, ein Verfahren zur Herstellung desselben und eine rotierende Maschine.
ZUSAMMENFASSUNG
In den letzten Jahren deckt die Anwendung des Seltenerd-basierten Magneten mehrere Aspekte ab, und bessere magnetische Eigenschaften verglichen mit herkömmlichen Seltenerd-basierten Magneten sind erwünscht. Speziell wenn der R-T-B-basierte gesinterte Magnet in einem Hybridfahrzeug oder dergleichen zum Einsatz kommt, wird der Magnet einer relativ hohen Temperatur ausgesetzt. Somit wird das Hemmen der Entmagnetisierung bei hoher Temperatur, die durch Wärme verursacht wird, entsprechend bedeutsam. Zum Hemmen der Entmagnetisierung bei hoher Temperatur muss die Koerzitivität bei Raumtemperatur im R-T-B-basierten Sintermagneten erhöht werden.
Die vorliegende Erfindung wird im Hinblick auf die oben geschilderten Gegebenheiten bewerkstelligt. Für den R-T-B-basierten Sintermagneten zielt die vorliegende Erfindung auf die Bereitstellung eines Permanentmagneten, der eine höhere Koerzitivität im Vergleich zu denjenigen im Stand der Technik aufweist.
Zur Lösung des oben erwähnten technischen Problems und zur Erreichung des Ziels ist der Seltenerd-basierte Permanentmagnet der vorliegenden Erfindung folgendermaßen gekennzeichnet. Der Seltenerd-basierte Permanentmagnet besteht aus einem gesinterten Presskörper, der eine Zusammensetzung auf R-T-B-Basis aufweist, wobei der gesinterte Presskörper zwei Arten von Hauptphasenkörnern M1 und M2 enthält, welche verschiedene Konzentrationsverteilungen von R aufweisen, und R enthält R1 (R1 repräsentiert mindestens ein Seltenerdelement, einschließlich Y und unter Ausschluss von Dy, Tb und Ho) und R2 (R2 repräsentiert mindestens eines aus der aus Ho, Dy und Tb bestehenden Gruppe), wie es notwendig ist. Das Hauptphasenkorn M1 hat eine Kern-Schale-Struktur, welche einen Kernteil und einen den Kernteil ummantelnden Schalenteil enthält. Wenn die Atomkonzentrationen von R1 und R2 in dem Kernteil als αR1 bzw. αR2 definiert sind und die Atomkonzentrationen von R1 und R2 im Schalenteil als βR1 bzw. βR2 definiert sind, werden die folgenden Bedingungen erfüllt, nämlich αR1>βR1, αR2<βR2, αR1>αR2 und βR1<βR2. Das Hauptphasenkorn M2 hat eine Kern-Schale-Struktur, welche einen Kernteil und einen den Kernteil ummantelnden Schalenteil enthält. Wenn die Atomkonzentrationen von R1 und R2 in dem Kernteil als γR1 bzw. γR2 definiert sind und die Atomkonzentrationen von R1 und R2 im Schalenteil als εR1 bzw. εR2 definiert sind, werden die folgenden Bedingungen erfüllt, nämlich γR1<εR1, γR2>εR2, yR1<γR2 und εR1>εR2. In Bezug auf alle Hauptphasenkörner, die bei einem Einheitsquerschnitt des gesinterten Presskörpers beobachtet werden, betragen ferner die Anteile, welche von den Hauptphasenkörnern belegt werden, welche beide die Kern-Schale-Strukturen aufweisen, jeweils 5% oder mehr.
In der vorliegenden Erfindung ist ein Einheitsquerschnitt im Querschnitt des gesinterten Presskörpers eine Region von 50 µm×50 µm.
Im R₂T₁₄B-Korn (dem Hauptphasenkorn) ist derjenige Teil, der einen Konzentrationsunterschied bei den schweren Seltenerdelement(en) von 3 At.-% oder mehr verglichen mit dem Außenrand-Teil aufweist und das Zentrum beinhaltet, als der Kernteil definiert, und der vom Kernteil verschiedene Teil des Hauptphasenkorns ist als der Schalenteil definiert. Das Hauptphasenkorn, welches den Kernteil und den Schalenteil aufweist, wird als ein Kern-Schale-Korn bezeichnet. Der Teil mit einer Tiefe von 0,5 µm ab der Oberfläche des Hauptphasenkorns ist als der Außenrand-Teil definiert, und der Schalenteil beinhaltet den Außenrand-Teil.
Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung haben untersucht, ob der R-T-B-basierte gesinterte Magnet eine Struktur aufweist, welche den Hoch-Koerzitivitäts-Effekt, der von dem schweren Seltenerdelement bereitgestellt wird, zum weitest gehenden Ausmaß ausüben kann. Im Ergebnis ist festgestellt worden, dass eine hohe Koerzitivität bereitgestellt werden kann, wenn der R-T-B-basierte gesinterte Magnet die Hauptphasenkörner enthält, welche die oben dargelegte Kern-Schale-Struktur aufweisen. Der Grund hierfür ist nicht klar, aber wird seitens der Erfinder der vorliegenden Anmeldung als Folgender vermutet. Zunächst wird angenommen, dass die hohe Koerzitivität durch das erhöhte Anisotropie-Magnetfeld herbeigeführt wird, das durch die Zugabe der Seltenerdelement(e) erzeugt wird. Zweitens wird in Betracht gezogen, dass die hohe Koerzitivität durch den „Pinning“-Effekt der magnetischen Domänenwand, erzeugt an der Grenzfläche zwischen dem Kernteil und dem Schalenteil, herbeigeführt wird. Wenn zum Beispiel eine erhebliche Menge der schweren Seltenerdelement(e) im Kernteil vorhanden ist und ein relativ hoher Gehalt der leichten Seltenerdelement(e) im Schalenteil vorhanden ist, werden die Gitterkonstanten zwischen dem Kernteil und dem Schalenteil verschieden sein. Somit wird in Betracht gezogen, dass Deformation(en) an der Grenzfläche zwischen dem Kernteil und dem Schalenteil erzeugt werden. Die Deformation wird zur Pinning-Stelle, welche den inhibitorischen Effekt auf die Bewegung der magnetischen Domänenwand ausübt. Das Gleiche wird geschehen, wenn der Kernteil eine höhere Menge der leichten Seltenerdelement(e) enthält und der Schalenteil eine höhere Menge der schweren Seltenerdelement(e) enthält. Drittens wird in Betracht gezogen, dass ein Hemmeffekt bezüglich der Verminderung der Koerzitivität entsteht, wobei die Verminderung der Koerzitivität dadurch verursacht wird, dass die zwei Arten von Hauptphasenkörnern einander kontaktieren. Wenn sich die Hauptphasenkörner in den R-T-B-basierten Sintermagneten einander kontaktieren, wird eine magnetische Kopplung auftreten, und die Koerzitivität wird erheblich sinken. Wenn dabei eine Korngrenzenphase eingeführt wird, um die Hauptphasenkörner jeweils zu umgeben, wird die magnetische Kopplung zwischen den Hauptphasenkörnern eliminiert. Allerdings ist es ziemlich schwierig, alle Hauptphasenkörner vollständig mit der Korngrenzenphase zu umschließen. In dieser Hinsicht kann, wenn eine Struktur bereitgestellt wird, in der die Hauptphasenkörner als die M1-Körner und die M2-Körner hergestellt werden, die Koerzitivität erhöht werden, selbst wenn M1 in Kontakt mit M2 steht, wobei das M1-Korn einen Kernteil mit einer höheren Menge der leichten Seltenerdelement(e) und zudem einen Schalenteil mit einer höheren Menge der schweren Seltenerdelement(e) aufweist, und das M2-Korn einen Kernteil mit einer höheren Menge der schweren Seltenerdelement(e) und auch einen Schalenteil mit einer höheren Menge der leichten Seltenerdelement(e) aufweist. Dem ist so, weil wenn M1 mit M2 in Kontakt gerät, der eine höhere Menge der leichten Seltenerdelement(e) aufweisende Schalenteil in Kontakt mit dem eine höhere Menge der schweren Seltenerdelement(e) aufweisenden Schalenteil steht, was zu einem Pinning-Effekt führt, der der gleiche ist wie jener an der oben genannten Kern-Schale-Grenzfläche.
In der vorliegenden Erfindung können, wenn das M1-Korn und das M2-Korn, welche beide die Kern-Schale-Struktur aufweisen, jeweils 5% oder mehr ausmachen, die durch die Kern-Schale-Struktur gebildeten Pinning-Stellen erzeugt werden, und die durch den Kontakt der Hauptphasenkörner verursachte Minderung der Koerzitivität kann verhindert werden. Deshalb kann eine hohe Koerzitivität bereitgestellt werden.
In einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung macht R2, das im gesinterten Presskörper enthalten ist, 11 At.-% oder weniger aus.
Wenn der Gehalt des schweren Seltenerdelements 11 At.-% oder weniger in dem R-T-B-basierten gesinterten Magneten der vorliegenden Erfindung beträgt, kann die substantielle Verringerung der magnetischen Remanenzflussdichte verhindert werden. Es wird in Betracht gezogen, dass der Grund, warum die magnetische Remanenzflussdichte einhergehend mit der Zugabe der schweren Seltenerdelement(e) verringert wird, in der Verringerung der Magnetisierung besteht, wobei die Verringerung der Magnetisierung durch die antiparallele Kopplung des magnetischen Moments der schweren Seltenerdelement(e) und des magnetischen Moments von Nd oder Fe verursacht wird. Die vorliegende Erfindung wurde im Hinblick auf die obigen Befunde ausgearbeitet.
Wie oben beschrieben, weist der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Erfindung eine höhere Koerzitivität als die herkömmlichen Magnete auf.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG VON AUSFÜHRUNGSFORMEN
Der R-T-B-basierte Sintermagnet der vorliegenden Ausführungsform enthält 11 bis 18 At.-% der Seltenerdelement(e) (R). Wenn der Gehalt an R weniger als 11 At.-% beträgt, wird die Erzeugung von R₂T₁₄B-Phasen (welche die Hauptphase des R-T-B-basierten gesinterten Magneten bilden) nicht vollständig sein, und α-Fe oder dergleichen, welches weichen Magnetismus besitzt, wird präzipitiert. Daher sinkt die Koerzitivität signifikant ab. Wenn andererseits der Gehalt von R höher als 18 At.-% ist, sinkt der Volumenanteil, der von der R₂T₁₄B-Hauptphase belegt wird, und die magnetische Remanenzflussdichte wird sinken. Darüber hinaus reagiert R mit Sauerstoff, und daher wird der Gehalt an Sauerstoff zunehmen. Damit wird die R-reiche Phase, welche die Erzeugung der Koerzitivität unterstützt, geringer sein, was zur Verminderung der Koerzitivität führt.
In der vorliegenden Ausführungsform enthält das Seltenerdelement(e) (R) R1 und R2. Jedoch sind R1 und R2 beide notwendig, wobei R1 für mindestens ein Seltenerdelement einschließlich Y und unter Ausschluss von Dy, Tb und Ho steht, und R2 mindestens eines von der aus Dy, Tb und Ho bestehenden Gruppe repräsentiert. In Bezug auf den Gesamtgehalt der Seltenerdelement(e) (TRE), beträgt der Anteil von R1 an TRE vorzugsweise 30 bis 92 Gewichts-%, und der Anteil von R2 an TRE beträgt 8 bis 70 Gewichts-%. Hierbei kann R auch einige andere Komponent(en) aus der Verunreinigung des Rohmaterials oder den während der Herstellung beigemischten Verunreinigungen enthalten.
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet der vorliegenden Ausführungsform enthält 5 bis 8 At.-% Bor (B). Wenn weniger als 5 At.-% B enthalten sind, kann keine hohe Koerzitivität bereitgestellt werden. Wenn andererseits mehr als 8 At.-% B enthalten sind, nimmt die magnetische Remanenzflussdichte tendenziell ab. Daher wird die Obergrenze für B bei 8 At.-% festgelegt.
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet der vorliegenden Erfindung enthält 74 bis 83 At.-% des Übergangsmetallelements T. In der vorliegenden Erfindung enthält T Fe als das wesentliche Element und kann 4,0 At.-% oder weniger Co enthalten. Co bildet die gleiche Phase wie Fe, während es zur Erhöhung der Curietemperatur und zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit der Korngrenzenphase beiträgt. Darüber hinaus kann der R-T-B-basierte gesinterte Magnet, der in der vorliegenden Erfindung verwendet werden kann, entweder Al oder Cu oder beides in einer Menge von 0,01 bis 1,2 At.-% enthalten. Wenn entweder Al oder Cu oder beides in einem solchen Bereich enthalten sind, kann der erhaltene gesinterte Magnet eine hohe Koerzitivität, gute Korrosionsbeständigkeit und verbesserte Temperatureigenschaften aufweisen.
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet der vorliegenden Ausführungsform kann andere Element(e) enthalten. Zum Beispiel kann ein Element, wie Zr, Ti, Bi, Sn, Ga, Nb, Ta, Si, V, Ag, Ge oder dergleichen, in geeigneter Weise enthalten sein. Andererseits ist es zu bevorzugen, dass der Gehalt der Verunreinigungselement(e), wie Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff und dergleichen, auf ein Minimum verringert wird. Speziell für Sauerstoff, der den magnetischen Eigenschaften abträglich ist, wird dessen Gehalt vorzugsweise auf 5000 ppm oder weniger und weiter bevorzugt auf 3000 ppm oder weniger eingestellt. Dem ist so, weil wenn der Sauerstoffgehalt hoch ist, die nicht-magnetische Phase aus Oxiden der Seltenerdelement(e) zunehmen wird, was zur Verschlechterung von magnetischen Eigenschaften führt.
Im R-T-B-basierten gesinterten Magnet der vorliegenden Ausführungsform gibt es, zusätzlich zu den R₂T₁₄B-Hauptphasenkörnern, eine komplexe Struktur, die aufgebaut ist aus den eutektischen Zusammensetzungen, wie der R-reichen Phase, der B-reichen Phase und dergleichen, welche als die Korngrenzenphase bezeichnet werden. Die Größe der Hauptphasenkörner beträgt ungefähr 1 bis 10 µm.
Hierin nachstehend wird das bevorzugte Beispiel des Herstellungsverfahrens in der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Während der Herstellung des R-T-B-basierten gesinterten Magneten der vorliegenden Ausführungsform werden Legierungsrohmaterialien hergestellt, um den R1-T-B-basierten Magneten bzw. den R2-T-B-basierten Magneten mit gewünschten Zusammensetzungen bereitzustellen. Die Legierungsrohmaterialien können durch ein Bandgießverfahren oder andere allgemein bekannte Schmelzmethoden unter Vakuum oder in einer inerten Atmosphäre, vorzugsweise einer Ar-Atmosphäre, hergestellt werden. Beim Bandgießverfahren wird das Metallrohmaterial unter der nichtoxidierenden Atmosphäre, wie etwa der Ar-Atmosphäre, geschmolzen, und das erhaltene geschmolzene Metall wird auf die Oberfläche einer rotierenden Walze gesprüht. Das auf der Walze abgeschreckte geschmolzene Metall wird zu einer dünnen Platte oder einem Blech bzw. Blatt (eine Fischschuppen-artige Gestalt) erstarren gelassen. Die abgeschreckte und erstarrte Legierung wird dann mit einer homogenen Struktur bereitgestellt, die eine Korngröße von 1 bis 50 µm aufweist. Neben dem Bandgießverfahren kann das Legierungsrohmaterial auch durch gewisse Schmelzverfahren, wie das Hochfrequenz-Induktionsschmelzverfahren, erhalten werden. Zum Verhindern des Auftretens von Segregation nach dem Schmelzprozess kann das geschmolzene Metall darüber hinaus auf eine wassergekühlte Kupferplatte gegossen werden, um verfestigt zu werden. Ferner kann die durch das Reduktions-Diffusions-Verfahren erhaltene Legierung als das Legierungsrohmaterial verwendet werden.
Das erhaltene R1-T-B-basierte Legierungsrohmaterial und das R2-T-B-basierte Legierungsrohmaterial werden gemischt und dann einem Pulverisierungs-Schritt unterzogen. Das Mischverhältnis kann in geeigneter Weise gemäß der Zielzusammensetzung eingestellt werden, die nach dem Mischen oder dergleichen erhalten werden soll. Vorzugsweise beträgt der Gewichtsanteil, der von der R1-T-B-basierten Legierung eingenommen wird, 30 bis 92%, und jener, der von der R2-T-B-basierten Legierung eingenommen wird, beträgt 8 bis 70%. Der Pulverisierungs-Schritt beinhaltet einen Grobpulverisierungs-Schritt und einen Fein-Pulverisierungs-Schritt. Als Erstes, wird das Legierungsrohmaterial grob pulverisiert, so dass es eine Teilchengröße von ungefähr einigen Hundert µm aufweist. Die Grobpulverisierung wird vorzugsweise in einer inerten Atmosphäre unter Verwendung eines Pochwerks, eines Backenbrechers, einer Braun-Mühle oder dergleichen durchgeführt. Vor der Grobpulverisierung ist es wirkungsvoll, die Pulverisierung durch Einlagern von Wasserstoff in das Legierungsrohmaterial und danach Freisetzen des Wasserstoffs durchzuführen. Die Wasserstoff-Freisetzungs-Behandlung wird durchgeführt zur Verminderung des Wasserstoffs, der zu einer Verunreinigung für den Seltenerd-basierten Sintermagnet werden könnte. Die Erwärmungs- und Haltetemperatur für die Wasserstoffeinlagerung wird auf 200°C oder höher und vorzugsweise 350°C oder höher eingestellt. Die Haltedauer variiert abhängig von der Beziehung zur Haltetemperatur, zur Dicke des Legierungsrohmaterials und dergleichen. Jedoch dauert sie mindestens 30 Minuten oder länger und vorzugsweise 1 Stunde oder länger. Die Wasserstoff-Freisetzungs-Behandlung wird unter Vakuum oder in einem Ar-Gasfluss durchgeführt. Darüber hinaus sind die Wasserstoffeinlagerungs-Behandlung und die Wasserstoff-Freisetzungs-Behandlung keine notwendigen Behandlungen. Alternativ kann die Wasserstoffpulverisierung als die Grobpulverisierung angesehen werden, und somit kann die mechanische Grobpulverisierung weggelassen werden.
Nach der Grobpulverisierung wird die Legierung in den Feinpulverisierungsschritt übertragen. In der Feinpulverisierung wird hauptsächlich eine Strahlmühle verwendet, um das grobpulverisierte Pulver mit einer Teilchengröße von einigen Hundert µm in ein Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 2,5 bis 6 µm und vorzugsweise 3 bis 5 µm umzuwandeln. Die Strahlmühle vollführt den folgenden Pulverisierungsvorgang. Die Strahlmühle stößt ein Inertgas mit hohem Druck durch eine schmale Düse aus, um einen auf hohe Geschwindigkeit gebrachten Gasfluss bereitzustellen. Das grobpulverisierte Pulver wird durch diesen auf hohe Geschwindigkeit gebrachten Gasfluss beschleunigt, was eine Kollision zwischen den grobpulverisierten Pulvern oder eine Kollision zwischen den grobpulverisierten Pulvern und einer Zieleinrichtung oder der Wand eines Behälters verursacht.
Eine Nasspulverisierung kann ebenfalls in der Feinpulverisierung verwendet werden. In der Nasspulverisierung kann eine Kugelmühle oder ein Nass-Attritor oder dergleichen verwendet werden, um das grobpulverisierte Pulver mit einer Teilchengröße von einigen Hundert µm in ein Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 1,5 bis 5 µm und vorzugsweise 2 bis 4,5 µm umzuwandeln. In der Nasspulverisierung wird ein geeignetes Dispersionsmedium gewählt und die Pulverisierung wird durchgeführt, wobei das Pulver des Magneten nicht mit Sauerstoff in Kontakt kommt. In dieser Hinsicht kann ein feinpulverisiertes Pulver mit einer niedrigen Konzentration an Sauerstoff erhalten werden.
Um die Schmierfähigkeit des Pulvers zu verbessern und eine leichtere Ausrichtung des Pulvers im Press-Schritt zu unterstützen, können etwa 0,01 bis 0,3 Gew.-% Fettsäuren oder die Derivate davon oder Kohlenwasserstoffe während der Feinpulverisierung zugesetzt werden. Diese Fettsäuren oder die Derivate davon oder Kohlenwasserstoffe können zum Beispiel Zinkstearat, Calciumstearat, Aluminiumstearat, Stearamid, Oleamid, Ethylenbisstearamid, bei denen es sich um Stearinsäure-basierte oder Oleinsäure-basierte Verbindungen handelt; Paraffin und Naphthalin, welche Kohlenwasserstoffe sind; und dergleichen sein.
Die oben erwähnten feinen Pulver werden einem Press-Schritt in einem Magnetfeld unterzogen. Der Druck während des Pressens im Magnetfeld kann auf 0,3 bis 3 Tonnen/cm², d.h. 30 bis 300 MPa, eingestellt werden. Der Druck kann vom Beginn bis zum Ende konstant sein, oder kann allmählich steigend oder fallend sein, oder kann sich irregulär verändern. Je niedriger der Druck ist, umso besser wird die Ausrichtung sein. Wenn der Druck jedoch viel zu niedrig ist, entstehen Probleme während der Handhabung aufgrund ungenügender Festigkeit des Grünpresskörpers. Unter diesem Gesichtspunkt sollte der Druck aus dem oben erwähnten Bereich gewählt werden. Die finale Relativ-Dichte des durch Pressen im Magnetfeld erhaltenen Grünpresskörpers beträgt üblicherweise 40 bis 60%.
Das anzulegende Magnetfeld kann bei ungefähr 10 bis 20 kOe, d.h. 960 bis 1600 kA/m, eingestellt werden. Das angelegte Magnetfeld ist nicht auf das statische Magnetfeld beschränkt, und es kann sich dabei auch um ein gepulstes Magnetfeld handeln. Darüber hinaus können das statische Magnetfeld und das gepulste Magnetfeld in Kombination eingesetzt werden.
Danach wird der Grünpresskörper unter Vakuum oder in einer Inertgasatmosphäre gesintert. Die Sintertemperatur sollte in Abhängigkeit von den Bedingungen, wie der Zusammensetzung, dem Pulverisierungsverfahren, der mittleren Teilchengröße, der Teilchengrößenverteilung und dergleichen, eingestellt werden. In der vorliegenden Erfindung wird der Grünpresskörper bei 850 bis 950°C gesintert. Bei einer solchen Sintertemperatur werden die leichten Seltenerdelement(e) ohne Weiteres diffundieren, wohingegen die schweren Seltenerdelement(e) kaum diffundieren können. Somit diffundieren nur die leichten Seltenerdelement(e) weitreichend. Im Schalenteil der R2-T-B-Hauptphase (R2 repräsentiert mindestens eines von der aus Dy, Tb und Ho bestehenden Gruppe) werden die leichten Seltenerdelement(e) konzentriert, und daher kann die Struktur von M2 erhalten werden. Ist die Sintertemperatur 1000°C oder höher, werden sowohl die leichten Seltenerdelement(e) als auch die schweren Seltenerdelement(e) weit diffundieren, und daher wird keine gewünschte Struktur bereitgestellt. Ist die Temperatur ferner niedriger als 850°C, wird die Temperatur nicht ausreichend für eine Diffusion sein, und daher wird die gewünschte Struktur nicht erhalten werden.
Die Zeitdauer für den Sinterschritt sollte abhängig von den Bedingungen, wie der Zusammensetzung, dem Pulverisierungsverfahren, der mittleren Teilchengröße und Teilchengrößenverteilung und dergleichen, eingestellt werden. Sie kann auf 48 bis 96 Stunden eingestellt werden. Wenn die Zeitdauer kürzer als 48 Stunden ist, können die leichten Seltenerdelement(e) nicht ausreichend diffundieren, so dass die erwünschte Kern-Schale-Struktur nicht hergestellt werden kann. Darüber hinaus, wenn die Zeitdauer länger als 96 Stunden ist, wachsen die Hauptphasenkörner, was zu einer erheblichen Verringerung der Koerzitivität führt. Die Hauptphasenkörner in dem gesinterten Presskörper weisen vorzugsweise eine Größe von 10 µm oder weniger auf.
Nach dem Sintern wird der erhaltene gesinterte Presskörper ferner einer Wärmebehandlung unterzogen. Dieser Schritt ist entscheidend für die Struktur von M1. Die Temperatur während der Wärmebehandlung beträgt 1100 bis 1200°C. Eine solche Temperatur ist die Temperatur, damit die schweren Seltenerdelement(e) diffundieren, und die schweren Seltenerdelement(e) konzentrieren sich im Schalenteil der R1-T-B-Hauptphase. Auf diese Weise kann die Struktur von M1 erhalten werden. Beträgt die Temperatur 1100°C oder weniger, werden die schweren Seltenerdelement(e) nicht diffundieren, so dass die erwünschte Struktur nicht bereitgestellt werden kann. Andererseits liegt eine Temperatur von 1200°C oder höher über dem Schmelzpunkt des gesinterten Presskörpers und wird nicht zu der erwünschten Struktur führen. Die Zeitdauer für die Wärmebehandlung beträgt 5 Minuten bis 15 Minuten. Wenn die Zeitdauer 5 Minuten oder kürzer ist, kann die gewünschte Struktur aufgrund der ungenügenden Diffusion der schweren Seltenerdelement(e) nicht bereitgestellt werden. Wenn die Zeitdauer 15 Minuten oder länger ist, wachsen die Hauptphasenkörner, was zu einer erheblichen Verringerung der Koerzitivität führt.
Nach dem Sintern kann der erhaltene gesinterte Presskörper einer Alterungsbehandlung unterzogen werden. Dieser Schritt ist für die Steuerung der Koerzitivität ausschlaggebend. Wenn die Alterungsbehandlung in zweistufiger Weise durchgeführt wird, ist es effektiv, sie jeweils während einer erforderlichen Zeitdauer bei etwa 800°C und dann etwa 600°C ablaufen zu lassen. Wenn eine Wärmebehandlung bei etwa 800°C nach dem Sinterschritt durchgeführt wird, wird die Koerzitivität steigen. Somit ist diese besonders effektiv im Mischverfahren. Da eine Wärmebehandlung bei etwa 600°C die Koerzitivität erheblich erhöht, kann zudem die Alterungsbehandlung bei ungefähr 600°C durchgeführt werden, wenn die Alterungsbehandlung in einzelstufiger Weise durchgeführt werden soll.
Beispiele
Hierin nachstehend wird die vorliegende Erfindung im Detail auf der Grundlage der Beispiele und Vergleichsbeispiele beschrieben. Allerdings ist die vorliegende Erfindung nicht auf die folgenden Beispiele beschränkt.
(Beispiele 1 bis 3)

Zur Herstellung der R1-T-B-basierten Legierung und der R2-T-B-basierten Legierung wurden Metalle oder Legierungsrohmaterialien miteinander vermischt, wodurch Rohmaterialien mit den in der Tabelle 1 aufgelisteten Zusammensetzungen erhalten wurden. Sodann wurden diese geschmolzen und danach mithilfe des Bandgießverfahrens gegossen, um jeweilige Legierungsblätter bereitzustellen. In den Beispielen 1 bis 3 wurden Dy, Tb bzw. Ho jeweils als R2 eingesetzt. Die ausführlichen Zusammensetzungen wurden in der Tabelle 1 aufgelistet. [Tabelle 1]

		TRE	Nd	Pr	La	Ce	Y	Dy	Tb	Ho	Fe	B	Co	Cu	Al	Mischverhältnis	Konzentration an R2 nach Mischen
		[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[Gew.-%]	[At.-%]
Beispiel 1	R1-Fe-B	14,9	14,9	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	92	1,19
	R2-Fe-B	14,9	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	14,9	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	8
	Zusammensetzung nach Mischen	14,9	13,7	0,00	0,00	0,00	0,00	1,19	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-
Beispiel 2	R1-Fe-B	14,9	14,9	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	92	1,19
	R2-Fe-B	14,9	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	14,9	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	8
	Zusammensetzung nach Mischen	14,9	13,7	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	1,19	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-
Beispiel 3	R1-Fe-B	14,9	7,45	3,73	3,73	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	92	1,19
	R2-Fe-B	14,9	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	14,9	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	8
	Zusammensetzung nach Mischen	14,9	6,90	3,43	3,43	0,00	0,00	0,00	0,00	1,19	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-

Die erhaltenen zwei Arten von Legierungsblättern wurden in einem Gewichtsverhältnis von 92:8 gemischt und dann der Wasserstoffpulverisierung unterzogen, um so die grobpulverisierten Pulver bereitzustellen. Oleamid wurde als das Schmiermittel jeweils in einer Menge von 0,1 Gew.-% in die grobpulverisierten Pulver zugesetzt. Dann wurde ein Strahlpulverisator (eine Strahlmühle) verwendet, um jeweils die Feinpulverisierung unter hohem Druck in einer Stickstoffatmosphäre so durchzuführen, dass die feinpulverisierten Pulver erhalten wurden.
Danach wurden die feinpulverisierten Pulver in eine Pressform gegeben und dann im Magnetfeld gepresst. Im Genaueren wurde der Press-Schritt in einem Magnetfeld von 1194 kA/m (=15 kOe) unter einem Druck von 140 MPa durchgeführt. In diesem Aspekt wurden Grünpresskörper von 20mm×18mm×13mm erhalten. Die Richtung des Magnetfelds war senkrecht zu der Richtung, in der die Pulver gepresst wurden. Die erhaltenen Grünpresskörper wurden bei 850°C während 48 Stunden gesintert. Sodann wurden sie einer Wärmebehandlung während 15 Minuten bei 1200°C unterzogen, um die gesinterten Presskörper bereitzustellen. Die gesinterten Presskörper wurden dann einer Alterungsbehandlung während 1 Stunde bei 600°C unterzogen.
An den erhaltenen gesinterten Presskörpern wurden Messungen bezüglich der magnetischen Remanenzflussdichte (Br) und der Koerzitivität (HcJ) unter Verwendung eines BH-Tracers vorgenommen. Die Ergebnisse wurden in der Tabelle 3 dargestellt.
Die erhaltenen gesinterten Presskörper wurden in einer Richtung parallel zur Achse der leichten Magnetisierung geschnitten und danach in das Epoxydharz eingebettet. Die Querschnitte wurden mithilfe kommerziell erhältlicher Sandpapiere poliert, wobei die Schleifkörnung des Sandpapiers schrittweise größer wurde. Zuletzt wurden die Querschnitte mittels Schwabbelscheiben und Diamantscheiben poliert. Dabei wurde der Polierschritt ohne jegliche Wasserzugabe durchgeführt. Wenn Wasser verwendet worden wäre, wären die Komponenten in der Korngrenzenphase erodiert worden.
Die Querschnitte der gesinterten Presskörper wurden einer Ionendünnung unterzogen, um den Einfluss des Oxidfilms oder des Nitridfilms auf der äußersten Oberfläche zu eliminieren. Danach wurden die Querschnitte des R-T-B-basierten Sintermagneten mithilfe des EPMA (Electron Probe Micro Analyzer) beobachtet und sodann analysiert. Ein Flächenbereich von 50 µm×50 µm wurde als Einheitsquerschnitt herangezogen und wurde der Elementkartierung mithilfe des EPMA (256 Punkte ×256 Punkte) unterworfen. Hierbei war die im Querschnitt zu betrachtende Stelle zufällig ausgewählt. Auf diese Weise wurden die Hauptphasenkörner und die Korngrenzen bestimmt. Zudem wurde bei allen der Hauptphasenkörner, die in der Einheitsquerschnitt-Fläche identifiziert werden können, bestimmt, ob die Kern-Schale-Struktur vorhanden war. Ferner wurden die M1-Körner mit konzentrierten leichten Seltenerdelement(en) im Kernteil und die M2-Körner mit konzentrierten schweren Seltenerdelement(en) im Kernteil identifiziert, und die Zusammensetzungen von jedem Kernteil und jedem Schalenteil wurden bestimmt.
Die Details für das Analyseverfahren der Hauptphasenkörner wurden beschrieben, wie folgt.

(1) Gemäß dem rückgestreuten Elektronenbild, das am Einheitsquerschnitt erhalten wurde, wurden der Hauptphasenkorn-Teil und der Korngrenzen-Teil durch eine Bildanalyse-Methode identifiziert.
(2) Basierend auf den Kartierungsdaten der Intensitäten der charakteristischen Röntgenstrahlung von R1 und R2, welche man mithilfe des EPMA erhielt, wurden die Elementkonzentrationen berechnet. Die Region, die das Zentrum des Hauptphasenkorns beinhaltet und einen Konzentrationsunterschied beim schweren Seltenerdelement von 3% oder mehr verglichen mit dem Außenrand-Teil des Hauptphasenkorns aufweist, wurde als der Kernteil definiert, und der vom Kernteil verschiedene Teil wurde als der Schalenteil definiert. Hierbei wurden die Kern-Schale-Körner mit einer höheren Konzentration des leichten Seltenerdelements im Kernteil als im Schalenteil als die M1-Körner definiert, und die Kern-Schale-Körner mit einer höheren Konzentration des schweren Seltenerdelements im Kernteil als im Schalenteil wurden als die M2-Körner definiert. Für ein Sichtfeld, wurden die Gesamt-Kornzahl (D), die Anzahl an M1-Körnern (E) und die Anzahl an M2-Körnern (F) ermittelt. Danach wurden der von den M1-Körnern belegte zahlenmäßige Anteil (E/D) und der von den M2-Körnern belegte zahlenmäßige Anteil (F/D) in einem Sichtfeld berechnet.
(3) Die vorangehenden Arbeitsschritte (1) und (2) wurden anhand von 20 Sichtfeldern in einem Querschnitt einer einzelnen Probe ausgeführt. Die durchschnittlichen Konzentrationen der Seltenerdelement(e) im Kernteil des M1-Korns (αR1 und αR2), die durchschnittlichen Konzentrationen der Seltenerdelement(e) im Schalenteil des M1-Korns (βR1 und βR2), die durchschnittlichen Konzentrationen der Seltenerdelement(e) im Kernteil des M2-Korns (γR1 und γR2), und die durchschnittlichen Konzentrationen der Seltenerdelement(e) im Schalenteil des M2-Korns (εR1 und εR2) wurden berechnet. Danach bestimmte man den Durchschnittswert des von den M1-Körnern belegten Anteils pro Sichtfeld, ebenso wie den Durchschnittswert des von M2-Körnern belegten Anteils pro Sichtfeld.

(Vergleichsbeispiel 1)
Zur Herstellung der R1-T-B-basierten Legierung wurden Metalle oder Legierungsrohmaterialien miteinander gemischt, um das Rohmaterial mit der Zusammensetzung, wie in der Tabelle 2 gezeigt, bereitzustellen. Sodann wurden sie geschmolzen und danach mithilfe des Bandgießverfahrens gegossen, um Legierungsblätter bereitzustellen.
Die erhaltenen Legierungsblätter wurden der Wasserstoffpulverisierung unterzogen, um ein grobpulverisiertes Pulver bereitzustellen. Oleamid wurde als Schmiermittel in einer Menge von 0,1 Gew.-% in das grobpulverisierte Pulver zugesetzt. Dann wurde ein Strahlpulverisator (eine Strahlmühle) verwendet, um die Feinpulverisierung unter hohem Druck in einer Stickstoffatmosphäre durchzuführen, so dass man das feinpulverisierte Pulver erhielt.
Danach wurde das hergestellte R1-T-B-basierte Legierungs-Pulver in eine Pressform gegeben und dann im Magnetfeld gepresst. Im Genaueren wurde der Press-Schritt in einem Magnetfeld von 1194 kA/m (=15 kOe) unter einem Druck von 140 MPa durchgeführt. In diesem Aspekt wurde ein Grünpresskörper von 20mm× 18mm× 13mm erhalten. Die Richtung des Magnetfelds war senkrecht zu der Richtung, in der das Pulver gepresst wurde. Der erhaltene Grünpresskörper wurde bei 1050°C während 12 Stunden gesintert. Sodann wurde er einer Alterungsbehandlung während 1 Stunde bei 600°C unterzogen, um einen gesinterten Presskörper bereitzustellen.
Der erhaltene gesinterte Presskörper wurde hinsichtlich der magnetischen Remanenzflussdichte (Br) und der Koerzitivität (HcJ) unter Verwendung eines BH-Tracers gemessen. Die Ergebnisse wurden in Tabelle 3 gezeigt.
In den Beispielen 1 bis 3 waren sowohl das Hauptphasenkorn M1, das eine Kern-Schale-Struktur aufweist, als auch das Hauptphasenkorn M2, das eine Kern-Schale-Struktur aufweist, vorhanden, wobei der Kernteil des Hauptphasenkorns M1 eine höhere Atomkonzentration an den leichten Seltenerdelement(en) R1 aufwies und der Schalenteil eine höhere Atomkonzentration an den schweren Seltenerdelement(en) R2 aufwies, und der Kernteil des Hauptphasenkorns M2 eine höhere Atomkonzentration an den schweren Seltenerdelement(en) R2 aufwies und der Schalenteil eine höhere Atomkonzentration an den leichten Seltenerdelement(en) R1 aufwies. Darüber hinaus waren die Koerzitivitäten der drei Beispiele höher als jene bei Nd-Fe-B aus dem Vergleichsbeispiel 1, worin kein schweres Seltenerdelement zugesetzt worden war. Wie oben beschrieben, wurde in Betracht gezogen, dass ein solcher Effekt durch die Auswirkungen, welche durch die Zugabe der schweren Seltenerdelement(e) und das Vorhandensein der Kern-Schale-Strukturen verursacht wurden, d.h. die Erhöhung des magnetischen Anisotropie-Felds, den Deformations-induzierten Pinning-Effekt sowie die Reduktion des Gitterdefekt-verursachten Einflusses, hervorgebracht wurde.
(Beispiele 4 bis 7)

Die Herstellung der Legierungsblätter, die Pulverisierung, das Pressen, das Sintern und die Auswertung wurden in ähnlicher Weise wie in Beispiel 1 durchgeführt, außer dass ferner Pr, Y, Ce oder La als das leichte Seltenerdelement R1 verwendet wurde. Die Zusammensetzungen wurden in Tabelle 4 aufgelistet und die Ergebnisse der Auswertung der magnetischen Charakteristika wurden in der Tabelle 5 dargestellt.
[Tabelle 4]

		TRE	Nd	Pr	La	Ce	Y	Dy	Tb	Ho	Fe	B	Co	Cu	Al	Mischverhältni s	Konzentr ation an R2 nach Mischen
		[At. % ]	[At.-% ]	[At.-% ]	[At.-% ]	[At.-% ]	[At.-% ]	[At.-% ]	[At.-% ]	[At.-% ]	[At.-% ]	[At.-% ]	[At.-% ]	[At.-% ]	[At. % 1	[Gew.- %]	[At.-%]
Beispi el 4	R1-Fe-B	14,9	7,45	3,73	3,73	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	92	1,19
	R2-Fe-B	14,9	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	14,9	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	8
	Zusammensetzu ng nach Mischen	14,9	6,85	3,43	3,43	0,00	0,00	1,19	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-
Beispi el 5	R1-Fe-B	14,9	7,45	0,00	3,73	3,73	0,00	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	92	1,19
	R2-Fe-B	14,9	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	14,9	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	8
	Zusammensetzu ng nach Mischen	14,9	6,85	0,00	3,43	3,43	0,00	1,19	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-
Beispi el 6	R1-Fe-B	14,9	7,45	0,00	0,00	3,73	3,73	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	92	1,19
	R2-Fe-B	14,9	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	14,9	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	8
	Zusammensetzu ng nach Mischen	14,9	6,85	0,00	0,00	3,43	3,43	1,19	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-
Beispi e17	R1-Fe-B	14,9	7,45	3,73	0,00	3,73	0,00	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	92	1,19
	R2-Fe-B	14,9	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	14,9	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	8
	Zusammensetzu ng nach Mischen	14,9	6,85	3,43	0,00	3,43	0,00	1,19	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-

[Tabelle 5]

	Element(e) vonR1	Element(e) von R2	M 1-Korn	M2-Korn	Kernteil von M1 [At.-%]		Schalenteil von M1 [At.-%]		Kernteil von M2 [At.-%]		Schalenteil von M2 [At.-%]		Br	HcJ
	Element(e) vonR1	Element(e) von R2	[%]	[%]	αR1	αR2	βR1	βR2	γR1	γR2	εR1	εR2	[T]	[kA/m]
Beispiel 4	Nd, Pr, La	Dy	7,1	8,2	11,5	1,2	1,1	11,4	1,0	11,8	11,5	1,4	1,32 (=13,2 kG)	1981 (=24,9 kOe)
Beispiel 5	Nd, La, Ce	Dy	7,0	8,5	11,4	1,1	1,0	11,3	0,9	11,7	11,4	1,3	1,31 (=13,1 kG)	2005 (=25,2 kOe)
Beispiel 6	Nd, Ce, Y	Dy	7,4	7,9	11,3	1,0	0,9	11,2	0,8	11,5	11,2	1,1	1,32 (=13,2 kG)	1926 (=24,2 kOe)
Beispiel 7	Nd, Pr, Ce	Dy	6,9	8,1	11,2	0,9	0,8	11,1	0,7	11,4	11,1	1,0	1,31 (=13,1 kG)	1862 (=23,4 kOe)

In den Beispielen 4 bis 7 waren das M1-Korn und das M2-Korn gleichzeitig vorhanden, und daher wurden hohe Koerzitivitäten bereitgestellt. Somit konnte es bestätigt werden, dass die Kern-Schale-Struktur und die hohe Koerzitivität in ähnlicher Weise wie in Beispiel 1 bereitgestellt werden könnten, selbst wenn von Nd verschiedene leichte Seltenerdelemente als R1 eingebracht wurden.
(Vergleichsbeispiel 3)

Zur Herstellung der R1-R2-T-B-basierten Legierung wurden Metalle oder Legierungsrohmaterialien miteinander gemischt, um das Rohmaterial mit der in Tabelle 6 aufgelisteten Zusammensetzung bereitzustellen. Sie wurden geschmolzen und danach mithilfe des Bandgießverfahrens gegossen, um Legierungsblätter bereitzustellen. Dann wurden die Pulverisierung, das Pressen, das Sintern und die Auswertung in ähnlicher Weise wie in Beispiel 1 durchgeführt. Die Ergebnisse wurden in der Tabelle 7 dargestellt.

[Tabelle 7]

	Element(e) von R1	Element(e) von R2	M1-Korn	M2-Korn	Kernteil von M1 [At.-%]		Schalenteil von M1 [At.-%]		Kernteil von M2 [At.-%]		Schalenteil von M2 [At.-%]		Br	HcJ
	Element(e) von R1	Element(e) von R2	[%]	[%]	αR1	αR2	βR1	βR2	γR1	γR2	εR1	εR2	[T]	[kA/m]
Vergleichsbeispiel 1	Nd	-	0,0	0,0	-	-	-	-	-	-	-	-	1,42 (=14,2 kG)	971 (=12,2 kOe)
Beispiel 1	Nd	Dy	7,2	8,1	11,7	1,3	1,2	11,5	1,1	11,6	11,4	1,5	1,35 (=13,5 kG)	2005 (=25,2k Oe)
Vergleichsbeispiel 3	Nd	Dy	0,0	0,0	-	-	-	-	-	-	-	-	1,32 (=13,2 kG)	1210 (=15,2 kOe)

Im Vergleichsbeispiel 3 war keine Kern-Schale-Struktur gefunden worden, und die Koerzitivität war niedriger als diejenige in Beispiel 1.
(Vergleichsbeispiele 4-17, Beispiele 8-13)

Die Herstellung der Legierungsblätter, die Pulverisierung, das Pressen, das Sintern und die Auswertung wurden in ähnlicher Weise wie in Beispiel 1 durchgeführt, außer dass die Sintertemperatur und die Wärmebehandlungstemperatur anders waren. Die Sintertemperatur und die Wärmebehandlungstemperatur wurden in Tabelle 8 dargestellt. Die Zusammensetzungen waren die gleichen wie im Beispiel 1. [Tabelle 8]

	Sinter temperatur	Wärmebehandlungs-Temperatur	M1-Korn	M2-Korn	Kernteil von M1 [At.-%]		Schalenteil von M1 [At.-%]		Kernteil von M2 [At.-%]		Schalenteil von M2 [At.-%]		Br	HcJ
	[°C]	[°C]	[%]	[%]	αR1	αR2	βR1	βR2	γR1	γK2	εR1	εR2	[T]	[kA/m]
Vergleichsbeispiel 4	800	1050	0,00	0,00	-	-	-	-	-	-	-	-	1,32 (=13,2 kG)	1225 (=15,4 kOe)
Vergleichsbeispiel 5	800	1100	9,1	0,0	11,3	1,1	1,6	11,0	-	-	-	-	1,31 (=13,1 kG)	1409 (=17,7 kOe)
Vergleichsbeispiel 6	800	1150	8,8	0,0	11,3	1,5	1,2	11,5	-	-	-	-	1,30 (13,0 kG)	1393 (=17,5 kOe)
Vergleichsbeispiel 7	800	1200	8,9	0,0	11,9	1,2	1,1	11,5	-	-	-	-	1,32 (=13,2 kG)	1409 (=17,7 kOe)
Vergleichsbeispiel 8	800	1250	0,0	0,0	-	-	-	-	-	-	-	-	1,31 (=13,1 kG)	1241 (=15,6 kOe)
Vergleichsbeispiel 9	850	1050	0,0	7,8	-	-	-	-	1,8	11,8	11,4	2,0	1,35 (=13,5 kG)	1703 (=21,4 kOe)
Beispiel 8	850	1100	7,2	7,9	11,6	1,9	1,7	11,3	1,0	11,9	11,0	1,6	1,33 (=13,3 kG)	2029 (=25,5 kOe)
Beispiel 9	850	1150	7,1	8,1	11,4	1,8	1,7	11,5	1,2	11,8	11,9	1,1	1,34 (=13,4 kG)	2133 (=26,8 kOe)
Beispiel 10	850	1200	7,2	8,8	11,7	1,3	1,2	11,5	1,1	11,6	11,4	1,5	1,35 (=13,5 kG)	2005 (=25,2 kOe)
Vergleichsbeispiel 10	850	1250	0,0	0,0	-	-	-	-	-	-	-	-	1,32 (=13,2 kG)	1210 (=15,2 kOe)
Vergleichsbeispiel 11	950	1050	0,0	7,5	-	-	-	-	1,7	11,3	12,0	1,6	1,31 (=13,1 kG)	1711 (=21,5 kOe)
Beispiel 11	950	1100	6,9	7,9	11,4	1,3	1,6	11,7	1,0	11,5	11,4	1,2	1,31 (=13,1 kG)	2045 (=25,7 kOe)
Beispiel 12	950	1150	6,5	8,8	11,9	1,7	2,0	11,8	1,3	11,7	11,6	1,6	1,31 (=13,1 kG)	2133 (=26,8 kOe)
Beispiel 13	950	1200	6,7	9,1	11,3	1,6	1,9	11,4	1,6	11,7	11,4	1,7	1,35 (=13,5 kG)	2021 (=25,4 kOe)
Vergleichsbeispiel 12	950	1250	0,0	0,0	-	-	-	-	-	-	-	-	1,31 (=13,1 kG)	1218 (=15,3 kOe)
Vergleichsbeispiel 13	1000	1050	0,0	0,0	-	-	-	-	-	-	-	-	1,31 (=13,1 kG)	1257 (=15,8 kOe)
Vergleichsbeispiel 14	1000	1100	7,5	0,0	11,2	1,6	1,3	11,8	-	-	-	-	1,32 (=13,2 kG)	1393 (=17,5 kOe)
Vergleichsbeispiel 15	1000	1150	7,6	0,0	11,2	1,1	1,6	11,8	-	-	-	-	1,31 (=13,1 kG)	1369 (=17,2 kOe)
Vergleichsbeispiel 16	1000	1200	7,8	0,0	12,0	1,0	1,7	11,7	-	-	-	-	1,30 (=13,0 kG)	1401 (=17,6 kOe)
Vergleichsbeispiel 17	1000	1250	0,0	0,0	-	-	-	-	-	-	-	-	1,30 (=13,0 kG)	1225 (=15,4 kOe)

In den Beispielen 8 bis 13, worin die Sintertemperatur 850 bis 950°C betrug und die Wärmebehandlungstemperatur 1100 bis 1200°C betrug, wurden sowohl das M1-Korn als auch das M2-Korn generiert und hohe Koerzitivitäten wurden bereitgestellt, wobei das M1-Korn einen Kern mit einer höheren Menge an den leichten Seltenerdelement(en) aufwies und das M2-Korn einen Kern mit einer höheren Menge an den schweren Seltenerdelement(en) aufwies. In den Vergleichsbeispielen 4 bis 7, mit der Sintertemperatur von 800°C, wurde kein M2-Korn generiert, und es wurde keine hohe Koerzitivität bereitgestellt. Der Grund könnte darin bestehen, dass die Temperatur viel zu niedrig war und das leichte Seltenerdelement daher nicht ausreichend diffundiert war. In ähnlicher Weise wurde in den Vergleichsbeispielen 13 bis 16, mit der Sintertemperatur von 1000°C, kein M2-Korn generiert und es wurde gleichfalls keine hohe Koerzitivität bereitgestellt. Als Grund wurde Folgendes in Betracht gezogen. Die Sintertemperatur war nämlich so hoch, dass das leichte Seltenerdelement einheitlich in den gesamten gesinterten Presskörper diffundierte. In den Vergleichsbeispielen 9 und 11 mit der Wärmebehandlungstemperatur von 1050°C wurde kein M1-Korn generiert, und es wurde keine hohe Koerzitivität bereitgestellt. Andererseits wurde in den Vergleichsbeispielen 8, 10, 12 und 17, worin die Wärmebehandlungstemperatur 1250°C betrug, weder M1-Korn noch M2-Korn generiert, und es wurde eine niedrige Koerzitivität bereitgestellt. Als Grund wurde Folgendes in Betracht gezogen. Da die Wärmebehandlungstemperatur viel zu hoch war, war der gesinterte Presskörper geschmolzen.
(Vergleichsbeispiele 18 bis 24 und 26 sowie Beispiele 14 bis 17 und 26 bis 29)
Die Herstellung der Legierungsblätter, die Pulverisierung, das Pressen und das Sintern wurden in ähnlicher Weise wie in Beispiel 1 durchgeführt, außer dass die Sinterzeit und die Wärmebehandlungszeit anders waren. Die Sinterzeit und die Wärmebehandlungszeit wurden in Tabelle 9 dargestellt. Die Zusammensetzungen waren die gleichen wie diejenigen in Beispiel 1.

Für die erhaltenen gesinterten Presskörper wurden dann die Herstellung der Legierungsblätter, die Pulverisierung, das Pressen, das Sintern und die Auswertung in ähnlicher Weise wie in Beispiel 1 durchgeführt. Die Ergebnisse wurden in der Tabelle 9 dargestellt. [Tabelle 9]

	SinterZeit	Wärmebehandlungs-Zeit	Kernteil von M1 [At.-%]		Schalenteil von M1 [At.-%]		Kernteil von M2 [At.-%]		Schalenteil von M2 [At.-%]		Br	HcJ	M1-Korn	M2-Korn
	[h]	[min]	αR1	αR2	βR1	βR2	γR1	γR2	εR1	εR2	[T]	[kA/ m]	[%]	[%]
Vergleichsbeispiel 18	24	3	-	-	-	-	-	-	-	-	1,32 (=13, 2 kG	1225 (=15, 4 kOe)	0,0	0,0
Vergleichsbeispiel 19	24	5	-	-	-	-	1,6	11,6	11,6	2,0	1,33 (=13, 3 kG)	1671 (=21, 0 kOe)	0,0	5,0
Vergleichsbeispiel 20	24	15	-	-	-	-	1,3	12	11,1	1,1	1,32 (=13, 2 kG)	1790 (=22, 5 kOe)	0,0	8,1
Vergleichsbeispiel 21	24	20	-	-	-	-	1,8	11,6	11,9	1,2	1,30 (=13, 0 kG)	1790 (=22, 5 kOe)	0,0	24,2
Vergleichsbeispiel 22	48	3	11,6	1,0	1,3	11,3	-	-	-	-	1,32 (=13, 2 kG)	1385 (=17, 4 kOe)	5,8	0,0
Beispiel 14	48	5	11,3	1,4	1,2	11,1	1,8	11,1	11,3	1,5	1,32 (=13, 2 kG)	2077 (=26, 1 kOe)	6,9	5,5
Beispiel 15	48	15	11,7	1,3	1,2	11,5	1,1	11,6	11,4	1,5	1,35 (=13, 5 kG)	2005 (=25, 2 kOe)	7,2	8,1
Vergleichsbeispiel 23	48	20	11,6	2,0	1,5	11,2	1,9	11,3	11,9	1,2	1,36 (=13, 6 kG)	1194 (=15, 0 kOe)	12,2	25,1
Vergleichsbeispiel 24	96	3	11,8	1,3	1,3	11,4	-	-	-	-	1,31 (=13, 1 kG)	1361 (=17, 1 kOe)	17,3	0,0
Beispiel 16	96	5	11,8	1,1	1,9	11,1	1,2	11,8	11,5	1,5	1,33 (=13, 3 kG)	2117 (=26, 6 kOe)	18,3	6,1
Beispiel 17	96	15	11,0	1,1	2,0	11,9	1,0	11,2	12,0	1,8	1,33 (=13, 3 kG)	2093 (=26, 3 kOe)	18,5	7,9
Beispiel 26	96	20	11,6	1,5	1,7	11,1	1,8	11,1	11,0	1,9	1,31 (=13, 1 kG)	1202 (=15, 1 kOe)	18,9	23,9
Vergleichsbeispiel 26	120	3	11,7	1,4	1,8	11,6	-	-	-	-	1,30 (=13, 0 kG)	1241 (=15, 6 kOe)	24,2	0,0
Beispiel 27	120	5	11,9	1,6	1,9	11,6	1,5	11,9	11,4	1,1	1,32 (=13, 2 kG)	1225 (=15, 4 kOe)	24,1	5,4
Beispiel 28	120	15	11,8	2,0	1,5	11,9	1,2	11,8	11,8	1,1	1,31 (=13, 1 kG)	1241 (=15, 6 kOe)	24,0	7,8
Beispiel 29	120	20	11,4	1,7	1,8	11,0	1,4	11,0	11,4	1,1	1,32 (=13, 2 kG)	1257 (=15, 8 kOe)	24,2	24,8

In den Beispielen 14 bis 17, worin die Sinterzeit auf 48 bis 96 Stunden eingestellt wurde und die Wärmebehandlungszeit auf 5 bis 15 Minuten eingestellt war, wurden sowohl das M1-Korn als auch das M2-Korn generiert, und es wurde eine hohe Koerzitivität bereitgestellt. In den Vergleichsbeispielen 18 bis 21, mit 24 Stunden Sintern, wurde kein M1-Korn generiert, und es wurde keine hohe Koerzitivität bereitgestellt. Dies könnte darauf beruhen, dass die Sinterzeit so kurz ist, dass das leichte Seltenerdelement nicht ausreichend diffundiert hat. Als Grund wurde Folgendes in Betracht gezogen. Die Sinterzeit war zu lang, so dass ein Kornwachstum bei den Hauptphasenkörnern stattfand. Wenn die Wärmebehandlung 3 Minuten dauerte, wurde kein M2-Korn generiert und somit wurde keine hohe Koerzitivität bereitgestellt, wie in den Vergleichsbeispielen 22 und 24 gezeigt.
Ferner stieg die M1-Korn-Anzahl, wenn das Sintern verlängert wurde, wohingegen die M2-Korn-Anzahl anstieg, wenn die Wärmebehandlung verlängert wurde.
(Vergleichsbeispiele 30 bis 33 und Beispiele 18 bis 21)

Die R1-T-B-basierte Legierung und die R2-T-B-basierte Legierung wurden ähnlich wie in Beispiel 1 hergestellt. Dann wurden diese zwei Legierungen jeweils in einem Gewichtsverhältnis von 98:2, 95:5, 92:8, 70:30, 50:50, 30:70, 20:80 bzw. 10:90 gemischt, und das Pressen und Sintern wurden ähnlich wie in Beispiel 1 durchgeführt. Die Zusammensetzungen nach dem Mischschritt wurden in der Tabelle 10 dargestellt. [Tabelle 10]

		TRE	Nd	Dy	Tb	Ho	Fe	B	Co	Cu	Al	Mischverhältnis	R2-Konzentration nach Mischen
		[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[Gew.-%]	[At.-%]
Vergleichsbeispiel 30	R1-Fe-B	14,9	14,9	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	98	0,3
	R2-Fe-B	14,9	0,00	14,9	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	2
	Zusammensetzung nach Mischen	14,9	14,6	0,30	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-
Vergleichsbeispiel 31	R1-Fe-B	14,9	14,9	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	95	0,75
	R2-Fe-B	14,9	0,00	14,9	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	5
	Zusammensetzung nach Mischen	14,9	14,2	0,75	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-
Beispiel 18	R1-Fe-B	14,9	14,9	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	92	1,19
	R2-Fe-B	14,9	0,00	14,9	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	8
	Zusammensetzung nach Mischen	14,9	13,7	1,19	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-
Beispiel 19	R1-Fe-B	14,9	14,9	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	70	4,47
	R2-Fe-B	14,9	0,00	14,9	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	30
	Zusammensetzung nach Mischen	14,9	10,4	4,47	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-
Beispiel 20	R1-Fe-B	14,9	14,9	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	50	7,45
	R2-Fe-B	14,9	0,00	14,9	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	50
	Zusammensetzung nach Mischen	14,9	7,45	7,45	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-
Beispiel 21	R1-Fe-B	14,9	14,9	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	30	10,4
	R2-Fe-B	14,9	0,00	14,9	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	70
	Zusammensetzung nach Mischen	14,9	4,47	10,4	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-
Vergleichsbeispiel 32	R1-Fe-B	14,9	14,9	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	20	11,9
	R2-Fe-B	14,9	0,00	14,9	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	80
	Zusammensetzung nach Mischen	14,9	2,98	11,9	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-
Vergleichsbeispiel 33	R1-Fe-B	14,9	14,9	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	10	13,4
	R2-Fe-B	14,9	0,00	14,9	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	90
	Zusammensetzung nach Mischen	14,9	1,49	13,4	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-

Für die erhaltenen gesinterten Presskörper wurden sodann die Herstellung der Legierungsblätter, die Pulverisierung, das Pressen, das Sintern und die Auswertung in ähnlicher Weise wie in Beispiel 1 durchgeführt. Die Ergebnisse wurden in der Tabelle 11 dargestellt. [Tabelle 11]

	Anzahl an M1-Körnern	Anzahl an M2-Körnern	Konzentration an R2	Kernteil von M1 [At.-%]		Schalenteil von M1 [At.-%]		Kernteil von M2 [At.-%]		Schalenteil von M2 [At.-%]		Br	HcJ
	[%]	[%]	[At.-%]	αR1	αR2	βR1	βR2	γR1	γR2	εR1	εR2	[T]	[kA/m]
Vergleichsbeispiel 30	23,4	1,7	0,30	11,8	1,7	1,7	11,8	1,9	11,5	11,4	1,1	1,36 (=13,6 kG)	1130 (=14,2 kOe)
Vergleichsbeispiel 31	10,9	3,6	0,75	11,8	1,8	2,0	11,1	1,1	11,6	11,3	1,6	1,35 (=13,5 kG)	1448 (=18,2 kOe)
Beispiel 18	7,2	8,1	1,19	11,7	1,3	1,2	11,5	1,1	11,6	11,4	1,5	1,35 (=13,5 kG)	2005 (=25,2 kOe)
Beispiel 19	6,9	9,5	4,47	11,9	1,7	1,9	11,6	1,5	11,3	11,6	1,8	1,34 (=13,4 kG)	2045 (=25,7 kOe)
Beispiel 20	6,1	12,8	7,45	11,4	1,4	1,6	11,2	1,1	11,7	11,5	1,1	1,33 (=13,3 kG)	2133 (=26,8 kOe)
Beispiel 21	5,0	15,2	11,0	11,3	1,3	1,0	11,5	2,0	11,9	11,3	1,3	1,31 (=13,1 kG)	2172 (=27,3 kOe)
Vergleichsbeispiel 32	4,5	18,2	11,9	12,0	1,3	1,4	11,5	1,4	11,0	11,7	1,3	1,12 (=11,2 kG)	2188 (=27,5 kOe)
Vergleichsbeispiel 33	3,2	25,6	13,4	11,3	1,9	1,4	11,9	1,5	11,7	11,7	1,6	1,02 (=10,2 kG)	2196 (=27,6 kOe)

In allen der Vergleichsbeispiele 30 bis 31 und der Beispiele 18 bis 21 waren das Hauptphasenkorn M1, das eine Kern-Schale-Struktur aufweist, und das Hauptphasenkorn M2, das eine Kern-Schale-Struktur aufweist, beide vorhanden, wobei der Kernteil des Hauptphasenkorns M1 eine höhere Atomkonzentration an den leichten Seltenerdelement(en) aufwies und der Schalenteil eine höhere Atomkonzentration an den schweren Seltenerdelement(en) aufwies, und der Kernteil des Hauptphasenkorns M2 eine höhere Atomkonzentration an den schweren Seltenerdelement(en) aufwies und der Schalenteil eine höhere Atomkonzentration an den leichten Seltenerdelement(en) aufwies. Gemäß den Beispielen 18 bis 21 wurde, wenn der zahlenmäßige Anteil, welcher von den M1-Körnern und den M2-Körnern belegt wird, 5% oder mehr betrug, und der Gehalt an R2 sich auf 11 At.-% oder weniger belief, darüber hinaus die magnetische Remanenzflussdichte auf einem hohen Niveau beibehalten und es wurde eine hohe Koerzitivität bereitgestellt. In den Vergleichsbeispielen 30 bis 31, worin die M2-Körner zahlenmäßig 5% oder weniger ausmachten, war die Koerzitivität niedrig. Es wurde in Betracht gezogen, dass, da eine geringe Menge der schweren Seltenerdelement(e) zugesetzt wurde, die Anzahl der Kern-Schale-Körner klein war. Somit war der verbessernde Effekt auf die Koerzitivität nicht ausreichend. In einem anderen Aspekt, in den Vergleichsbeispielen 32 bis 33, bei denen mehr als 11 At.-% R2 enthalten war, wurde eine hohe Koerzitivität bereitgestellt, aber die magnetische Remanenzflussdichte nahm erheblich ab. Dies könnte auf der Zugabe der schweren Seltenerdelement(e) beruhen, welche zu der verringerten Sättigungsmagnetisierung führte.
(Beispiele 24 bis 25)

Zum Herstellen der R1-T-B-basierten Legierung und der RI-R2-T-B-basierten Legierung wurden die Metalle und die Legierungsrohmaterialien miteinander gemischt, um die Rohmaterialien mit den in der Tabelle 12 gezeigten Zusammensetzungen bereitzustellen, und sie wurden jeweilig geschmolzen und danach mithilfe des Bandgießverfahrens gegossen, um Legierungsblätter bereitzustellen. Sodann wurden die Pulverisierung, das Pressen und das Sintern in ähnlicher Weise wie in Beispiel 1 durchgeführt. [Tabelle 12]

		TRE	Nd	Pr	La	Ce	Y	Dy	Tb	Ho	Fe	B	Co	Cu	Al	Mischverhältnis	R2-Konzentration nach Mischen
		[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[At.-%]	[Gew.-%]	[At.-%]
Beispiel 24	R1-Fe-B	14,9	14,9	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	60	2,98
	R2-Fe-B	14,9	7,45	0,00	0,00	0,00	0,00	7,45	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	40
	Zusammensetzung nach Mischen	14,9	11,9	0,00	0,00	0,00	0,00	2,98	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-
Beispiel 25	R1-Fe-B	14,9	14,9	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	70	3,13
	R2-Fe-B	14,9	4,47	0,00	0,00	0,00	0,00	10,4	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	30
	Zusammensetzung nach Mischen	14,9	11,8	0,00	0,00	0,00	0,00	3,13	0,00	0,00	75,7	5,41	2,00	1,00	1,00	-

Für die erhaltenen gesinterten Presskörper wurden dann die Herstellung der Legierungsblätter, die Pulverisierung, das Pressen, das Sintern und die Auswertung in ähnlicher Weise wie in Beispiel 1 durchgeführt. Die Ergebnisse wurden in der Tabelle 13 dargestellt. [Tabelle 13]

	Anzahl an M1-Körnern	Anzahl an M2-Körnern	Kernteil von M1 [At.-%]		Schalenteil von M1 [At.-%]		Kernteil von M2 [At.-%]		Schalenteil von M2 [At.-%]		Br	HcJ
	[%]	[%]	αR1	αR2	βR1	βR2	γR1	γR2	εR1	εR2	[T]	[kA/m]
Vergleichsbeispiel 1	0,0	0,0	-	-	-	- -	- -	-	-	-	1,42 (=14,2 kG)	971 (=12,2 kOe)
Beispiel 1	7,2	8,8	11,7	1,3	1,2	11,5	1,1	11,6	11,4	1,5	1,35 (=13,5 kG)	2005 (=25,2 kOe)
Beispiel 24	7,1	8,3	8,1	3,6	3,5	9,1	3,8	8,3	9,2	3,2	1,34 (=13,4 kG)	1910 (=24,0 kOe)
Beispiel 25	7,0	8,1	7,2	4,9	4,3	8,2	4,8	7,4	8,1	3,9	1,35 (=13,5 kG)	1886 (=23,7 kOe)

In den M2-Körnern der Beispiele 24 und 25 wurde eine Kern-Schale-Struktur gebildet, wobei der Kernteil eine höhere Menge der schwere Seltenerdelement(e) aufwies als der Schalenteil und der Schalenteil eine höhere Menge der leichten Seltenerdelement(e) aufwies als der Kernteil. Verglichen mit dem Vergleichsbeispiel 1, wurde eine hohe Koerzitivität bereitgestellt. Wenn mit dem Beispiel 1 verglichen wird, wurde eine hohe Koerzitivität bereitgestellt, selbst wenn sich das Verhältnis von R1 zu R2 im Kernteil veränderte.

Claims

Seltenerd-basierter Permanentmagnet, umfassend einen gesinterten Presskörper mit einer R-T-B-basierten Zusammensetzung, wobei R₂T₁₄B-Phasen die Hauptphase der R-T-B-basierten Zusammensetzung bilden, wobei der gesinterte Presskörper zwei Arten von Hauptphasenkörnern M1 und M2 umfasst, wobei die Konzentrationsverteilung von R in M1 von jener in M2 verschieden ist, R R1 und R2 umfasst, R1 mindestens ein Seltenerdelement einschließlich Y und unter Ausschluss von Dy, Tb und Ho repräsentiert, R2 mindestens eines von der aus Ho, Dy und Tb bestehenden Gruppe repräsentiert, das Hauptphasenkorn M1 eine Kern-Schale-Struktur umfasst, welche einen Kernteil und einen den Kernteil ummantelnden Schalenteil enthält, wobei der Kernteil ein Teil ist, der einen Konzentrationsunterschied bei dem/den schweren Seltenerdelement(en) von 3 At.-% oder mehr verglichen mit dem Außenrand-Teil aufweist und das Zentrum beinhaltet, und der Schalenteil der vom Kernteil verschiedene Teil des Hauptphasenkorns ist, der Außenrand-Teil ein Teil mit einer Tiefe von 0,5 µm ab der Oberfläche des Hauptphasenkorns ist und der Schalenteil den Außenrand-Teil beinhaltet, wobei wenn die Atomkonzentration von R1 im Kernteil als αR1 definiert ist, die Atomkonzentration von R2 im Kernteil als αR2 definiert ist, die Atomkonzentration von R1 im Schalenteil als βR1 definiert ist und die Atomkonzentration von R2 im Schalenteil als βR2 definiert ist, die folgenden Bedingungen erfüllt sind, nämlich αRl>βR1, αR2<βR2, αR1>αR2 und βR1<βR2, das Hauptphasenkorn M2 eine Kern-Schale-Struktur aufweist, welche einen Kernteil und einen den Kernteil ummantelnden Schalenteil enthält, wobei wenn die Atomkonzentration von R1 im Kernteil als γR1 definiert ist, die Atomkonzentration von R2 im Kernteil als γR2 definiert ist, und die Atomkonzentration von R1 im Schalenteil als εR1 definiert ist und die Atomkonzentration von R2 als εR2 definiert ist, die folgenden Bedingungen erfüllt sind, nämlich γR1<εR1, γP2>εR2, γR1<γR2 und εR1>εR2, die Atomkonzentrationen von R1 und R2 durch Berechnung der durchschnittlichen Konzentrationen von 20 Sichtfeldern bei der Elementkartierung mithilfe des EPMA von 256 Punkten × 256 Punkten unter Verwendung eines Flächenbereichs von 50 µm×50 µm als Einheitsquerschnitt ermittelt werden und in Bezug auf alle Hauptphasenkörner, die bei einem Einheitsquerschnitt des gesinterten Presskörpers beobachtet werden, die Anteile, welche von den Hauptphasenkörnern belegt werden, welche die Kern-Schale-Struktur aufweisen, jeweils 5% oder mehr betragen.
Seltenerd-basierter Permanentmagnet nach Anspruch 1, wobei der gesinterte Presskörper 11 At.-% oder weniger an R2 umfasst.