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Hintergrund der Erfindung
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1. Gebiet der Erfindung
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Die Erfindung betrifft ein Herstellungsverfahren von Seltenerdmagneten.
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2. Stand der Technik
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Seltenerdmagnete, die Seltenerdelemente wie Lanthanoide verwenden, werden auch Permanentmagnete genannt. Anwendungen umfassen Motoren in Festplatten und bildgebende Magnetresonanz-(MRI)-Scanner und Antriebsmotoren in Hybridfahrzeugen und elektrischen Kraftfahrzeugen.
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Remanente Magnetisierung (remanente magnetische Flussdichte) und Koerzitivfeldstärke können als Indikatoren in der Leistungsfähigkeit dieser Seltenerdmagnete genannt werden. Die Zunahme der Wärmeerzeugung, die mit der Miniaturisierung unter Entwicklung zu höheren Stromflussdichten in Motoren einhergeht, hat einen stärkeren Wunsch nach Hitzefestigkeit auch bei den Seltenerdmagneten hervorgerufen, die verwendet werden. Wie die Koerzitivfeldstärke eines Magnets bei Hochtemperaturverwendung aufrecht erhalten werden kann, ist daher ein wichtiges Forschungsgebiet in diesem technischen Bereich. Zum Beispiel im Fall von Nd-Fe-B-basierten Magneten, die ein Typ von Seltenerdmagneten sind, der herkömmlich in Antriebsmotoren für Fahrzeuge verwendet wird, werden Bemühungen unternommen, beispielsweise durch Reduzieren der Größe der Kristallkörner, Verwendung von Legierungen, die einen hohen Gehalt an Neodym aufweisen, und durch Hinzufügen der schweren Seltenerdelemente wie Dysprosium und Terbium, die hohe Koerzitivfeldstärkenleistungsfähigkeiten aufweisen, ihre Koerzitivfeldstärke zu steigern.
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Seltenerdmagnete umfassen herkömmliche gesinterte Magnete, in denen die Größenordnung der Körner (Hauptphase), welche die Mikrostruktur bilden, etwa 3 μm bis 5 μm beträgt, und nanokristalline Magnete, in denen die Größe der Kristallkörner auf ein Nanomaßstabsniveau von etwa 50 nm bis 300 nm reduziert wurde. Von diesen sind gegenwärtig nanokristalline Magnete besonders bemerkenswert, bei denen der Anteil der hochpreisigen schweren Seltenerdelemente reduziert (oder beseitigt) wurde, während es angestrebt wurde, die Größe der Kristallkörner zu verringern.
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Von den schweren Seltenerdelementen wird hier Dysprosium diskutiert, das in großen Mengen verwendet wird. Da Vorkommen von Dysprosium hauptsächlich in China auftreten und da China Beschränkungen der Produktion und des Exportes von Dysprosium und anderen seltenen Metallen in Kraft gesetzt hat, ist der Rohstoffpreis von Dysprosium im Finanzjahr 2011 rapide gestiegen. Daher war es eine zentrale Herausforderung, Magnete mit niedrigem Dysprosiumgehalt, welche die Koerzitivfeldstärkenleistungsfähigkeit sicherstellen, während der Gehalt an Dysprosium reduziert wird, und dysprosiumfreie Magnete zu entwickeln, welche die Koerzitivfeldstärkenleistungsfähigkeit ohne die Verwendung jeglichen Dysprosiums sicherstellen. Dies ist ein wesentlicher Faktor, der den Grad an Aufmerksamkeit gesteigert hat, der nanokristallinen Magneten zu Teil wird.
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Ein Herstellungsverfahren nanokristalliner Magnete wird zusammengefasst. Beispielsweise wird eine Nd-Fe-B basierte Metallschmelze schnell verfestigt und das entstehende feine Pulver in Nanogrößenordnung druckgesintert, wodurch ein gesinterter Körper hergestellt wird. An dem gesinterten Körper wird eine Heißverformungsbearbeitung ausgeführt, um magnetische Anisotropie zu verleihen, wodurch ein Presskörper hergestellt wird.
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Seltenerdmagnete, die von einem nanokristallinen Magnet gebildet werden, werden durch Verwenden verschiedener Techniken hergestellt, um in diesen Presskörper ein schweres Seltenerdelement einzuschließen, das eine hohe Koerzitivfeldstärkenleistungsfähigkeit aufweist. Beispiele umfassen die Herstellungsverfahren, die in der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2011-035001 (
JP-2011-035001 A ) und Nr. 2010-114200 (
JP-2010-114200 A ) offenbart sind.
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Zunächst offenbart die
JP-2011-035001 A ein Herstellungsverfahren, das ein Verdampfungsmaterial, das mindestens eines von Dysprosium und Terbium enthält, auf einen heiß verformten Presskörper vernebelt, wodurch Korngrenzendiffusion von der Oberfläche des Presskörpers aus hervorgerufen wird.
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Eine notwendige Bedingung in diesem Herstellungsverfahren ist eine Hochtemperaturbehandlung bei etwa 850°C bis 1.050°C im Verdampfungsmaterialvernebelungsschritt. Dieser Temperaturbereich wurde vorgeschrieben, um die remanente Koerzitivfeldstärkendichte zu verbessern und um übermäßig schnelles Kristallkornwachstum zu unterdrücken.
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Allerdings tritt eine Vergröberung der Kristallkörner auf, wenn die Hitzebehandlung in einen Temperaturbereich in Höhe von etwa 850°C bis 1.050°C durchgeführt wird, als deren Ergebnis eine höhere Wahrscheinlichkeit besteht, dass die Koerzitivfeldstärke abnehmen wird. Das heißt, sogar wenn das Dysprosium und Terbium zur Korngrenzendiffusion gebracht werden, wird es unmöglich, die Koerzitivfeldstärke ausreichend zu steigern.
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Andererseits offenbart die
JP-2010-114200 A ein Herstellungsverfahren, bei dem mindestens ein Element von Dysprosium (Dy), Terbium (Tb) und Holmium (Ho) oder eine Legierung mindestens eines Elementes von Kupfer (Cu), Aluminium (Al), Gallium (Ga), Germanium (Ge), Zinn (Sn), Indium (In), Silicium (Si), Phosphor (P) und Cobalt (Co) mit der Oberfläche des Seltenerdmagnets in Kontakt gebracht und hitzebehandelt wird, um Korngrenzendiffusion auf solche Weise herbeizuführen, dass die Korngröße nicht einen μm übersteigt.
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Hier wird in
JP-2010-114200 A erwähnt, dass eine ausgezeichnete Balance zwischen dem Diffusionseffekt durch Dy, etc., und dem Kristallkornvergröberungs-Unterdrückungseffekt durch Hitzebehandlung erzielt wird, wenn die Temperatur während der Hitzebehandlung in dem Bereich von 500°C bis 800°C liegt, was es vereinfacht, einen Seltenerdmagnet zu erhalten, der eine hohe Koerzitivfeldstärke aufweist. Darüber hinaus werden in verschiedenen Beispielen davon die Verwendung einer Dy-Cu Legierung und Hitzebehandlung bei 500°C bis 900°C erwähnt. Allerdings wird sogar in den verschiedenen Beispielen, die beschrieben werden, da der Schmelzpunkt einer typischen 85Dy-15Cu Legierung in etwa 1.100°C beträgt, Hochtemperaturbehandlung bei etwa 1.000°C oder mehr benötigt, um zu erreichen, dass dieses metallschmelzdiffundiert und in den Seltenerdmagnet eindringt. Im Ergebnis ist es unmöglich, die Vergröberung der Kristallkörner zu unterdrücken.
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Da die Legierung bei der Hitzebehandlung im Bereich von 500°C bis 800°C in
JP-2010-114200 A eine Festphase ist, und die Dy-Cu Legierung oder dergleichen im Seltenerdmagnet durch Festphasendiffusion zur Diffusion gebracht wird, kann daher ohne weiteres angenommen werden, dass eine solche Diffusion Zeit benötigt.
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Diese Erfindung wurde angesichts der Tatsache erbracht, dass ein Aufrauen der Kristallkörner in der Hochtemperaturatmosphäre auftritt, wenn eine modifizierte Legierung, die ein hochschmelzendes schweres Seltenerdelement enthält, in die Korngrenzenphase diffundiert wird, und der Tatsache, dass die Festphasendiffusion dieser modifizierten Legierung Zeit benötigt.
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Zusammenfassung der Erfindung
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Die Erfindung stellt ein Herstellungsverfahren bereit, das im Gegensatz zum herkömmlichen Herstellungsverfahren von Seltenerdmagneten in der Lage ist, zu bewirken, dass eine modifizierte Legierung, welche bei niedrigen Temperaturen die Koerzitivfeldstärke steigert (insbesondere die Koerzitivfeldstärke in einer Hochtemperaturatmosphäre), in einen Seltenerdmagnetpresskörper eindringt, und dadurch Seltenerdmagnete hervorbringt, die eine hohe Koerzitivfeldstärke aufweisen und die auch eine relativ hohe Magnetisierung aufweisen.
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Das Herstellungsverfahren von Seltenerdmagneten gemäß der Erfindung umfasst: einen Schritt des Herstellens eines Presskörpers, dadurch dass ein gesinterter Körper, der aus einer RE-Fe-B Hauptphase, die eine nanokristalline Struktur aufweist (wobei RE mindestens eins von Neodym und Praseodym ist) und einer Korngrenzenphase aus einer RE-X Legierung (wobei X ein Metallelement ist) gebildet ist, welche um die Hauptphase lokalisiert ist, einem Heißverformungsarbeitsablauf unterworfen wird, der Anisotropie verleiht; und einen zweiten Schritt des Herstellen eines Seltenerdmagnets durch Schmelzen einer RE-Y-Z Legierung, welche die Koerzitivfeldstärke des Presskörpers steigert (wobei Y ein Übergangsmetallelement ist und Z ein schweres Seltenerdelement ist) zusammen mit der Korngrenzenphase und Flüssigphaseninfiltrieren der RE-Y-Z Legierungsschmelze von einer Oberfläche des Presskörpers.
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Im Herstellungsverfahren nach der Erfindung wird eine modifizierte Legierung verwendet, die einen Schmelzpunkt hat, der viel niedriger liegt als der herkömmlicher modifizierter Legierungen und die Korngrenzenphase und die modifizierte Legierung werden zusammen geschmolzen, wodurch eine Schmelze der modifizierten Legierung in die Korngrenzenphase flüssigphaseninfiltriert wird, während die letztere in einem geschmolzenen Zustand vorliegt. Im Ergebnis ist dies ein Verfahren zum Herstellen nanokristalliner Magnete, die insbesondere eine hohe Koerzitivfeldstärke in einer Hochtemperaturatmosphäre (z. B. 150°C bis 200°C) aufweisen und die auch eine relativ hohe Magnetisierung aufweisen.
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Zuerst wird eine Schmelze der Zusammensetzung, die den Seltenerdmagneten bildet, mit Flüssigkeit abgeschreckt, wodurch ein sehr schnell abgekühltes Band hergestellt wird, das von feinen Kristallkörnern gebildet wird. Dieses wird daraufhin in eine Gussform geladen, und unter Anwendung von Druck mit einem Stempel gesintert und dadurch verdichtet, was ein isotropen gesinterten Körper ergibt, der von einer RE-Fe-B Hauptphase (wobei RE mindestens eines von Neodym (Nd) und Praseodym (Pr) ist und genauer genommen eines, zwei oder mehr von Nd, Pr und Nd-Pr), die eine nanokristalline Struktur aufweist, und einer Korngrenzenphase gebildet wird, die von einer RE-X Legierung (wobei X ein Metallelement ist) um die Hauptphase gebildet wird.
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Als nächstes wird der Sinterkörper einer Heißverformungsbearbeitung unterworfen, so dass ihm Anisotropie verliehen wird, wodurch ein Presskörper erzeugt wird. Bei solcher Heißverformungsbearbeitung ist zusätzlich zur Arbeitstemperatur und der Arbeitszeit das Anpassen der Verformungsbelastungsrate ein wichtiger Faktor.
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Die RE-X Legierung, welche die Korngrenzenphase dieses Presskörpers bildet, unterscheidet sich auch den Bestandteilen nach von der Hauptphase. Beispielsweise kann die RE-X Legierung, wenn RE Nd ist, eine Legierung von Nd mit mindestens einem von Cobalt (Co), Eisen (Fe) und Gallium (Ga) sein, wie jede von Nd-Cu, Nd-Fe, Nd-Ga, Nd-Co-Fe und Nd-Co-Fe-Ga oder ein Gemisch von zweien oder mehreren davon sein, und sie liegt in einem Nd-reichen Zustand vor. Falls RE Pr ist, kann die RE-X Legierung, ähnlich zu den Fällen, in denen RE Nd ist, in einem Pr-reichen Zustand vorliegen.
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Die Erfinder haben die Schmelzpunkte von Nd-Co, Nd-Fe, Nd-Ga, Nd-Co-Fe und Nd-Co-Fe-Ga und von Korngrenzenphasen erfasst, wenn diese in einem Gemisch vorliegen, während sie sich in der Nähe von 600°C befinden (da durch die Bestandteile und die Verhältnisse davon im Bereich von etwa 550°C bis etwa 650°C einige Variabilität besteht). Darüber hinaus ist es für die Korngröße der Hauptphase bevorzugt, im Bereich von 50 nm bis 300 nm zu liegen. Bevorzugter ist die durchschnittliche Korngröße der Hauptphase etwa 200 nm. Dies basiert auf der Feststellung der Erfinder, dass die Korngröße nicht zunimmt, wenn eine Hauptphase, die einen solchen Korngrößenbereich aufweist, für nanokristalline Magnete verwendet wird.
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Als nächstes wird die Korngrenzenphase geschmolzen, welche diesen Presskörper bildet, wodurch eine RE-Y-Z Legierung (wobei Y ein Übergangsmetallelement ist und Z ein schweres Seltenerdelement ist), was eine modifizierte Legierung ist, dazu gebracht wird, in den Presskörper von dessen Oberfläche in Flüssigphase einzudringen. Die RE-Y-Z Legierungsschmelze dringt dadurch in die im geschmolzenen Zustand befindliche Korngrenzenphase des Presskörpers ein und erzeugt, während sie im Inneren des Presskörpers Strukturveränderungen bewirkt, einen Seltenerdmagnet, der eine gesteigerte Koerzitivfeldstärke aufweist.
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Durch Auswählen einer Nd Legierung als die RE-Y-Z Legierung im geschmolzenen Zustand, die von der Oberfläche des Presskörpers in die Korngrenzenphase in flüssigem Zustand in Flüssigphase eindringen soll, die einen ähnlichen Schmelzpunkt, wie den der Korngrenzenphase aufweist, dringt eine Schmelze der Nd Legierung im Bereich von etwa 600°C bis etwa 650°C in die Korngrenzenphase im geschmolzenen Zustand ein. Im Vergleich zu einem Fall, in dem eine Dy-Cu Legierung oder dergleichen in der Korngrenzenphase festphasendiffundiert wird, steigen im Ergebnis die Diffusionseffizienz und die Diffusionsrate bemerkenswert an, was es ermöglicht, die Diffusion der modifizierten Legierung in einer kurzen Zeit zu erreichen.
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Es wurde festgestellt, dass durch Verwenden einer Re-Y-Z Legierung (wobei Y ein Übergangsmetallelement ist und Z ein schweres Seltenerdelement ist) der Schmelzpunkt im Vergleich zu Fällen, in denen ein schweres Seltenerdelement wie Dy in herkömmlichen Herstellungsverfahren allein zur Diffusion und Infiltration gebracht wird und Fällen, in denen eine Legierung eines Übergangsmetallelements und eines schweren Seltenerdelements wie Dy-Kupfer-Legierung zur Diffusion und Infiltration gebracht wird, erheblich abgesenkt werden kann.
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„Übergangsmetallelemente”, die verwendet werden können, umfassen zum Beispiel jedes von Cu, Fe, Mn, Co, Ni, Zn und Ti.
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„Schwere Seltenerdelemente”, die verwendet werden können, umfassen zum Beispiel jedes von Dy, Tb und Ho.
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Durch Verwenden einer Re-Y-Z-Legierung (wobei Y ein Übergangsmetallelement ist und Z ein schweres Seltenerdelement ist) kann bisher im Vergleich zu Fällen, in denen eine Dy-Legierung oder dergleichen in einer Hochtemperaturatmosphäre von mindestens 1000°C zur Diffusion und Infiltration gebracht wird, die Infiltration einer modifizierten Legierung bei viel niedrigeren Temperaturbedingungen von ungefähr 600°C durchgeführt werden. Als Ergebnis kann eine Vergröberung der Hauptphase (kristalline Körner) unterdrückt werden, was auch zu einer Steigerung der Koerzitivfeldstärke beiträgt. Insbesondere kann die Infiltration einer modifizierten Legierung unter Temperaturbedingungen von ungefähr 600°C auch als wünschenswert angesehen werden, da nanokristalline Magnete anders als gesinterte Magnete eine ausgeprägte Vergröberung der Kristallkörner erfahren, wenn sie für ungefähr 10 Minuten einer Hochtemperaturatmosphäre von ungefähr 800°C ausgesetzt werden. Sogar in Fällen, in denen eine 70Dy-30Cu Legierung verwendet wird, da diese einen Schmelzpunkt von 790°C aufweist, ist eine Hochtemperaturbehandlung von ungefähr 800°C erforderlich, was es ermöglicht, die Vergröberung der Kristallkörner zu unterdrücken.
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Um es anschaulich darzustellen, weisen solche Legierung Schmelzpunkte auf, die im Allgemeinen unterhalb von 600°C liegen, wenn eine Nd-Cu-Dy Legierung verwendet wird, auch wenn der Schmelzpunkt der Legierung mit dem Bestandteilsverhältnis darin variiert (z. B., ist der Schmelzpunkt der Legierung 60Nd-30Cu-10Dy 533°C und der Schmelzpunkt der Legierung 50Nd-30Cu-20Dy 576°C); demzufolge weist die Legierung einen niedrigen Schmelzpunkt auf, der dem der Korngrenzenphase ähnelt.
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Bezüglich der Veränderung der Struktur im Inneren des Presskörpers befindet sich bei einem Presskörper, der einer Heißverformungsbearbeitung unterworfen wurde, die Struktur oft in einem Zustand, in dem die Kristallkörner eine abgeflachte Form senkrecht zur Richtung der Orientierung aufweisen, und die im Wesentlichen zur Achse der Anisotropie parallelen Korngrenzen gekurvt oder gebogen sind und dazu tendieren, nicht aus bestimmten Ebenen gebildet zu sein. Im Gegensatz werden, wenn eine Schmelze der modifizierten Legierung ein Eindringen in Flüssigphase in die Korngrenzenphase in geschmolzenen Zustand durchläuft, die Grenzflächen der Kristallkörner mit dem Verstreichen von Zeit ausgeprägt, wobei eine magnetische Entkopplung zwischen den Kristallkörnern fortschreitet und die Koerzitivfeldstärke zunimmt. Allerdings sind im Verlauf einer solchen Veränderung der Struktur die Seiten der Kristallkörner, die parallel zur Achse der Anisotropie sind, noch keine bestimmte Ebene.
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In einem Zustand, in dem die Veränderung der Struktur im Inneren des Presskörpers vollständig ist, weisen die Kristallkörner eine Form auf, bei der die planare Form, betrachtet aus einer zur Achse der Anisotropie senkrechten Richtung, rechteckig wird oder eine Form, die ungefähr rechteckig ist, und die Oberflächen der Kristallkörner werden zu einem Polyeder (einem Hexaeder (rechteckiges Prisma), einem Oktaeder, oder einem ähnlichen Festkörper), der von Niedrigindex-(Millerindex)-Ebenen umgeben ist. Zum Beispiel haben die Erfinder im Fall eines Hexaeders festgestellt, dass die Achse der Orientierung in der (001)-Ebene ausgebildet ist (wobei die Richtung der einfachen Magnetisierung (C-Achse) die Ober- und Unterseiten des Hexaeders ist) und wobei die Querseiten aus (110), (100) oder dazu ähnlichen Ebenenindizes gebildet sind.
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Wie anhand der vorangegangenen Beschreibung ersichtlich, verwendet das erfinderische Verfahren des Herstellens von Seltenerdmagneten eine Re-Y-Z Legierung (wobei Y ein Übergansmetallelement ist und Z ein schweres Seltenerdelement ist), die eine niedrig schmelzende modifizierte Legierung ist, um eine modifizierte Legierungsschmelze in Flüssigphase in die im geschmolzenen Zustand befindliche Korngrenzenphase eines Presskörpers einzudringen, der dadurch erhalten wurde, dass ein aus einer Re-Fe-B-Haupthase (wobei RE mindestens eines von Nd und Pr ist) bestehender Sinterkörper, der eine nanokristalline Struktur und eine Korngrenzenphase aus Re-X Legierung aufwies, die um die Hauptphase angeordnet ist, einer Heißverformungsbearbeitung unterworfen wurde. Als Ergebnis kann eine Vergröberung der nanokristallinen Körner, welche die Haupthase bilden, unterdrückt werden, was es ermöglicht, in der modifizierten Korngrenzenphase präzise eine magnetische Entkopplung zwischen dem nanokristallinen Körnern zu erreichen und es wird somit ermöglicht, Seltenerdmagnete herzustellen, die auch eine gute Magnetisierung aufweisen.
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Kurze Beschreibung der Figuren
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Die Merkmale, Vorteile und die technische und industrielle Bedeutung dieser Erfindung werden in der folgenden detaillierten Beschreibung von Beispielausführungsformen der Erfinder mit Bezug auf die begleitenden Figuren beschrieben, in denen gleiche Referenzzeichen gleiche Elemente bezeichnen und in denen Folgendes dargestellt ist:
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1A, B und C sind schematische Diagramme, die in der Reihenfolge 1A, 1B und 1C den ersten Schritt in einer Ausführungsform des erfinderischen Verfahrens des Herstellens eines Seltenerdmagnets darstellen;
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2A ist ein Diagramm, welches die Mikrostruktur eines gesinterten Körpers abbildet, der durch einen Schritt, der in 1B dargestellt ist, erhalten wurde, und 2B ist ein Diagramm, das die Mikrostruktur eines Presskörpers in 1C abbildet;
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3A ist ein Diagramm, das den zweiten Schritt in einer Ausführungsform des erfinderischen Verfahrens des Herstellen eines Seltenerdmagnets darstellt, 3B ist ein Diagramm, das die Mikrostruktur eines Seltenerdmagnets während der Modifikation der Struktur mit einer modifizierten Legierung abbildet, und 3C ist ein Diagramm, das die Mikrostruktur eines Seltenerdmagnets darstellt, bei dem die Modifikation der Struktur mit einer modifizierten Legierung vollständig ist; und
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4 ist ein Graph, der experimentelle Ergebnisse bezüglich der Magnetisierung und der Koerzitivfeldstärke vor und nach der Diffusion einer modifizierten Legierung darstellt.
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Detaillierte Beschreibung der Ausführungsformen
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Ausführungsformen des erfinderischen Verfahrens des Herstellen eines Seltenerdmagnets werden unten in Verbindung mit den beigefügten Diagrammen beschrieben.
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1A, 1B und 1C sind schematische Diagramme, die einen ersten Schritt in einer Ausführungsform des erfinderischen Verfahrens des Herstellens eines Seltenerdmagnets darstellen, und 3A ist ein Diagramm, das den zweiten Schritt im erfinderischen Verfahren des Herstellens des Seltenerdmagnets darstellt. Außerdem ist 2A ein Diagramm, das die Mikrostruktur des gesinterten Körpers abbildet, der in 1B dargestellt ist, und 2B ist ein Diagramm, das die Mikrostruktur des gesinterten Körpers in 1C abbildet. Außerdem ist 3B ein Diagramm, das die Mikrostruktur eines Seltenerdmagnets während der Modifikation der Struktur mit einer modifizierten Legierung abbildet und 3C ist ein Diagramm, das die Mikrostruktur eines Seltenerdmagnets abbildet, bei dem die Modifikation der Struktur mit einer modifizierten Legierung vollständig ist.
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Wie in 1A dargestellt, wird ein Legierungsbarren durch ein Einzelrollenschmelzspinnverfahren in einem Ofen (nicht dargestellt) unter Argongasatmosphäre mit reduziertem Druck (50 kPa oder geringer) mittel Hochfrequenzinduktion geschmolzen. Daraufhin wird ein schnell abgekühltes Band B dadurch hergestellt, dass eine Schmelze mit einer Struktur, die diesen Seltenerdmagnet ermöglicht, auf eine Kupferrolle R gesprüht wird, und das Band B wird grob zermahlen.
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Wie in 1B dargestellt, wird das grob zermahlene, schnell abgekühlte Band B in einen aus einer Carbidform D und einem Carbidstempel P, der sich im hohlen Inneren der Form D bewegt, umgrenzten Hohlraum geladen, daraufhin wird geheizt, während darauf mit dem Carbidstempel P Druck ausgeübt wird, indem ein elektrischer Strom in Richtung der Druckausübung (X-Richtung) hindurch geleitet wird. Dies resultiert in der Herstellung eines gesinterten Körpers S, der aus einer Nd-Fe-B-Hauptphase, die eine nanokristalline Struktur aufweist (Korngröße ungefähr 50 nm bis ungefähr 200 nm) und einer Nd-X Legierung (wobei X ein Metallelement ist), die um die Hauptphase angeordnet ist, gebildet ist.
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Hier befindet sich die Nd-X Legierung, welche die Korngrenzenphase bildet in einen Nd-reichen Zustand und ist aus einer Legierung von mindestens einem aus Co, Fe, und Ga, wie einer von Nd-Co, Nd-Fe, Nd-Ga, Nd-Co-Fe und Nd-Co-Fe-Ga, oder einem Gemisch von zweien oder mehreren davon gebildet.
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Wie in 2A dargestellt, zeigt der gesinterte Körper S eine isotrope Kristallstruktur, in der die Korngrenzenphase BP die Lücken zwischen den nanokristallinen Körnern MP (Hauptphase) füllt. Somit wird, um diesem gesinterten Körper S Anisotropie zu verleihen, wie in 1C dargestellt, ein Carbidstempel P in direktem Kontakt mit den Endflächen in der Längsrichtung (in 1B dient die horizontale Richtung als Längsrichtung) des gesinterten Körpers S gebracht und eine Heißverformungsbearbeitung wird durchgeführt, während (in der X-Richtung) mit dem Carbidstempel P Druck ausgeübt wird. Wie in 2B dargestellt wird dadurch ein Presskörper C mit einer Kristallstruktur hergestellt, die anisotrope nanokristalline Körner MP aufweist (der obige Ablauf dient als der erste Schritt).
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Wenn die Bearbeitungsrate (Komprimierbarkeit) aufgrund der Heißverformungsbearbeitung groß ist, so wie in Fällen, in denen die Komprimierbarkeit ungefähr 10% oder mehr beträgt, kann dies „Heißintensivbearbeitung” oder einfach „Intensivbearbeitung” genannt werden.
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In der Kristallstruktur des Presskörpers C, der in 2B dargestellt ist, weisen die nanokristallinen Körper MP eine abgeflachte Form mit den Grenzflächen auf, die im Wesentlichen parallel mit der Achse der Anisotropie sind, die gekrümmt oder gebogen ist und nicht von spezifischen Ebenen gebildet ist.
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Als Nächstes wird der Presskörper C, der wie in 3A dargestellt hergestellt wurde, in einen Hochtemperaturofen H gebracht, der mit einem internen Heizer versehen ist, eine modifizierte Legierung M, die aus Nd-Y-Z Legierung gebildet ist (wobei Y ein Übergangsmetallelement ist und Z ein schweres Seltenerdelement ist) wird in Kontakt mit dem Presskörper C gebracht und das Innere des Ofens wird einer Hochtemperaturatmosphäre ausgesetzt.
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Hier kann jedes von Cu, Fe, Mn, Co, Ni, Zn und Ti als das Übergangsmetallelement Y verwendet werden und jedes von Dy, Tb und Ho kann als das schwere Seltenerdelement Z verwendet werden. Veranschaulichende Beispiele umfassen Nd-Cu-Dy Legierungen und Nd-Cu-Tb Legierungen.
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Der Schmelzpunkt der Korngrenzenphase, die von Nd-Co, Nd-Fe, Nd-Ga, Nd-Co-Fe, Nd-Co-Fe-Ga oder einem Gemisch davon gebildet wird, verändert sich etwas mit den Bestandteilen und den Verhältnisses davon, liegt aber im Allgemeinen in der Nähe von 600°C (unter Berücksichtigung dieser Veränderlichkeit reicht dieser Bereich von 550°C bis ungefähr 650°C).
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In Fällen, in denen eine Nd-Cu-Dy Legierung oder eine Nd-Cu-Tb Legierung als die modifizierte Legierung verwendet wird, sind die Schmelzpunkte ungefähr gleich wie oder niedriger als der Schmelzpunkt der Korngrenzenphase BP, da diese Schmelzpunkte aufweisen, die nicht höher liegen als 600°C (von ungefähr 530°C bis ungefähr 580°C). Daher schmilzt durch Einstellen des Inneren des Hochtemperaturofens H auf eine Temperatur von 600°C bis 650°C die Korngrenzenphase BP und die Nd-Cu-Dy Legierung oder die Nd-Cu-Tb Legierung, die als die modifizierte Legierung dienen, schmelzen auch.
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Die geschmolzene Nd-Cu-Dy Legierung oder Nd-Cu-Tb Legierungsschmelze dringt in flüssiger Phase in die Korngrenzenphase BP ein, die sich in einem geschmolzenen Zustand befindet.
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Da die Schmelze der modifizierten Legierung auf diese Weise in die Korngrenzenphase BP im geschmolzenen Zustand eindringt, sind die Diffusionseffizienz und die Diffusionsrate bei Weitem besser als in Fällen, in denen eine Dy-Cu Legierung oder dergleichen in die Korngrenzenphase festphasendiffundiert wird, wie in herkömmlichen Herstellungsverfahren, was es ermöglicht, die Diffusion der modifizierten Legierung in einer kurzen Zeit zu erreichen.
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Wenn die modifizierte Legierungsschmelze in die Korngrenzenphase flüssigphaseninfiltriert wird und eine bestimmte Menge Zeit verstreicht, verändert sich die kristalline Struktur des Presskörpers C, der in 2B dargestellt ist, die Grenzflächen zwischen den Körnern MP werden ausgeprägt, wie in 3B dargestellt, und eine magnetische Entkopplung der Körner MP schreitet fort, was in einer Steigerung der Koerzitivfeldstärke resultiert. Allerdings bilden sich im Rahmen der strukturellen Veränderung durch die modifizierte Legierung, die in 3B dargestellt ist, keine Grenzflächen, die im Wesentlichen parallel zu der Achse der Anisotropie sind (die Grenzflächen sind nicht von bestimmten Ebenen gebildet).
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Auf einer Stufe, bei der die Veränderung durch die modifizierte Legierung zu einem ausreichenden Grad fortgeschritten ist, bilden sich Grenzflächen, die im Wesentlichen parallel zur Achse der Anisotropie sind (d. h. spezifische Ebenen), wie in 3C dargestellt, und ein Seltenerdmagnet RM, in dem die Form der Körner MP, gesehen aus einer Richtung im rechten Winkel zu der Achse der Anisotropie (der Richtung, in der 3C betrachtet wird), rechteckig ist oder eine Form zeigt, die ungefähr rechteckig ist.
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In so durch ein Herstellungsverfahren nach den Ausführungsformen der Erfindung erhaltenen Seltenerdmagneten scheint es, dass Dank der Verwendung eines Presskörpers, der durch Ausführen einer Heißverformungsbearbeitung erhalten wurde, so dass dem gesinterten Körper Anisotropie verliehen wurde, und auch Dank des Eindringens einer modifizierten aus einer Nd-Y-Z Legierung (wobei Y ein Übergangsmetallelement ist und Z ein schweres Seltenerdmagnetelement ist) gebildeten Legierungsschmelze in Flüssigphase in eine Korngrenzenphase im geschmolzenen Zustand eine verbleibende Dehnung, die aufgrund der Heißverformungsbearbeitung entsteht, durch Kontakt mit der Schmelze der modifizierten Legierung beseitigt wird und dass auch die Koerzitivfeldstärke durch Reduzierung der Größe der Kristallkörner und das Befördern des magnetischen Entkoppelns zwischen den Kristallkörnern verbessert wird.
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Darüber hinaus wird, da eine modifizierte Legierung verwendet wird, die einen Schmelzpunkt aufweist, der ungefähr gleich oder niedriger als der Schmelzpunkt der Korngrenzenphase ist, durch Schmelzen beider, der Korngrenzenphase und der modifizierten Legierung, bei der relativ niedrigen Temperatur von ungefähr 600°C bis 650°C, eine Vergröberung der nanokristallinen Körner unterdrückt, was auch zu einer Verbesserung der Koerzitivfeldstärke beiträgt.
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Die Erfinder haben ein Experiment durchgeführt, bei dem sie durch Verwenden des oben beschriebenen Herstellungsverfahrens der Erfindung Seltenerdmagnete hergestellt haben, die nanokristalline Magnete sind, und sie haben auf ähnliche Weise unter Verwendung herkömmlicher modifizierter Legierungen als die modifizierte Legierung, die in die Korngrenzenphase infiltriert wird, Seltenerdmagnete hergestellt. Sie haben dann die Magnetisierung und Koerzitivfeldstärke jedes der Exemplare gemessen, beides vor und nach Diffusion der modifizierten Legierung, und die Ergebnisse verglichen.
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Das Verfahren des Herstellens der Exemplare in den Ausführungsformen wird beschrieben. Zuerst wurde unter Verwendung eines schnell abgeschreckten Nd-Fe-B-basierten magnetischen Pulvers (Korngröße 200 nm oder weniger, Nd 30 Gew.-%, Fe 64 Gew.-%, B 0,9 Gew.-%) das kommerziell erhältlich ist, das Pulver in einer Formungsform bei einer Haltetemperatur von 600°C und einem Haltedruck von 50 MPa für eine Haltezeit von 5 Minuten druckgesintert, wodurch ein gesinterter Körper gebildet wurde.
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Der gesinterte Körper, der so gebildet wurde, wurde bei einer Arbeitstemperatur von 750°C, einer Bearbeitungsrate von 70% und einer Belastungsrate von 1/s verformungsbearbeitet, wodurch ein Presskörper vor Diffusion der modifizierten Legierung hergestellt wurde.
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Die Ober- und Unterseiten des Presskörpers wurden mit einer modifizierten Legierung beschichtet und der beschichtete Presskörper wurde in ein Titangefäß gebracht. Das Innere des Gefäßes war evakuiert oder einer Argonatmosphäre ausgesetzt und die Diffusion/das Eindringen der modifizierten Legierung wurde für 2 Stunden unter den Bedienungen in Tabelle 1 unten durchgeführt, wodurch Seltenerdmagnete hergestellt wurden.
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Die Exemplare, die so hergestellt wurden, wurden je unter Verwendung eines Magneteigenschaftsmesssystems vom gepulsten Anregungstyp magnetisch gemessen und die Magnetisierungsrate vor und nach der Diffusion und die Menge der Zunahme der Koerzitivfeldstärke vor und nach der Diffusion wurden gemessen. Diese Ergebnisse sind in Tabelle 2 unten und in
4 dargestellt. Tabelle 1
| | Zusammensetzung der modifizierten Legierung (At %) | Schmelzpunkt der modifizierten Legierung (°C) | Konzentration der modifizierten Legierung (Gew.-%) | Behandlungstemperatur (°C) |
| Beispiel 1 | 60Nd30Cu10Dy | 533 | 5 | 650 |
| Beispiel 2 | 60Nd30Cu10Dy | 533 | 10 | 650 |
| Beispiel 3 | 50Nd30Cu20Dy | 576 | 5 | 650 |
| Beispiel 4 | 60Nd30Cu10Tb | 524 | 5 | 650 |
| Beispiel 5 | 60Nd30Cu10Tb | 524 | 10 | 650 |
| Vergl. Bsp. 1 | 70Nd30Cu | 490 | 5 | 650 |
| Vergl. Bsp. 2 | 70Nd30Cu | 490 | 10 | 650 |
| Vergl. Bsp. 3 | 70Dy30Cu | 790 | 2 | 650 |
| Vergl. Bsp. 4 | 70Dy30Cu | 790 | 2 | 800 |
Tabelle 2
| | Magnetisierung nach der Diffusion/Magnetisierung vor der Diffusion (Magnetisierungsrate vor/nach der Diffusion) | Menge der Zunahme der Koerzitivfeldstärke (kOe) (Werte in Klammern sind kA/m Equivalente) |
| Beispiel 1 | 0,95 | 4,2 (334,3) |
| Beispiel 2 | 0,92 | 7,5 (597) |
| Beispiel 3 | 0,95 | 7 (557,2) |
| Beispiel 4 | 0,95 | 5,5 (437,8) |
| Beispiel 5 | 0,93 | 8,8 (700,5) |
| Vergl. Bsp. 1 | 0,95 | 2 (159,2) |
| Vergl. Bsp. 2 | 0,9 | 4,3 (342,3) |
| Vergl. Bsp. 3 | 1 | 0 (keine Diffusion) |
| Vergl. Bsp. 4 | 0,95 | 2 (159,2) |
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Anhand von Tabelle 2 und 4 kann sichergestellt werden, dass in jedem der Beispiele 1 bis 5 eine Vergröberung der Körner unterdrückt worden war (obgleich jedes von ihnen einige grobe Körner enthält, deren Korngrößen über 500 nm betragen, war die Korngröße in jedem Fall ungefähr 200 nm bis 300 nm oder weniger) und die Koerzitivfeldstärke nahm zu, während einer Abnahme der Magnetisierung unterdrückt wurde.
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Bezüglich der Vergleichsbeispiele war es in den Vergleichsbeispielen 1 und 2 möglich, die Koerzitivfeldstärke durch die Diffusion einer Nd-Cu Legierung zu steigern (Die Koerzitivfeldstärke im Vergleichsbeispiel 2 war ungefähr gleich wie die in Beispiel 1). Insbesondere im Vergleichsbeispiel 2 war die Abnahme der Magnetisierung ausgeprägt.
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Bezüglich der Vergleichsbeispiele 3 und 4 wurde im Fall des Vergleichsbeispiels 3, bei dem die Arbeitstemperatur während der Diffusion der Dy-Cu Legierung niedrig war, festgestellt, dass die modifizierte Legierung nicht schmolz, die modifizierte Legierung nicht ausreichend in die Korngrenzenphase diffundierte, und dass im Wesentlichen kein Anstieg der Koerzitivfeldstärke vorlag. Im Fall des Vergleichsbeispiels 4, bei dem die Hochtemperaturbearbeitung durchgeführt wurde, wurde festgestellt, dass die Kristallkörner letztendlich eine Vergröberung zu einer Größe von 1 μm oder mehr erfahren hatten, die Struktur zusammenbrach, und die Zunahme der Koerzitivfeldstärke klein war.
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Anhand dieser experimentellen Ergebnisse war offensichtlich, dass die Vergröberung der Körner durch Verwenden einer Nd-Cu-Dy Legierung oder einer Nd-Cu-Tb Legierung, die einen Schmelzpunkt aufweisen, der ungefähr gleich ist, wie der Grenzphase oder niedriger, und in flüssiger Phase eindringen lassen einer Schmelze der modifizierten Legierung in die Grenzphase, während letztere sich in einem geschmolzenen Zustand befindet, unterdrückt wurde. Darüber hinaus wurde gezeigt, dass, wenn die Körner mit einer Legierung, wie Nd-Cu durch Steigern des Niveaus auch von Dy oder Tb, wo diese Typen von Legierungen konzentriert sind, entkoppelt werden, die Entkopplungsfähigkeit zwischen den Körnern verbessert wird, was in einer gesteigerten Koerzitivfeldstärke resultiert, während einer Abnahme der Magnetisierung unterdrückt wird.
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Ausführungsformen der Erfindung wurden oben detailliert in Verbindung mit den angehängten Figuren beschrieben. Allerdings ist die spezifische Struktur der Erfindung nicht auf diese Ausführungsformen beschränkt und verschiedene Auslegungsveränderungen sind möglich, sofern sie nicht von dem Kern der Erfindung abweichen.
