DE112014003678T5

DE112014003678T5 - Sintermagnet auf R-T-B Basis und Motor

Info

Publication number: DE112014003678T5
Application number: DE112014003678.1T
Authority: DE
Inventors: Isao Kanada; Hiroyuki Ono; Eiji Kato; Masashi Miwa
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2013-08-09
Filing date: 2014-08-08
Publication date: 2016-04-21
Also published as: JP6330813B2; JPWO2015020182A1; US10388441B2; WO2015020182A1; CN105431915B; CN105431915A; US20160196904A1

Abstract

Die vorliegende Erfindung stellt einen Sintermagnet auf R-T-B-Basis bereit, der die Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur hemmt, auch wenn weniger oder keine schweren Seltenerdelemente, wie z. B. Dy, Tb und dergleichen, verwendet werden. Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis umfasst R2T14B-Kristallkörner und Zweikorngrenzteile zwischen den R2T14B-Kristallkörnern. Vorhanden sind Zweikorngrenzteile, die von einer R-Co-Cu-M-Fe-Phase gebildet werden, wobei M zumindest eines aus der aus Ga, Si, Sn, Ge und Bi bestehenden Gruppe ist.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Sintermagnet auf R-T-B-Basis, insbesondere betrifft sie einen Sintermagnet auf R-T-B-Basis, wobei die Mikrostruktur des Sintermagnets auf R-T-B-Basis kontrolliert ist, sowie einen Motor.
HINTERGRUND
Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis (R steht für ein Seltenerdelement, T steht für ein oder mehr Elemente aus den Elementen der Eisengruppe, die Fe als wesentliches Element enthalten, und B steht für Bor), für den ein Sintermagnet auf Nd-Fe-B-Basis ein typisches Beispiel ist, ist aufgrund der hohen Sättigungsflussdichte vorteilhaft für Miniaturisierung und hohe Effizienz der Maschinen, in denen er eingesetzt wird, und kann deshalb in Schwingspulenmotoren von Festplatten und dergleichen eingesetzt werden. In den letzten Jahren wurde der Sintermagnet auf R-T-B-Basis auch in verschiedenen Industriemotoren oder Antriebsmotoren von Hybridfahrzeugen oder dergleichen eingesetzt. Vom Standpunkt des Energiesparens und dergleichen gesehen ist es wünschenswert, dass der Sintermagnet auf R-T-B-Basis sich in diesen Bereichen weiter durchsetzt. Beim Einsatz in Hybridfahrzeugen und dergleichen wird der Sintermagnet auf R-T-B-Basis jedoch relativ hohen Temperaturen ausgesetzt. Daher gewinnt eine Hemmung der Entmagnetisierung bei hohen Temperaturen, die durch Hitze verursacht wird, an Bedeutung. Zur Hemmung der Entmagnetisierung unter hoher Temperatur ist ein Verfahren zur ausreichenden Verbesserung der Koerzitivfeldstärke (HcJ) des Sintermagnets auf R-T-B-Basis bei Raumtemperatur als wirksam bekannt.
Als Verfahren zur Verbesserung einer Koerzitivfeldstärke des Sintermagnets auf Nd-Fe-B-Basis bei Raumtemperatur ist ein Verfahren wohlbekannt, bei dem ein Teil von Nd in der Verbindung Nd₂Fe₁₄B als Hauptphase durch schwere Seltenerdelemente, wie z. B. Dy, Tb und dergleichen, ersetzt wird. Durch Ersetzen eines Teils von Nd durch die schweren Seltenerdelemente wird die magnetische Anisotropie von Kristallen erhöht, und als Ergebnis kann die Koerzitivfeldstärke des Sintermagnets auf Nd-Fe-B-Basis bei Raumtemperatur ausreichend verbessert werden. Zusätzlich zum Ersetzen durch schwere Seltenerdmetalle ist auch der Zusatz von Elementen wie Cu und dergleichen wirksam zum Verbessern von Koerzitivfeldstärke bei Raumtemperatur (Patentdokument 1). Es wird davon ausgegangen, dass durch Zusetzen des Elements Cu das Element Cu während des Produktionsprozesses beispielsweise eine flüssige Nd-Cu-Phase an der Korngrenze bildet, sodass die Korngrenze weich wird und eine Kernbildung von umgekehrten magnetischen Domänen verhindert wird.
Patentdokument 2 und Patentdokument 3 offenbaren andererseits eine Technologie zur Verbesserung der Koerzitivfeldstärke durch Kontrollieren der Korngrenzenphasen, welche die Mikrostruktur des Sintermagnets auf R-T-B-Basis bilden. Aus den Zeichnungen dieser Patentdokumente kann abgeleitet werden, dass sich die Korngrenzenphasen wie hierin genannt auf Korngrenzenphasen beziehen, die von drei oder mehr Hauptphasenkristallkörnern umgeben sind, z. B. Tripelpunkten. Patentdokument 2 offenbart eine Technologie zur Bildung von zwei Arten von Tripelpunkten mit unterschiedlichen Dy-Konzentrationen. D. h. es wurde offenbart, dass durch Bilden eines Teils der Korngrenzenphasen mit höherer Dy-Konzentration in den Tripelpunkten ohne Erhöhung der gesamten Dy-Konzentrationen ein hoher Widerstand gegen die Umkehr der magnetischen Domäne bereitgestellt werden kann. Patentdokument 3 hat solch eine Technologie offenbart, bei der drei, d. h. eine erste, eine zweite und eine dritte, Korngrenzenphasen, die sich in den Gesamtatomkonzentrationen von Seltenerdelementen unterscheiden, im Korngrenzentripelpunkt gebildet werden, wobei die Atomkonzentration des Seltenerdelements der dritten Korngrenzenphase niedriger ist als die der beiden anderen Arten von Korngrenzenphasen, wobei außerdem die Atomkonzentration des Fe-Elements in der dritten Korngrenzenphase höher ist als in den anderen beiden Korngrenzenphasen. Als Ergebnis wird die dritte Korngrenzenphase, die eine hohe Konzentration von Fe enthält, in den Korngrenzenphasen gebildet, was eine Erhöhung der Koerzitivfeldstärke bewirken kann.
Patentdokumente:

Patentdokument 1: Japanisches Patent JP-A Nr. 2002-327255 Patentdokument 2: Japanisches Patent JP-A Nr. 2012-15168 Patentdokument 3: Japanisches Patent JP-A Nr. 2012-15169

KURZDARSTELLUNG
Obwohl in einer Situation, in der ein Sintermagnet auf R-T-B-Basis in einer Umgebung mit einer hohen Temperatur von 100°C bis 200°C verwendet wird, der Wert der Koerzitivfeldstärke bei Raumtemperatur einer der effektiven Indizes ist, ist es sehr wichtig, dass keine Entmagnetisierung stattfindet oder die Entmagnetisierungsrate gering ist, auch wenn der Magnet tatsächlich einer Umgebung mit hoher Temperatur ausgesetzt wird. Obwohl die Koerzitivfeldstärke der Zusammensetzung, bei der ein Teil des R der Verbindung R₂T₁₄B, die als Hauptphase dient, durch ein schweres Seltenerdelement wie Tb oder Dy ersetzt ist, deutlich verbessert ist und dies ein einfaches Verfahren zum Erreichen einer hohen Koerzitivfeldstärke darstellt, gibt es Probleme bezüglich der Ressourcen, weil schwere Seltenerdelemente wie Dy und Tb bezüglich geographischem Ursprung und Ausbeute begrenzt sind. Es ist unvermeidbar, dass als Begleiterscheinung des Ersetzens die restliche magnetische Flussdichte (Br) aufgrund von antiferromagnetischer Kopplung von Nd und Dy abnimmt. Der Zusatz des Elements Cu wie oben beschrieben und dergleichen sind wirksam, um eine verbesserte Koerzitivfeldstärke zu erreichen. Nichtsdestotrotz ist es zur Vergrößerung des anwendbaren Felds des Sintermagnets auf R-T-B-Basis wünschenswert, dass die Unterdrückung von Entmagnetisierung bei hoher Temperatur (Entmagnetisierung aufgrund des Aussetzens gegenüber einer Hochtemperaturumgebung) weiter verbessert wird.
Um die Koerzitivfeldstärke der Sintermagneten auf R-T-B-Basis zu erhöhen, ist bekannt, dass es zusätzlich zum obigen Verfahren des Zusetzens eines Cu-Elements wichtig ist, die Korngrenzenphasen zu kontrollieren, die als Mikrostruktur dienen. Die Korngrenzen umfassen einen so genannten Zweikorngrenzteil, der zwischen zwei aneinander angrenzenden Hauptphasenkristallkörnern gebildet wird, und einen so genannten Tripelpunkt, der von drei oder mehr Hauptphasenkristallkörnern umgeben ist, wie oben erwähnt wurde.
Zum Erhöhen der Koerzitivfeldstärke von Sintermagneten auf R-T-B-Basis ist es wichtig, die magnetische Kopplung zwischen R₂T₁₄B-Kristallkörnern zu unterbrechen, die als Hauptphase dienen. Wenn jedes Hauptphasenkristallkorn magnetisch isoliert werden kann, wirkt sich die umgekehrte magnetische Domäne, auch wenn sie in einem bestimmen Kristallkorn erzeugt wird, nicht auf die angrenzenden Kristallkörner aus, wodurch die Koerzitivfeldstärke erhöht werden kann. Die Erfinder der vorliegenden Erfindung gehen davon aus, dass es, um Sintermagneten auf R-T-B-Basis magnetische Unterbrechungswirkung zwischen aneinander grenzenden Kristallkörnern zu verleihen, wichtiger ist, die Zweikorngrenzteile zu kontrollieren als die Tripelpunkte zu kontrollieren, und die Erfinder untersuchten die verschiedenen Sintermagneten auf R-T-B-Basis des Stands der Technik. Als Ergebnis wurde ein technisches Problem erkannt, nämlich dass das Ausmaß der Unterbrechung der magnetischen Kopplung im Zweikorngrenzteil der aktuellen Sintermagneten auf R-T-B-Basis noch nicht ausreicht. Das bedeutet die aktuellen Zweikorngrenzteile, die zwischen zwei R₂T₁₄B-Hauptphasenkristallkörnern gebildet werden, sind 2 bis 3 nm dünn, was keine ausreichende Unterbrechungswirkung auf die magnetische Kopplung ausübt. Es wird davon ausgegangen, dass eine ausreichende Unterbrechungswirkung auf magnetische Kopplung erreicht werden kann, indem der Zweikorngrenzteil einfach extrem verdickt wird. Und es wird davon ausgegangen, dass zum Verdicken des Zweikorngrenzteils der Anteil von R in der Zusammensetzung der Rohmateriallegierungen erhöht werden muss. Obwohl die Koerzitivfeldstärke mit einer Steigerung des R-Anteils erhöht wird, wird jedoch das Wachstum der Hauptphasenkristallkörner während des Sinterns übermäßig stark, wenn der Anteil von R stark erhöht wird, wodurch die Koerzitivfeldstärke abnimmt. Daher ist die Wirkung einer Erhöhung des R-Gehalts auf die Erhöhung der Koerzitivfeldstärke eingeschränkt.
Die vorliegende Erfindung wurde im Hinblick auf die oben genannten Umstände entwickelt. Die vorliegende Erfindung zielt darauf ab, einen Magnet auf R-T-B-Basis, bei dem die Unterdrückung der Hochtemperatur-Entmagnetisierungsrate verbessert wird, indem die Zweikorngrenzteile kontrolliert werden, die als Mikrostruktur des Sintermagnets auf R-T-B-Basis dienen, sowie einen Motor mit dem obigen Magnet auf R-T-B-Basis bereitzustellen.
Hier führten die Erfinder der vorliegenden Anmeldung spezielle Forschung in Bezug auf die Zweikorngrenzteile durch, welche die Unterdrückung einer Hochtemperaturentmagnetisierungsrate außerordentlich verbessern können, und entwickelten die nachstehende Erfindung.
Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis der vorliegenden Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass R₂T₁₄B-Kristallkörner und Zweikorngrenzteile zwischen den R₂T₁₄B-Kristallkörnern enthalten sind und die Zweikorngrenzteile, die von R-Co-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden (M ist zumindest eines aus der aus Ga, Si, Sn, Ge und Bi bestehenden Gruppe), vorhanden sind.
Außerdem enthält der oben genannte Sintermagnet auf R-T-B-Basis vorteilhaft Zweikorngrenzteile, die von R-Co-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden, und Zweikorngrenzteile, die von R-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden (M ist zumindest eines aus der aus Ga, Si, Sn, Ge und Bi bestehenden Gruppe), und wenn die Anzahl der Zweikorngrenzteile, die von R-Co-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden, durch A dargestellt ist und die Anzahl der Zweikorngrenzteile, die von R-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden, durch B dargestellt ist, dann ist A größer als B, d. h. A > B.
Ferner ist die Dicke der Zweikorngrenzteile, die von R-Co-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden (M ist zumindest eines aus der aus Ga, Si, Sn, Ge und Bi bestehenden Gruppe), vorzugsweise 5~500 nm.
Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung weist die Eigenschaften auf, dass die Wirkung des Unterbrechens der magnetischen Kopplung zwischen den R₂T₁₄B-Kristallkörnern deutlich verbessert wird, indem die Breite der Zweikorngrenzteile, die von die R₂T₁₄B-Kristallkörnern gebildet werden, größer gemacht wird als herkömmlicherweise der Fall ist und die Zweikorngrenzteile mit nichtmagnetischen Materialien oder einem Material mit äußerst schwachen magnetischen Eigenschaften gebildet werden. Die Zweikorngrenzteile sind die Teile, die von der Korngrenzenphase zwischen den aneinander angrenzenden zwei R₂T₁₄B-Kristallkörnern gebildet werden. Wie oben erwähnt ist die Verdickung des Zweikorngrenzteils durch Erhöhen des Anteils an R in der Zusammensetzung der Rohmateriallegierungen, ohne die Koerzitivfeldstärke zu verringern, beschränkt. Im Gegenteil können die Zweikorngrenzteile mit der Dicke von 5~500 nm von den R-Co-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden. Ferner sind Fe und Co in den R-Co-Cu-M-Fe-Phasen enthalten, es kann aber davon ausgegangen werden, dass der Gesamtgehalt an Fe und Co 40 Atom-% oder weniger beträgt und die Magnetisierung somit eher gering ist. Folglich kann die magnetische Kopplung zwischen den R₂T₁₄B-Kristallkörnern wirksam unterbrochen werden, wodurch die Koerzitivfeldstärke verbessert und Entmagnetisierung bei hoher Temperatur gehemmt werden kann.
Andererseits enthalten die R-Cu-M-Fe-Phasen im Wesentlichen kein Co und enthalten 65~90 Atom-% Fe und etwa 1 Cu. Von diesem Standpunkt gesehen unterscheidet sich die Zusammensetzung der R-Cu-M-Fe-Phasen von jener der R-Co-Cu-M-Fe-Phasen, und die R-Cu-M-Fe-Phasen weisen die Eigenschaft auf, dass sie die dünnen Zweikorngrenzphasen mit etwa einigen mm bilden. Wenn die Zweikorngrenzteile zur Bildung der R-Co-Cu-M-Fe-Phasen verbreitert werden, wird üblicherweise die Koerzitivfeldstärke verbessert und Entmagnetisierung bei hoher Temperatur gehemmt. Wenn jedoch die obigen Zweikorngrenzteile übermäßig gebildet werden, kann die Koerzitivfeldstärke nicht weiter verbessert werden, sodass der Anteil der Hauptphase verringert wird, was zur Verringerung der restlichen magnetischen Flussdichte Br führt. Hier kann die Verringerung der restlichen magnetischen Flussdichte Br gehemmt und die Entmagnetisierung bei der hohen Temperatur gut unterdrückt werden, indem das Gleichgewicht zwischen der Menge an R-Co-Cu-Fe-Phasen und der Menge an R-Cu-M-Fe-Phasen hergestellt wird.
Die vorliegende Erfindung stellt ferner einen Motor bereit, der den oben genannten Sintermagnet auf R-T-B-Basis der vorliegenden Erfindung umfasst. Da der Motor der vorliegenden Erfindung den Sintermagnet auf R-T-B-Basis der vorliegenden Erfindung aufweist, findet keine Entmagnetisierung des Sintermagnets auf R-T-B-Basis statt, auch wenn dieser bei rauen Bedingungen, wie z. B. einer hohen Temperatur, verwendet wird. Somit kann ein verlässlicher Motor erhalten werden, dessen Leistung kaum verringert wird.
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann der Sintermagnet auf R-T-B-Basis mit geringer Entmagnetisierung bei hoher Temperatur bereitgestellt werden, und auch eine Anwendung des Sintermagnets auf R-T-B-Basis für Motoren zur Verwendung in einer Hochtemperaturumgebung kann bereitgestellt werden. Darüber hinaus kann gemäß der vorliegenden Erfindung ein verlässlicher Motor bereitgestellt werden, dessen Leistung kaum verringert wird, indem solch ein Sintermagnet auf R-T-B-Basis inkludiert wird.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist eine Querschnittdarstellung, welche schematisch die Hauptphasenkristallkörner und die Zweikorngrenzteile des Sintermagnets auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt.
2 ist eine schematische Zeichnung, die einen Zusammensetzungsanalysepunkt des Zweikorngrenzteils und das Verfahren zum Messen der Breite der Zweikorngrenzteile zeigt.
3 ist eine Querschnittdarstellung, welche kurz die Struktur eines Motors gemäß einer Ausführungsform zeigt.
AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG VON AUSFÜHRUNGSFORMEN
Nachfolgend werden bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung veranschaulicht, wobei auf die Zeichnungen Bezug genommen wird. Außerdem bezieht sich der Sintermagnet auf R-T-B-Basis, wie in dieser Erfindung erwähnt, auf einen Sintermagnet, der R₂T₁₄B-Hauptphasenkristallkörner und Zweikorngrenzteile umfasst, wobei im Sintermagnet R ein oder mehr Seltenerdelemente enthält, T ein oder mehr Eisengruppenelemente mit Fe als essentielles Element enthält, B enthalten ist, und auch ein Sintermagnet, zu dem verschiedene, allgemein bekannte Zusatzelemente zugesetzt sind, eingeschlossen ist.
1 ist eine Darstellung, die schematisch die Querschnittstruktur des Sintermagnets auf R-T-B-Basis einer Ausführungsform gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt. Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß dieser Ausführungsform enthält zumindest R₂T₁₄B-Hauptphasenkristallkörner 1 und Zweikorngrenzteile 2, die zwischen aneinander angrenzenden R₂T₁₄B-Hauptphasenkrsitallkörnern 1 gebildet sind.
Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis der vorliegenden Ausführungsform ist dadurch gekennzeichnet, dass die Zweikorngrenzteile, die von R-Co-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden (M ist zumindest eines aus der aus Ga, Si, Sn, Ge und Bi bestehenden Gruppe), vorhanden sind. Außerdem weist der oben genannte Sintermagnet auf R-T-B-Basis die Zweikorngrenzteile, die von R-Co-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden, und die Zweikorngrenzteile, die von R-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden (M ist zumindest eines aus der aus Ga, Si, Sn, Ge und Bi bestehenden Gruppe), auf. Wenn die Anzahl der Zweikorngrenzteile, die von R-Co-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden, durch A dargestellt ist und die Anzahl der Zweikorngrenzteile, die von R-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden, durch B dargestellt ist, dann ist A größer als B, d. h. A > B. Ferner ist die Dicke der Zweikorngrenzteile, die von R-Co-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden (M ist zumindest eins aus der aus Ga, Si, Sn, Ge und Bi bestehenden Gruppe), vorzugsweise 5~500 nm.
2 ist eine schematische Darstellung, die das Verfahren zum Messen der Breite und der Zusammensetzung der Zweikorngrenzteile der vorliegenden Ausführungsform zeigt. Die Zweikorngrenzteile 2 und die Korngrenzentripelpunkte 3 sind zwischen den aneinander grenzenden R₂T₁₄B-Hauptphasenkristallkörnern ausgebildet. Konzentriert man sich auf einen Zweikorngrenzteil 2 als Messobjekt, werden die Grenzen 2a, 2b zwischen diesem Zweikorngrenzteil und dem Korngrenzentripelpunkt 3, der damit verbunden ist, bestimmt. Die Umgebung der Grenzen 2a, 2b wird nicht gemessen, sodass keine hohe Genauigkeit erforderlich ist. Der Zwischenraum zwischen den Grenzen 2a und 2b wird geviertelt und drei Viertelungslinien werden gezogen. Die Positionen der drei Viertelungslinien werden als Punkte zur Bestimmung der Breite der Zweikorngrenzphasen herangezogen, was Messwerte von drei Punkten ergibt. Diese Bestimmung wird an den 20 Zweikorngrenzteilen durchgeführt, die zufällig als Fokus ausgewählt wurden, und die Dicke (Breite) aller 60 Messpunkte wird gemessen.
Darüber hinaus wird in den 20 Zweikorngrenzteilen die Zusammensetzungsanalyse am Mittelpunkt 2c auf der Linie durchgeführt, die durch Teilen der Grenzen 2a, 2b in zwei Hälften in die Breitenrichtung des Zweikorngrenzteils erhalten wird. Nachdem die Zusammensetzungsanalyse durchgeführt wurde, werden die Phasen kategorisiert und dann summiert. Die Zusammensetzungen der Korngrenzteile, die in den Zweikorngrenzteilen vorhanden sind, werden wie nachstehend beschrieben gemäß den Zusammensetzungsmerkmalen jeder Phase kategorisiert. Zuerst ist das Zusammensetzungsmerkmal der R-Co-Cu-M-Fe-Phasen derart, dass der Gesamtgehalt an R 40~70 Atom-% beträgt, Co in einer Menge von 1~10 Atom-% enthalten ist, Cu in einer Menge von 5~50 Atom-% enthalten ist, M in einer Menge von 1~15 Atom-% enthalten ist und Fe in einer Menge von 1~40 Atom-% enthalten ist. Das Zusammensetzungsmerkmal der R-Cu-M-Fe-Phasen ist derart, dass der Gesamtgehalt an R 10~20 Atom-% beträgt, Co in einer Menge von weniger als 0,5 Atom-% enthalten ist, Cu in einer Menge von weniger als 1 Atom-% enthalten ist, M in einer Menge von 1~10 Atom-% enthalten ist und Fe in einer Menge von 65~90 Atom-% enthalten ist.
Neben den R-Co-Cu-M-Fe-Phasen und den R-Cu-M-Fe-Phasen können auch R₆T₁₃M-Phasen und R-Phasen in den Zweikorngrenzteilen der vorliegenden Ausführungsform enthalten sein. R₆T₁₃M-Phasen sind dadurch gekennzeichnet, dass der Gesamtgehalt an R 26~30 Atom-% beträgt, Co in einer Menge von weniger als 2 Atom-% enthalten ist, M in einer Menge von 1~10 Atom-% enthalten ist, als Rest Fe enthalten ist und die anderen Elemente in einer Menge von 60~70 Atom-% enthalten sind. R-Phasen sind dadurch gekennzeichnet, dass der Gesamtgehalt an R 90 Atom-% oder mehr beträgt.
Auch wenn im Sintermagnet auf R-T-B-Basis eine Phase die Elemente zweckmäßig zugesetzt enthält oder unvermeidbare Verunreinigungen in einer geringen Menge von weniger als ein paar % neben den oben genannten Bestandteilselementen enthalten sind, kann sie gemäß den oben genannten Merkmalen kategorisiert werden. Ungeachtet dessen kann die Phase, die keiner der oben genannten Phasen entspricht, als die andere Phase behandelt werden.
In den R₂T₁₄B-Hauptphasenkristallkörnern, die den Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß dieser Ausführungsform bilden, kann als Seltenerde R jedes beliebige leichte Seltenerdelement, ein schweres Seltenerdelement oder eine Kombination aus beiden enthalten sein, wobei Nd, Pr oder die Kombination davon vom Standpunkt der Materialkosten gesehen bevorzugt ist. Als Eisengruppenelement T ist Fe oder die Kombination aus Fe und Co bevorzugt, es ist aber nicht darauf eingeschränkt. Außerdem steht B für Bor. Im Sintermagnet auf R-T-B-Basis dieser Ausführungsform sind die Gehalte der Elemente in Bezug auf die Gesamtmasse wie folgt. Darüber hinaus wird Masse-% in der vorliegenden Patentschrift als gleiche Einheit wie „Gew.-%” betrachtet.
R: 25 bis 35 Masse-%;
B: 0,5 bis 1,5 Masse-%;
M: 0,01 bis 1,5 Masse-%;
Cu: 0,01 bis 1,5 Masse-%;
Ca: 0,3 bis 3,0 Masse-%;
Al: 0,03 bis 0,6 Masse-%;
Fe: Rest, im Wesentlichen; und der Gesamtgehalt an anderen Elementen als Fe, die den Rest ausmachen: 5 Masse-% oder weniger. Nachstehend ist Folgendes bevorzugter.
R: 29,5 bis 33,1 Masse-%;
B: 0,75 bis 0,95 Masse-%;
M: 0,01 bis 1,0 Masse-%;
Cu: 0,01 bis 1,5 Masse-%;
Ca: 0,3 bis 3,0 Masse-%;
Al: 0,03 bis 0,6 Masse-%;
Fe: Rest, im Wesentlichen; und der Gesamtgehalt an anderen Elementen als Fe, die den Rest ausmachen: 5 Masse-% oder weniger. Wenn der Gehalt der einzelnen Elemente im oben genannten Bereich liegt, werden die R-Ca-Cu-M-Fe-Phasen leicht gebildet.
Nachstehend folgt eine genauere Beschreibung von Bedingungen, wie der Gehalte der Elemente oder der Atomgehalte.
Der Gehalt an R im Sintermagnet auf R-T-B-Basis der vorliegenden Ausführungsform beträgt 25 bis 35 Masse-%. Im Falle, dass ein schweres Seltenerdelement als R enthalten ist, liegt der Gesamtgehalt an Seltenerdelementen, einschließlich des schweren Seltenerdelements, innerhalb dieses Bereichs. Ein schweres Seltenerdelement bezieht sich auf ein Element mit einer größeren Ordnungszahl unter den Seltenerdelementen und im Allgemeinen entsprechen Seltenerdelemente von 64 Gd bis 71 Lu diesen schweren Seltenerdelementen. Wenn der Gehalt an R innerhalb dieses Bereichs liegt, ist üblicherweise eine hohe restliche magnetische Flussdichte und Koerzitivfeldstärke vorhanden. Wenn der Gehalt an R unter diesem Bereich liegt, ist es schwer, die R₂T₁₄B-Phase als Hauptphase zu bilden, und es ist leicht, eine α-Fe-Phase mit weichem Magnetismus zu bilden, wodurch die Koerzitivfeldstärke verringert wird. In einem weiteren Aspekt wird, wenn der Gehalt an R über diesem Bereich liegt, der Volumenprozentgehalt der R₂T₁₄B-Phase geringer und die restliche magnetische Flussdichte wird verringert. Darüber hinaus nimmt die Sinterausgangstemperatur im Sinterschritt des Produktionsprozesses extrem ab und das Kornwachstum wird leichter. Der bevorzugtere Bereich des Gehalts von R ist 29,5 bis 33,1 Masse-%.
Als R muss eines aus Nd und Pr enthalten sein, und das Verhältnis zwischen Nd und Pr (berechnet durch den Gesamtgehalt an Nd und Pr) in R kann 80 bis 100 Atom-% betragen und beträgt noch bevorzugter 95 bis 100 Atom-%. Wenn es innerhalb solch eines Bereichs liegt, kann eine bessere restliche magnetische Flussdichte und Koerzitivfeldstärke erreicht werden. Wie oben dargelegt kann der Sintermagnet auf R-T-B-Basis auch Dy, Tb, Ho und ähnliche schwere Seltenerdelemente als R enthalten, und in dieser Situation beträgt der Gehalt an schweren Seltenerdelementen (berechnet durch die Gesamtmenge von schweren Seltenerdelementen) in der Gesamtmasse des Sintermagnets auf R-T-B-Basis 1,0 Masse-% oder weniger, noch bevorzugter 0,5 Masse-% oder weniger, noch bevorzugter 0,1 Masse-% oder weniger. Wenn es sich um einen Sintermagnet auf R-T-B-Basis der vorliegenden Ausführungsform handelt, kann, auch wenn die Gehalte von schweren Seltenerdelementen so verringert sind, immer noch eine gute und hohe Koerzitivfeldstärke erreicht werden, indem die Gehalte anderer Elemente geändert werden und die Atomverhältnisse bestimmte Anforderungen erfüllen.
Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält B. Der Gehalt an B ist 0,5 Masse-% oder mehr und 1,5 Masse-% oder weniger, vorzugsweise 0,7 Masse-% oder mehr und 1,2 Masse-% oder weniger, noch bevorzugter 0,75 Masse-% oder mehr und 0,95 Masse-% oder weniger. Wenn der Gehalt an B weniger als 0,5 Masse-% ist, nimmt üblicherweise die Koerzitivfeldstärke HcJ ab. Wenn der Gehalt an B über 1,5 Masse-% liegt, nimmt außerdem üblicherweise die restliche magnetische Flussdichte Br ab. Insbesondere wenn der Gehalt an B innerhalb des Bereichs von 0,75 Masse- oder mehr und 0,95 Masse- oder weniger liegt, werden leicht R-Co-Cu-M-Fe-Phasen gebildet.
Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält Co. Der Gehalt an Co ist vorzugsweise 0,3 Masse-% oder mehr und 3,0 Masse-% oder weniger. Das zugesetzte Co liegt in einem beliebigen aus den Hauptphasenkristallkörnern, Tripelpunkten und Zweikorngrenzteilen vor. Es führt zur Erhöhung der Curie-Temperatur und zur Verbesserung des Korrosionswiderstands der Korngrenzenphasen. Ferner kann die Entmagnetisierung bei hoher Temperatur gehemmt werden, indem die Zweikorngrenzteile mit den R-Co-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden. Co kann während der Herstellung der Legierungen zugesetzt werden, und Co kann auch alleine oder mit Cu, M und dergleichen durch nachstehend erwähnte Korngrenzendiffusion im Sinterkörper diffundiert werden, und somit kann Co enthalten sein.
Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung enthält Cu. Die Zusatzmenge von Cu beträgt vorzugsweise 0,01 bis 1,5 Masse-% im gesamten Magnet, noch bevorzugter 0,05 bis 1,5 Masse-%. Indem die Zusatzmenge innerhalb dieses Bereichs liegt, kann Cu ungleichmäßig in den Tripelpunkten und den Zweikorngrenzteilen verteilt sein. Cu, das in den Tripelpunkten und den Zweikorngrenzteilen ungleichmäßig verteilt ist, ist hilfreich zur Bildung der R-Co-Cu-M-Fe-Phasen, und somit kann Entmagnetisierung bei hoher Temperatur gehemmt werden. Cu kann während der Herstellung der Legierungen zugesetzt werden, und Cu kann auch alleine oder zusammen mit Co, M und dergleichen durch nachstehend erwähnte Korngrenzendiffusion im Sinterkörper diffundiert werden, und somit kann Cu enthalten sein.
Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält ferner M. M steht für zumindest eines aus der aus Ga, Si, Sn, Ge und Bi bestehenden Gruppe. Indem M enthalten ist, können die R-Co-Cu-M-Fe-Phasen der Zweikorngrenzteile leicht gebildet werden. Der Gehalt an M beträgt vorzugsweise 0,01 bis 1,5 Masse-%. Wenn der Gehalt an M unter diesem Bereich liegt, wird die Unterdrückung von Entmagnetisierung bei hoher Temperatur unzureichend. Auch wenn der Gehalt über dem Bereich liegt, wird nicht nur die Entmagnetisierung bei hoher Temperatur weiter erhöht, sondern nimmt auch die Sättigungsmagnetisierung ab, sodass die restliche magnetische Flussdichte unzureichend ist. Um eine starke Unterdrückung von Entmagnetisierung bei hoher Temperatur und eine hohe restliche magnetische Flussdichte zu erreichen, beträgt der Gehalt an M ferner vorzugsweise 0,1 bis 1,0 Masse-%. M kann während der Herstellung der Legierungen zugesetzt werden, und M kann auch alleine oder zusammen mit Co, Cu und dergleichen durch nachstehend erwähnte Korngrenzendiffusion im Sinterkörper diffundiert werden, und somit kann M enthalten sein. M ist insbesondere bevorzugt Ga.
Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält vorzugsweise Al. Der erhaltene Magnet kann eine hohe Koerzitivfeldstärke, eine hohe Korrosionsbeständigkeit und ein besseres Temperaturverhalten erreichen, indem Al enthalten ist. Der Gehalt an Al ist vorzugsweise 0,03 Masse-% oder mehr und 0,6 Masse-% oder weniger, und noch bevorzugter 0,05 Masse-% oder mehr und 0,25 Masse-% oder weniger.
Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält Fe und die anderen Elemente zusätzlich zu den oben genannten Elementen. Fe und die anderen Elementen machen den Rest zusätzlich zu den Gesamtgehalten der oben genannten Elemente in der Gesamtmasse des Sintermagnets auf R-T-B-Basis aus. Um es dem Sintermagnet auf R-T-B-Basis jedoch zu ermöglichen, ausreichend als Magnet zu wirken, ist von den Elementen, die den Rest ausmachen, der Gesamtgehalt an anderen Elementen als Fe vorzugsweise 5 Masse-% oder weniger in Bezug auf die Gesamtmasse des Sintermagnets auf R-T-B-Basis.
Darüber hinaus beträgt der Gehalt an C im Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform 0,05 bis 0,3 Masse-%. Wenn der Gehalt an C unter diesem Bereich liegt, wird die restliche magnetische Flussdichte unzureichend. Und wenn er über diesem Bereich liegt, wird das Verhältnis zwischen Magnetfeldwert (Hk), wenn die Magnetisierung 90% der restlichen magnetischen Flussdichte beträgt, und Koerzitivfeldstärke, d. h. das Rechteckigkeitsverhältnis (Hk/HcJ) unzureichend. Um die Koerzitivfeldstärke und das Rechteckigkeitsverhältnis besser aufrecht zu erhalten, kann der Gehalt an C auch 0,1 bis 0,25 Masse-% sein.
Außerdem beträgt der Gehalt an O im Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform 0,05 bis 0,25 Masse-%. Wenn der Gehalt an O unter diesem Bereich liegt, wird die Korrosionsbeständigkeit des Sintermagnets auf R-T-B-Basis unzureichend. Und wenn er über diesem Bereich liegt, kann keine flüssige Phase ausreichend im Sintermagnet auf R-T-B-Basis gebildet werden und die Koerzitivfeldstärke nimmt ab. Um die Korrosionsbeständigkeit und die Koerzitivfeldstärke besser zu erhalten, ist der Gehalt an O noch bevorzugter 0,05 bis 0,20 Masse-%.
Im Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann Zr beispielsweise als das andere Element enthalten sein. In dieser Situation ist der Gehalt an Zr in der Gesamtmasse des Sintermagnets auf R-T-B-Basis vorzugsweise 0,01 bis 1,5 Masse-%. Zr kann das anomale Wachstum von Kristallkörnern während der Produktion des Sintermagnets auf R-T-B-Basis hemmen, wodurch die Struktur des erhaltenen Sinterkörpers (des Sintermagnets auf R-T-B-Basis) gleichmäßig und fein wird, was die Magneteigenschaften verbessern kann.
Darüber hinaus kann der Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform 0,001 bis 0,5 Masse-% von unvermeidbaren Verunreinigungen wie Mn, Ca, Ni, Cl, S, F, und dergleichen als andere Bestandteilelemente als oben genannt enthalten.
Außerdem ist im Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform der Gehalt an N vorzugsweise 0,15 Masse-% oder weniger. Wenn der Gehalt an N über diesem Bereich liegt, wird die Koerzitivfeldstärke üblicherweise unzureichend.
Beschrieben wird ein Beispiel für das Verfahren zur Herstellung des Sintermagnets auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform. Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß dieser Ausführungsform kann durch ein herkömmliches pulvermetallurgisches Verfahren hergestellt werden, das einen Herstellungsprozess zum Herstellen der Rohmateriallegierungen, einen Pulverisierungsprozess zum Pulverisieren der Rohmateriallegierungen zu feinpulvrigen Rohmaterialien, einen Pressprozess zum Pressen der feinpulvrigen Rohmaterialien zu einem kompakten Grünling, einen Sinterprozess zum Sintern des kompakten Grünlings zu einem Sinterkörper und einen Wärmebehandlungsprozess zum Aussetzen des Sinterkörpers gegenüber einer Alterungsbehandlung umfasst.
Der Herstellungsprozess ist ein Prozess zur Herstellung von Rohmateriallegierungen, die entsprechende Elemente enthalten, die im Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß dieser Ausführungsform enthalten sind. Zuerst werden die Rohmaterialien mit den spezifizierten Elementen vorbereitet und einem Bandgießverfahren und dergleichen unterzogen. So werden die Rohmateriallegierungen hergestellt. Als metallische Rohmaterialien können beispielsweise Seltenerdmetalle oder Seltenerdlegierungen, reines Eisen, reines Cobalt, Ferrobor oder Legierungen davon angeführt werden. Diese metallischen Rohmaterialien werden verwendet, um die Rohmateriallegierungen des Sintermagnets auf R-T-B-Basis mit der gewünschten Zusammensetzung herzustellen. Alternativ dazu können zwei Arten von Legierungen, d. h. die erste Legierung, deren Zusammensetzung nahe bei R₂T₁₄B liegt, und die zweite Legierung, die hauptsächlich R oder den Gehalt der Additive erhöht, hergestellt werden, und diese können dann vor oder nach dem Pulverisierungsprozess vermischt werden. Außerdem kann die Legierung, bei der R oder der Gehalt der Additive erhöht ist und deren Zusammensetzung sich von jener der zweiten Legierung unterscheidet, als die dritte Legierung verwendet werden, und die Legierung, bei der R oder der Gehalt der Additive erhöht ist und deren Zusammensetzung sich von jener der zweiten Legierung und der dritten Legierung unterscheidet, wird als vierte Legierung verwendet, und diese werden vor oder nach dem Feinpulverisierungsprozesss mit der ersten Legierung vermischt. Um die Bildung der R-Co-Cu-M-Fe-Phasen in der Korngrenze zu fördern, werden eutektische Legierungen, wie z. B. 80% Nd–20% Co, 70 Nd–30% Cu, 80% Nd–20% Ga, berechnet anhand der Atom als zweite Legierung, dritte Legierung, vierte Legierung verwendet und mit der ersten Legierung vermischt.
Der Pulverisierungsprozess ist ein Prozess zum Pulverisieren der Rohmateriallegierungen, die im Herstellungsprozess erhalten werden, zu feinpulvrigen Rohmaterialien. Dieser Prozess erfolgt vorzugsweise in zwei Stufen, die eine Rohpulverisierung und eine Feinpulverisierung umfassen, kann aber auch als eine Stufe ausgeführt werden. Die Rohpulverisierung kann beispielsweise unter Verwendung eines Stampfwerks, eines Backenbrechers, einer Braunmühle usw. unter einer Inertatmosphäre erfolgen. Eine Wasserstoffdekrepitation, bei der eine Pulverisierung nach Wasserstoffadsorption durchgeführt wird, kann ebenfalls durchgeführt werden. Bei der Rohpulverisierung werden die Rohmateriallegierungen pulverisiert, bis die Teilchengröße etwa ein paar hundert Mikrometer bis einige Millimeter beträgt.
Die Feinpulverisierung pulverisiert das rohe Pulver, das bei der Rohpulverisierung erhalten wird, fein und bereitet die feinpulvrigen Rohmaterialien mit der mittleren Teilchengröße von einigen Mikrometern vor. Die mittlere Teilchengröße der feinpulvrigen Rohmaterialien kann unter Berücksichtigung des Wachstums der Kristallkörner nach einem Sintern festgelegt werden. Die Feinpulverisierung kann beispielsweise mit einer Strahlmühle erfolgen.
Der Pressprozess ist ein Prozess zum Pressen der feinpulvrigen Rohmaterialien zu einem kompakten Grünling im Magnetfeld. Insbesondere wird, nachdem die feinpulvrigen Rohmaterialien in eine Pressform gefüllt wurden, die mit einem Elektromagnet ausgestattet ist, das Pressen durchgeführt, indem die kristallographische Achse der feinpulvrigen Rohmaterialien durch Anlegen eines Magnetfelds durch den Elektromagnet ausgerichtet wird, während die feinpulvrigen Rohmaterialien unter Druck gesetzt werden. Das Pressen kann in einem Magnetfeld von 1000~1600 kA/m unter einem Druck von 30~300 MPa erfolgen.
Der Sinterprozess ist ein Prozess zum Sintern des kompakten Grünlings zu einem Sinterkörper. Nachdem er im Magnetfeld gepresst wurde, kann der kompakte Grünling in einem Vakuum oder einer Inertatmosphäre gesintert werden, um einen Sinterkörper zu erhalten. Vorzugsweise sind die Sinterbedingungen je nach Bedingungen passend eingestellt, wie z. B. Zusammensetzung des kompakten Grünlings, Pulverisierungsmethode der feinpulvrigen Rohmaterialien, Teilchengröße usw. Beispielsweise kann das Sintern bei 1000°C~1100°C 1~12 Stunden lang durchgeführt werden. Darüber hinaus wird, wenn die eutektischen Legierungen, wie z. B. 80% Nd–20% Co, 70 Nd–30% Cu, 80% Nd–20% Ga, berechnet anhand der Atom als zweite, dritte, vierte Legierung im Herstellungsprozess verwendet werden, die Temperatur während des Erhöhens der Temperatur im Sinterprozess langsam auf den Temperaturbereich von 500~900°C erhöht, in dem der Schmelzpunkt jeder eutektischen Legierung liegt, und zwar auf eine Weise, dass flüssige Phasen, die von den einzelnen eutektischen Legierungen erzeugt werden, leicht miteinander reagieren, sodass die Bildung der R-Co-Cu-M-Fe-Phasen gefördert wird. Die Aufheizgeschwindigkeit kann unter Berücksichtigung der Zusammensetzung und der Mikrostruktur kontrolliert werden.
Der Wärmebehandlungsprozess ist ein Prozess zum Aussetzen des Sinterkörpers gegenüber einer Alterungsbehandlung. Nach diesem Prozess werden die Breite der Zweikorngrenzteile, die zwischen den aneinander grenzenden R₂T₁₄B-Hauptphasenkristallkörnern gebildet werden, und die Zusammensetzung der Korngrenzenphasen, die von den Zweikorngrenzteilen gebildet werden, bestimmt. Diese Mikrostrukturen werden aber nicht nur in diesem Prozess kontrolliert, sondern werden unter Berücksichtigung von sowohl den Bedingungen des oben genannten Sinterprozesses als auch dem Zustand der feinpulvrigen Rohmaterialien bestimmt. Somit können die Temperatur und die Dauer der Wärmebehandlung unter Berücksichtigung der Beziehung zwischen den Bedingungen der Wärmebehandlung und den Mikrostrukturen des Sinterkörpers festgesetzt werden. Die Wärmebehandlung kann bei einer Temperatur von 500°C~900°C ausgeführt werden, und sie kann auch in zwei Stufen ausgeführt werden, die eine Wärmebehandlung im Bereich von 800°C, gefolgt von einer Wärmebehandlung im Bereich von 550°C umfassen. Die Breite des Zweikorngrenzteils kann kontrolliert werden, indem die Zusammensetzung der Legierungsrohmaterialien, die Sinterbedingung und die Wärmebehandlungsbedingung entsprechend eingestellt werden. Ein Beispiel für einen Wärmebehandlungsprozess ist als Verfahren zum Kontrollieren der Breite der Zweikorngrenzteile beschrieben. Die Breite der Zweikorngrenzteile kann auch gemäß dem Zusammensetzungsfaktor wie in Tabelle 1 angeführt kontrolliert werden.
In der vorliegenden Erfindung wird jedes Element, d. h. R, Ca, Cu, M, Fe, das zur Bildung der R-Ca-Cu-M-Fe-Phasen verwendet wird, in den Sinterkörper durch das Korngrenzendiffusionsverfahren eingebracht, nachdem der Sinterkörper hergestellt wurde. Durch Anwenden des Korngrenzendiffusionsverfahrens können Ca, Cu und M mit hoher Konzentration in der Korngrenze, welche die Tripelpunkte enthält, und in den Zweikorngrenzteilen verteilt werden, was als hilfreich zum Ausbilden der R-Ca-Cu-M-Fe-Phasen erachtet wird. Insbesondere da die feste Lösung von Ca in den R₂T₁₄B-Hauptphasenkörnern gebildet wird, wird das Korngrenzendiffusionsverfahren verwendet, bei dem die Korngrenze als Kanal genommen wird, um Elemente in den Sinterkörper diffundieren zu lassen, wodurch eine feste Lösung in der Hauptphase verhindert wird und die Konzentration von Ca, Cu und Ga in der Korngrenze erhöht werden kann.
Es ist allgemein bekannt, dass das Korngrenzendiffusionsverfahren jenes ist, bei dem die Diffusionselemente zu Dampf verarbeitet werden, oder das Pulver der festen Diffusionsmaterialien auf der Oberfläche des Sinterkörpers abgelagert wird und dann einer Wärmebehandlung unterzogen wird. Und jedes beliebige der oben genannten Verfahren kann eingesetzt werden. Wenn das Verfahren des Einsatzes von Dampf verwendet wird, muss die Konzentration des Dampfs passend eingestellt werden, während bei Verwendung des Pulvers aus den Diffusionsverfahren die abgelagerte Menge des Diffusionspulvers passend eingestellt werden muss. Die Bedingung der Wärmebehandlung während der Diffusion ist vorzugsweise eine Dauer von etwa 1 bis 24 Stunden bei 550~1000°C. In diesem Temperaturbereich werden der Tripelpunkt oder die Korngrenzenphasen der Zweikorngrenzenteile zu einer flüssigen Phase, und dann tritt die flüssige Phase durch die Korngrenzen an die Oberfläche des Sinterkörpers aus. So können die Diffusionselemente durch die ausgetretene flüssige Phase in den Sinterkörper eingebracht werden.
R und Fe sind reichlich im Sinterkörper, sodass nur Co, Cu und M der Korngrenzendiffusion unterzogen werden können. Co, Cu und M weisen alle eutektische Zusammensetzungen auf der R-reichen Seite auf, und ihre Schmelzpunkte sind relativ niedrig. Die geschmolzenen Diffusionsmaterialien können die Diffusionselemente wirksam in die flüssigen Phasen bereitstellen, die aus dem Sinterkörper austreten. Die eutektischen Legierungen R-Co, R-Cu und R-M weisen beispielsweise niedrige Schmelzpunkte auf, und sie können als Diffusionsmaterialien verwendet werden. In diesem Fall kann ein Pulvergemisch aus R-Co, R-Cu und R-M zur Diffusion verwendet werden. Die Wärmebehandlung der Korngrenzendiffusion kann durchgeführt werden, um alle essentiellen Elemente auf einmal zu diffundieren, aber vorzugsweise werden die Elemente durch unterschiedliche Wärmebehandlungen gemäß der Spezies des Elements diffundiert. Die Wärmebehandlung während der Einführung und nach der Einführung ist sehr wichtig für die Bildung der Zweikorngrenzteile. Gleich zu oben erwähntem kann die Temperatur und der Zeitraum der Wärmebehandlung unter Berücksichtigung der Beziehung zwischen den Bedingungen der Wärmebehandlung und der Mikrostruktur des Sinterkörpers eingestellt werden.
Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann durch die obigen Verfahren erhalten werden. Das Herstellungsverfahren für den Sintermagnet auf R-T-B-Basis ist jedoch nicht auf die obigen Verfahren eingeschränkt und kann passend modifiziert werden.
Als Nächstes wird die Evaluierung der Entmagnetisierungsrate des Sintermagnets auf R-T-B-Basis gemäß dieser Ausführungsform bei hoher Temperatur beschrieben. Die Form der zur Evaluierung verwendeten Probe ist nicht speziell eingeschränkt. In der vorliegenden Ausführungsform kann beispielsweise ein 10 mm × 10 mm × 4 mm großer, rechteckiger Sintermagnet auf R-T-B-Basis verwendet werden. Die Ausrichtung einer c-Achse eines R₂T₁₄B-Kristallkorns ist die Richtung orthogonal zu einer weiten Ebene mit 10 mm × 10 mm. Zuerst wird der Restfluss der Probe bei Raumtemperatur (25°C) nach einer Impulsmagnetisierung mit 5 T gemessen, und dann wird der Wert als B0 genommen. Der Restfluss kann beispielsweise durch ein Magnetflussmessgerät gemessen werden. Als Nächstes wird die Probe 2 Stunden lang einer hohen Temperatur von 130°C ausgesetzt und dann wieder in Raumtemperatur gebracht. Sobald die Temperatur der Probe wieder auf Raumtemperatur zurückgeht, wird der Restfluss erneut gemessen und als B1 genommen. So wird die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur D durch die nachstehende Formel evaluiert. D = (B1 – B0)/B0·100(%)
In dieser Ausführungsform erfolgt die Untersuchung mit einem Rastertransmissionselektronenmikroskop (STEM), wobei die Position des Mittelpunkts 2c des Zweikorngrenzteils wie in 2 dargestellt bestimmt wird und dann die Dicke des Zweikorngrenzteils gemessen wird. Ferner werden die Gehaltsverhältnisse der Elemente im Mittelpunkt 2c des Zweikorngrenzteils berechnet, da die Zusammensetzung der Korngrenzenphase im Zweikorngrenzteil vorhanden ist, indem eine Punktanalyse mit energiedispersiver Röntgenstrahlspektroskopie (STEM-EDS), an das STEM angeschlossen, durchgeführt wird.
Wenn der erhaltenen Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform als Magnet für eine Rotationsmaschine, wie z. B. einen Motor, verwendet wird, kann der Sintermagnet auf R-T-B-Basis zu einer hochzuverlässigen Rotationsmaschine verarbeitet werden, deren Leistung kaum verringert wird, wie z. B. einen Motor, da eine Entmagnetisierung bei hoher Temperatur kaum stattfindet. Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann vorzugsweise als Magnet für einen Motor vom Oberflächenmagnettyp (Oberflächenpermanentmagnet: SPM), bei dem ein Magnet auf der Oberfläche eines Rotors befestigt wird, Motor vom eingebetteten Innenmagnettyp (Innenpermanentmagnet: IPM), wie z. B. ein bürstenloser Motor vom Innenrotortyp, PRM (Permanentmagnetreluktanzmotor) usw. verwendet werden. Konkret wird der Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung vorzugsweise für einen Spindelmotor oder einen Schwingspulenmotor für einen Festplattendrehantrieb eines Festplattenlaufwerks, einen Motor für ein Elektrofahrzeug oder ein Hybridauto, eine elektrische Servolenkung für ein Kraftfahrzeug, einen Servomotor für eine Werkzeugmaschine, einen Motor für eine Vibrationsvorrichtung eines Mobiltelefons, einen Motor für einen Drucker, einen Motor für einen Magnetgenerator und dergleichen verwendet.
Ein Motor
Als Nächstes wird eine bevorzugte Ausführungsform des Sintermagnets auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform beschrieben, der als Motor verwendet wird. Hier wird ein Beispiel des Sintermagnets auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben, der für einen SPM-Motor verwendet wird. 3 ist eine Querschnittdarstellung, welche kurz eine Ausführungsform der Struktur des SPM-Motors zeigt. Wie in 3 dargestellt umfasst ein SPM-Motor 10 einen säulenförmigen Rotor 12, einen zylinderförmigen Stator 13 und eine Rotationswelle 14 in einem Gehäuse 11. Rotationswelle 14 führt durch ein Zentrum eines Querschnitts von Rotor 12.
Rotor 12 umfasst einen säulenförmigen Rotorkern (Eisenkern) 15 aus Eisenmaterial und dergleichen, eine Vielzahl von Permanentmagneten 16, die in vorbestimmten Abständen an der äußeren Umfangsfläche von Rotorkern 15 angeordnet sind, und eine Vielzahl von Magneteinschiebeschlitzen 17, die den Permanentmagnet 16 enthalten. Der Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform wird für den Permanentmagnet 16 verwendet. Eine Vielzahl der Permanentmagnete 16 wird so eingerichtet, dass N-Pol und S-Pol abwechselnd in den einzelnen Magneteinschiebeschlitzen 17 entlang einer Umfangsrichtung des Rotors 12 angeordnet sind. So erzeugen benachbarte Permanentmagnete 16 Magnetfeldlinien in einander entgegengesetzten Richtungen entlang einer Radialrichtung von Rotor 12.
Stator 13 umfasst eine Vielzahl von Statorkernen 18 und Drosseln 19, die in einem vorbestimmten Abstand entlang einer Umfangsrichtung an der Innenseite der Zylinderwand (Umfangswand) und entlang einer äußeren Umfangsoberfläche von Rotor 12 angeordnet sind. Diese Vielzahl von Statorkernen 18 ist so angeordnet, dass sie zu Stator 13 hin und entgegengesetzt zu Rotor 12 gerichtet sind. Ferner ist Spule 20 um die Innenseite jeder Drossel 19 gewickelt. Ein Permanentmagnet 16 und ein Statorkern 18 sind einander entgegengesetzt eingerichtet.
Rotor 12 ist zusammen mit Rotationswelle 14 drehbar in einem Leerraum in Stator 13 eingebaut. Stator 13 stellt Rotor 12 durch eine elektromagnetische Wirkung Drehmoment bereit, und Rotor 12 dreht sich entlang einer Umfangsrichtung.
SPM-Motor 10 verwendet den Sintermagnet auf R-T-B-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung als Permanentmagnet 16. Der Permanentmagnet 16 weist stärkere magnetische Eigenschaften auf und erfährt bei hoher Temperatur kaum eine Entmagnetisierung. SPM-Motor 10 ist so in der Lage, Motoreigenschaften, wie z. B. eine Drehmomenteigenschaft, zu verbessern und stellt über lange Zeit hohe Leistung bereit; und somit ist SPM-Motor 10 äußerst verlässlich.
Als Nächstes wird die vorliegende Erfindung basierend auf spezifischen Beispielen genauer beschrieben. Diese Erfindung ist jedoch nicht auf die folgenden Beispiele eingeschränkt.
BEISPIELE
(Herstellung von Sinterkörpern)
Die in den Beispielen 1~7 und Vergleichsbeispielen 1~2 verwendeten Sinterkörper wurden durch zwei Legierungsverfahren hergestellt. Zuerst wurden Rohmateriallegierungen durch ein Bandgießverfahren hergestellt, um einen Sintermagnet auf R-T-B-Basis mit einer Magnetzusammensetzung I oder einer Magnetzusammensetzung II wie in Tabelle 1 und Tabelle 2 gezeigt zu erhalten. Bezüglich Rohmateriallegierungen wurden vier Arten von Legierungen, d. h. die ersten Legierungen A und B hauptsächlich zur Ausbildung der Hauptphasen eines Magnets, die zweiten Legierungen a und b hauptsächlich zur Ausbildung von Korngrenzteilen, hergestellt. Außerdem steht R. in Tabelle 1 und Tabelle 2 (gilt auch für Tabelle 3) für die Restemenge, wenn die Gesamtzusammensetzung als 100 Masse-% in jeder Legierung genommen wird, und (T.RE) steht für die Summe von Elementen auf Seltenerdbasis (Masse-%). [Tabelle 1]
[Tabelle 2]
Als Nächstes wurde, nachdem Wasserstoff zu jeder Legierungen bei Raumtemperatur zugespeichert wurde, eine Wasserstoffspeicherpulverisierung (Rohpulverisierung) zur Desorption von Wasserstoff in einer Ar-Atmosphäre bei 600°C über 1 h durchgeführt. Zusätzlich wurde in dem vorliegenden Beispiel jeder Schritt, von der Wasserstoffspeicherpulverisierung bis zum Sinterprozess (Feinpulverisierung und Pressvorgang) in einer Ar-Atmosphäre durchgeführt, wobei die Sauerstoffkonzentration darin geringer als 50 ppm war (die gleichen Bedingungen wurden in den folgenden Beispielen und Vergleichsbeispielen eingesetzt).
Als Nächstes wurden für jede Legierung nach der Wasserstoffspeicherpulverisierung und vor der Feinpulverisierung 0,1 Masse-% Zinkstearat als Pulverisierungshilfe zum grob pulverisierten Pulver zugesetzt. Dann wurde das Gemisch mit einem Nauta-Mischer vermischt. Anschließend wurde eine Strahlmühle verwendet, um die Feinpulverisierung durchzuführen, um ein feinpulvriges Rohmaterial mit einer mittleren Teilchengröße von etwa 4,0 μm bereitzustellen.
Anschließend wurden das erhaltene feinpulvrige Rohmaterial der ersten Legierung und jenes der zweiten Legierung in einem Massenverhältnis von 95:5 vermischt, wobei der Nauta-Mischer verwendet wurde, um ein Pulvergemisch des Ausgangspulvers des Sintermagnets auf R-T-B-Basis herzustellen.
Das erhaltene Pulvergemisch wurde in eine Pressform gefüllt, die in einem Elektromagnet angeordnet war, und das Pulver wurde unter einen Druck von 120 MPa in einem Magnetfeld von 1.200 kA/m gepresst. Auf diese Weise wurde ein kompakter Grünling erhalten.
Als Nächstes stieg die Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min im Vakuum an, und dann wurde der kompakte Grünling bei 1060°C 4 Stunden lang gesintert und dann rasch abgekühlt, um einen Sinterkörper (der Sintermagnet auf R-T-B-Basis) mit der Zusammensetzung I oder II wie in Tabelle 1 angeführt bereitzustellen. Als Nächstes wurde eine Bearbeitung unter Verwendung einer vertikalen Verarbeitungsmaschine durchgeführt, um einen rechteckigen Feststoff mit einer Form von 10,1 mm × 10,1 mm × 4,2 mm bereitzustellen. Die Ausrichtung der c-Achse des R₂T₁₄B-Kristallkorns war die Richtung der 4,2-mm-Dicke.
(Herstellung eines Pulvers aus Diffusionsmaterialien)
Die Diffusionsmaterialien wurden hergestellt, um die Elemente, d. h. Co, Cu und M, durch ein Korngrenzendiffusionsverfahren unter Verwendung eines Pulvers aus den Diffusionsmaterialien in den Sinterkörper einzubringen. Die Metalle wurden mit einem Verhältnis eingewogen, das der Zusammensetzung der Diffusionsmaterialien 1~8 aus Tabelle 3 entsprach, und dann geschmolzen und in einem Lichtbogenschmelzofen geschmolzen. Dieser Vorgang wurde dreimal wiederholt, um eine Legierung herzustellen. Die erhaltene Legierung wurde durch Hochfrequenzinduktionserhitzen geschmolzen und dann wurde das geschmolzene Metall rasch mit einer Walze abgekühlt, um ein gequenchtes Band zu erhalten. Das erhaltene gequenchte Band wurde in einer Handschuhbox mit Ar substituiert grob pulverisiert und dann zusammen mit einem Edelstahlpulverisierungsmedium in einen gut verschlossenen Behälter gegeben. Das grob pulverisierte Pulver wurde im gut verschlossenen Behälter pulverisiert, um ein Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 10~20 μm zu erhalten.
Außerdem wurde das erhaltene Pulver der Diffusionsmaterialien in die Handschuhbox gegeben und dann einer langsamen Oxidationsbehandlung mit sicherem Betrieb in der Luft ausgesetzt. Ein Bindeharz wurde zum so erhaltenen Pulver der Diffusionsmaterialien zugesetzt, um eine Beschichtung der Diffusionsmaterialien mit einem Alkohol als Lösungsmittel herzustellen. Bezüglich des Mischungsverhältnisses, wenn die Masse des Pulvers der Diffusionsmaterialien als 100 genommen wird, war die Menge des feinen Pulvers des Butyrals, das als Bindeharz verwendet wurde, 2, und die Menge des Alkohols 100. Das Gemisch wurde zu einem Harzbehälter vom Zylindertyp zugesetzt, der einen Deckel hatte. Der Behälter wurde verschlossen und dann auf die Halterung einer Kugelmühle gegeben. Das Gemisch wurde einer Rotation mit einer Geschwindigkeit von 120 U/min ausgesetzt, um eine Beschichtung herzustellen. [Tabelle 3]
(Vergleichsbeispiel 1)
Der bearbeitete Gegenstand des Sinterkörpers mit der Magnetzusammensetzung I wurde einer 18-stündigen Alterungsbehandlung bei 900°C und dann 2 Stunden bei 540°C unterzogen (beide in Ar-Atmosphäre) und als Vergleichsbeispiel 1 genommen.
(Vergleichsbeispiel 2)
Der bearbeitete Gegenstand des Sinterkörpers mit der Magnetzusammensetzung I (mit einer Form von 10,1 mm × 10,1 mm × 4,2 mm) wurde mit dem Diffusionsmaterial 8 aus Tabelle 3 beschichtet, wobei zwei weite Oberflächen mit 10,1 mm × 10,1 mm des bearbeiteten Gegenstands gleichmäßig mit 5,5 Gew.-% des Diffusionsmaterials insgesamt beschichtet wurden. Dann wurde eine 6-stündige Diffusionswärmebehandlung bei 900°C in der Ar-Atmosphäre durchgeführt und das restliche Diffusionsmaterial auf den beschichteten Oberflächen wurde mit Sandpapier entfernt. Der bearbeitete Gegenstand wurde erneut mit der gleichen Menge an Diffusionsmaterial 8 beschichtet, eine 6-stündige Diffusionswärmebehandlung bei 900°C in der Ar-Atmosphäre wurde durchgeführt und das restliche Diffusionsmaterial auf den beschichteten Oberflächen wurde auf die gleiche Weise entfernt. Anschließend wurde der bearbeitete Gegenstand mit der gleichen Menge an Diffusionsmaterial 8 beschichtet und anschließend wurde eine 6-stündige Diffusionswärmebehandlung bei 900°C durchgeführt. Kurz gesagt wurden die Beschichtungsschritte des bearbeiteten Gegenstands mit 5,5 Gew.-% des Diffusionsmaterials 8 und die Durchführung der 6-stündigen Wärmebehandlung bei 900°C in der Ar-Atmosphäre dreimal wiederholt. Anschließend wurde die Alterungsbehandlung 2 Stunden lang bei 540°C in der Ar-Atmosphäre durchgeführt. Das restliche Diffusionsmaterial auf den beschichteten Oberflächen wurde mit Sandpapier entfernt, und so wurde ein Sintermagnet auf R-T-B-Basis erhalten.
(Beispiele 1–5)
Die bearbeiteten Gegenstände des Sinterkörpers mit der Magnetzusammensetzung I (mit einer Form von 10,1 mm × 10,1 mm × 4,2 mm) wurden jeweils mit den Diffusionsmaterialien 3~7 aus Tabelle 3 beschichtet, wobei zwei weite Oberflächen mit 10,1 mm × 10,1 mm der bearbeiteten Gegenstände gleichmäßig mit der in Tabelle 3 angeführten Menge an entsprechendem Diffusionsmaterial beschichtet wurden. Dann wurde eine 6-stündige Diffusionswärmebehandlung bei 900°C in der Ar-Atmosphäre durchgeführt. Nach der Wärmebehandlung wurde das restliche Diffusionsmaterial auf den beschichteten Oberflächen mit Sandpapier entfernt. Als Nächstes wurden die beiden Oberflächen der bearbeiteten Gegenstände mit dem Diffusionsmaterial 2 in einer Gesamtmenge von 4,5 Gew.-% beschichtet, und dann wurde die gleiche 6-stündige Wärmebehandlung bei 900°C in der Ar-atmosphäre auf die gleiche Weise durchgeführt. Nach der Wärmebehandlung wurde das restliche Diffusionsmaterial auf den beschichteten Oberflächen mit Sandpapier entfernt. Dann wurden die beiden Oberflächen des bearbeiteten Gegenstands mit insgesamt 5,5 Gew.-% des Diffusionsmaterials 1 beschichtet, wobei die 6-stündige Wärmebehandlung bei 900°C in der Ar-Atmosphäre auf die gleiche Weise durchgeführt wurde. Als Nächstes wurde die Alterungsbehandlung 2 Stunden lang bei 540°C in der Ar-Atmosphäre durchgeführt. Das restliche Diffusionsmaterial auf den beschichteten Oberflächen wurde mit Sandpapier entfernt, um die einzelnen Sintermagnete auf R-T-B-Basis zu erhalten. Die verschiedenen Diffusionsmaterialien wurden in der anfänglichen Diffusionswärmebehandlung eingesetzt, und der unter Verwendung der Diffusionsmaterialien 3, 4, 5, 6, 7 erhaltene Sintermagnet auf R-T-B-Basis wurde als Beispiel 1, 2, 3, 4 bzw. 5 betrachtet.
(Beispiel 6)
Der bearbeitete Gegenstand des Sinterkörpers mit der Magnetzusammensetzung I (mit einer Form von 10,1 mm × 10,1 mm × 4,2 mm) wurde mit dem Diffusionsmaterial 3 aus Tabelle 3 beschichtet, wobei zwei weite Oberflächen mit 10,1 mm × 10,1 mm des bearbeiteten Gegenstands gleichmäßig mit 3,8 Gew.-% des Diffusionsmaterials insgesamt beschichtet wurden. Dann wurde eine 10-stündige Diffusionswärmebehandlung bei 800°C in der Ar-Atmosphäre durchgeführt. Nach der Wärmebehandlung wurde das restliche Diffusionsmaterial auf den beschichteten Oberflächen mit Sandpapier entfernt. Als Nächstes wurden zwei Oberflächen des bearbeiteten Gegenstands mit insgesamt 4,5 Gew.-% Diffusionsmaterial 2 beschichtet und dann wurde eine 10-stündige Diffusionswärmebehandlung bei 800°C in der Ar-Atmosphäre auf die gleiche Weise durchgeführt. Nach der Wärmebehandlung wurde das restliche Diffusionsmaterial auf den beschichteten Oberflächen mit Sandpapier entfernt. Die beiden Oberflächen des bearbeiteten Gegenstands wurden mit insgesamt 5,5 Gew.-% Diffusionsmaterial 1 beschichtet, und es wurde dann eine 10-stündige Diffusionswärmebehandlung bei 800°C in der Ar-Atmosphäre auf die gleiche Weise durchgeführt. Als nächstes wurde die Alterungsbehandlung 2 Stunden lang bei 540°C in der Ar-Atmosphäre durchgeführt. Das restliche Diffusionsmaterial auf den beschichteten Oberflächen wurde mit Sandpapier entfernt, um den Sintermagnet auf R-T-B-Basis zu erhalten.
(Beispiel 7)
Der bearbeitete Gegenstand des Sinterkörpers mit der Magnetzusammensetzung I (mit einer Form von 10,1 mm × 10,1 mm × 4,2 mm) wurde mit dem Diffusionsmaterial 1 aus Tabelle 3 beschichtet, wobei zwei weite Oberflächen mit 10,1 mm × 10,1 mm des bearbeiteten Gegenstands gleichmäßig mit 5,5 Gew.-% des Diffusionsmaterials insgesamt beschichtet wurden. Dann wurde eine 6-stündige Diffusionswärmebehandlung bei 900°C in der Ar-Atmosphäre durchgeführt. Nach der Wärmebehandlung wurde das restliche Diffusionsmaterial auf den beschichteten Oberflächen mit Sandpapier entfernt. Als Nächstes wurden die beiden Oberflächen des bearbeiteten Gegenstands mit insgesamt 4,5 Gew.-% Diffusionsmaterial 2 beschichtet und dann wurde eine 6-stündige Diffusionswärmebehandlung bei 900°C in der Ar-Atmosphäre auf die gleiche Weise durchgeführt. Nach der Wärmebehandlung wurde das restliche Diffusionsmaterial auf den beschichteten Oberflächen mit Sandpapier entfernt. Die beiden Oberflächen des bearbeiteten Gegenstands wurden mit insgesamt 5,4 Gew.-% Diffusionsmaterial 3 beschichtet, und es wurde dann eine 10-stündige Diffusionswärmebehandlung bei 900°C in der Ar-Atmosphäre auf die gleiche Weise durchgeführt. Als nächstes wurde die Alterungsbehandlung 2 Stunden lang bei 540°C in der Ar-Atmosphäre durchgeführt. Das restliche Diffusionsmaterial auf den beschichteten Oberflächen wurde mit Sandpapier entfernt, um den Sintermagnet auf R-T-B-Basis zu erhalten.
In den erhaltenen Vergleichsbeispielen und Beispielen wurden das Aufbringen des Diffusionsmaterials, die Wärmebehandlung und die Oberflächenbearbeitung mit dem Sandpapier wiederholt, um Glätte und Parallelität der Oberflächen sicherzustellen, in den Vergleichsbeispielen 1 bis 2 und in den Beispielen 1 bis 7 wurde Schleifen durchgeführt, und alle Sintermagnete auf R-T-B-Basis in Vergleichsbeispiel 1 bis 2 und Beispiel 1 bis 7 wurden als rechteckige Feststoffe mit einer Form von 10,0 mm × 10,0 mm × 4,0 mm hergestellt.
Die Ergebnisse der Zusammensetzungsanalyse mittels Röntgenfluoreszenzanalyse und ICP sind in Tabelle 4 dargestellt. Die Zusammensetzungen der Vergleichsbeispiele 1 bis 2 und der Beispiele 1, 6, 7 waren fast gleich. Ferner waren in den Beispielen 1 bis 5 die Arten von enthaltenem M (Ga, Si, Sn, Ge, Bi) und ihre Mengen unterschiedlich, während die anderen Zusammensetzungen gleich waren.
Bei den Proben unter Verwendung des Korngrenzendiffusionsverfahrens zeigte sich, dass die Mengen von Co, Cu und M erhöht waren, und die erhöhte Menge von Nd gering war, obwohl es sieben oder mehr von zehn Teilen in der Zusammensetzung der einzelnen Diffusionsmaterialien ausmachte, basierend auf dem Atomverhältnis. Als Grund wurde angenommen, dass die Konzentration von Nd in der Korngrenze, die den Korngrenzentripelpunkt und den Zweikorngrenzteil umfasst, im Sinterkörper hoch war, und dass deshalb der ausreichende Konzentrationsgradient nicht erreicht werden konnte, um in den Sinterkörper zu diffundieren. D. h. es konnte erkannt werden, dass die Eigenschaften durch eine Erhöhung der Menge an R in der vorliegenden Erfindung nicht verbessert wurden.
Die Zusammensetzungsanalyse bei Punkt 2c an der Korngrenze der einzelnen Proben wurde gemessen und die Dicke des Zweikorngrenzteils wurde mithilfe von TEM-EDS mit dem gleichen Verfahren wie oben genannt gemessen. Die Ergebnisse, die durch Klassifizieren der Korngrenzenphase im Zweikorngrenzteil gemäß den Werten der Zusammensetzungsanalyse erhalten wurden, sind in Tabelle 5 angeführt, gemeinsam mit den Ergebnissen der restlichen magnetischen Flussdichte Br, der Koerzitivfeldstärke HcJ und der Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur. In den Vergleichsbeispielen 1 und 2 war die R-Co-Cu-M-Fe-Phase nicht vorhanden, während die Anzahl der R-Cu-M-Fe-Phase hoch war. Im Gegensatz dazu war in den Beispielen 1 bis 5 die R-Co-Cu-M-Fe-Phase vorhanden, und die Beziehung zwischen der Anzahl (A) der R-Co-Cu-M-Fe-Phase und jener (B) der R-Cu-M-Fe-Phase wurde A > B. Bezüglich der Anzahl (C) der R₆F₁₃M-Phase und der Anzahl (D) der R-Phase fand sich kein signifikanter Unterschied in den Vergleichsbeispielen und Beispielen. HcJ und die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur waren in den Beispielen 1 bis 5 deutlich verbessert, in denen R-Co-Cu-M-Fe-Phasen vorhanden waren, und außerdem war die Abnahme von Br verhindert.
In Beispiel 6 wurden die gleichen Diffusionsmaterialien in der gleichen Reihenfolge verwendet wie in Beispiel 1, aber aufgrund der Unterschiede in den Zeitdauern bei der Wärmebehandlung änderten sich die Anzahl (A) der R-Co-Cu-M-Fe-Phase und die Anzahl (B) der R-Cu-M-Fe-Phase. Obwohl A in Beispiel 6 gleich oder größer als in Beispiel 1 bis 5 war, war B in Beispiel 6 0. Bezüglich der magnetischen Eigenschaften veränderten sich HcJ und die Entmagnetisierungsrate nur wenig, während Br abnahm.

In Beispiel 7 wurde das Diffusionsmaterial mit der gleichen Zusammensetzung wie in Beispiel 1 verwendet. Die Anzahl (A) der R-Co-Cu-M-Fe-Phase und die Anzahl (B) der R-Cu-M-Fe-Phase veränderten sich jedoch basierend auf dem Unterschied der Verwendungsreihenfolge. A ist in Beispiel 1 bis 5 größer als B, während A in Beispiel 7 kleiner als B ist. Die magnetischen Eigenschaften in Beispiel 7 waren im Vergleich zu jenen der Vergleichsbeispiele verbessert. HcJ und die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur waren jedoch schlechter als in Beispiel 1 bis 5. [Tabelle 5]

	Bildungszahl des Zweikorngrenzteils jeder Phase					Br mT	Hcj kA/m	Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur
	R-Co-Cu-M-Fe A	R-Cu-M-Fe B	R₆T₁₃M C	R D	Andere E	Br mT	Hcj kA/m	Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur
Vergleichs-Beispiel 1	0	11	5	4	0	1380	1329	–18,0
Vergleichs-Beispiel 2	0	10	4	6	0	1378	1334	–16,8
Beispiel 1	12	2	4	2	0	1370	1672	–0,2
Beispiel 2	10	4	3	3	0	1372	1666	–0,4
Beispiel 3	8	6	3	3	0	1369	1670	–0,2
Πeispiel 4	14	2	2	2	0	1365	1665	–0,3
Beispiel 5	9	6	4	1	0	1370	1650	–0,8
Beispiel 6	13	0	3	4	0	1345	1675	–0,1
Beispiel 7	4	10	2	2	0	1375	1520	–5,5

Die Messergebnisse der Dicke des Zweikorngrenzteils sind in Tabelle 6 angeführt. Die Dicke der Zweikorngrenzteile, die von R-Co-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden, liegen im Bereich von 5 bis 500 nm, und somit war die Dicke sehr dick. Im Gegensatz dazu war die Dicke der Zweikorngrenzteile, die von R-Cu-M-Fe-Phasen gebildet werden 2 bis 15 nm dünn, sodass davon ausgegangen werden konnte, dass die Verringerung des Volumenanteils der Hauptphasen gehemmt werden konnte. Der dicke Zweikorngrenzteil konnte durch R₆T₁₃M-Phasen oder R-Phasen gebildet werden, aber aus Tabelle 5 ist ersichtlich, dass die Anzahl gering war. Somit wurde davon ausgegangen, dass die Bildung von Zweikorngrenzteil von R-Co-Cu-M-Fe-Phasen zur Verbesserung der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur beitrug. [Tabelle 6]

		R-Co-Cu-M-Fe nm	R-Cu-M-Fe nm	R₆T₁₃M nm	R nm
Vergleichsbeispiel 1	Durchschn.	-	7	180	22
Vergleichsbeispiel 1	Maximum Minimum	- -	15 4	250 110	31 12
Vergleichsbeispiel 2	Durchschn.		8	212	41
Vergleichsbeispiel 2	Maximum Minimum	- -	12 3	370 30	125 8
Beispiel 1	Durchschn.	225	9	143	155
Beispiel 1	Maximum Minimum	498 25	12 6	200 66	235 120
Beispiel 2	Durchschn.	148	6	93	152
Beispiel 2	Maximum Minimum	198 25	13 3	188 60	288 15
Beispiel 3	Durchschn.	231	4	167	176
Beispiel 3	Maximum Minimum	433 19	6 2	183 113	199 153
Beispiel 4	Durchschn.	98	7	131	84
Beispiel 4	Maximum Minimum	225 32	11 3	229 32	155 12
Beispiel 5	Durchschn.	215	7	158	98
Beispiel 5	Maximum Minimum	320 5	8 5	430 8	98 98
Beispiel 6	Durchschn.	215	6	187	146
Beispiel 6	Maximum Minimum	320 22	8 5	253 12	203 11
Beispiel 7	Durchschn.	111	9	271	99
Beispiel 7	Maximum Minimum	155 40	10 7	300 55	187 34

Die Zusammensetzungen der R-Co-Cu-M-Fe-Phase, die in Beispiel 1 bestätigt wurden, sind in Tabelle 7 angeführt. Der Gehalt an Fe war immer 35,7 Atom-% oder weniger und war sehr niedrig. Es konnte davon ausgegangen werden, dass die Magnetisierung im Vergleich zu jener der allgemein bekannten Korngrenzenphase nach dem Stand der Technik signifikant verringert war. Ein weiteres Merkmal war, dass auch die Konzentration von Cu sehr hoch war. M war Ga in Beispiel 1.

In Beispiel 2 bis 7, unter Verwendung des anderen M, waren die Zusammensetzungen der R-Co-Cu-M-Fe-Phase die gleichen, und sie konnten durch das obige Klassifizierungsverfahren klassifiziert werden. [Tabelle 7]

Analyse-Punkt	Zusammensetzung aus R-Co-Cu-Ga-Fe-Phase (Atom-%)
Analyse-Punkt	Pr	Nd	Cu	Ga	Fe	Co
1	15.3	46.0	15.3	8.5	7.2	7.7
2	17.6	48.7	21.0	3.3	2.7	6.7
3	9.4	32.8	47.3	5.5	2.5	2.5
4	17.3	49.3	17.8	3.8	4.9	7.0
5	15.0	43.6	15.9	2.6	18.1	4.9
6	13.7	39.7	13.5	2.4	24.8	5.9
7	9.3	36.8	40.7	5.5	4.8	2.9
8	12.8	32.2	12.5	2.5	35.6	4.4
9	17.3	47.5	7.8	2.1	22.1	3.2
10	16.8	47.5	19.8	3.6	7.2	5.1
11	18.8	38.4	12.6	11.3	10.9	8.0
12	9.6	34.7	39.2	5.1	8.7	2.7

Es wurde versucht, die Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur durch andere Schritte als in Beispiel 8 bis 11 zu verbessern. Die Rohmateriallegierungen wurden hergestellt, um den Sinterkörper mit der Magnetzusammensetzung III bis VI in Tabelle 8 bis 11 herzustellen. Die Zusammensetzungen der Beispiele 8, 9, 10, 11 waren die Magnetzusammensetzungen III, IV, V bzw. VI. Jede der ersten Legierung aus Tabelle 8 bis 11 wurde durch das Bandgießverfahren hergestellt. Im Gegensatz dazu waren die Zusammensetzungen der zweiten, dritten und vierten Legierung gleich wie die der Diffusionsmaterialien 1, 2 und 3. Das gequenchte Band wurde durch rasches Abkühlen durch ein ähnliches Herstellungsverfahren der Diffusionsmaterialien hergestellt und dann auf 40 μm pulverisiert. Nachdem 0,1 Gew.-% Zinkstearat ohne langsame Oxidationsbehandlung zugesetzt worden waren, wurde eine Strahlmühle verwendet, um die Feinpulverisierung vorzunehmen, um ein feinpulvriges Rohmaterial mit einer mittleren Teilchengröße von 4,0 μm bereitzustellen. Anschließend wurden die feinpulvrigen Rohmaterialien der ersten bis vierten Legierung zu einem Pulvergemisch mit einem Verhältnis wie in der Tabelle angeführt verarbeitet, wobei der Nauta-Mischer verwendet wurde. Das erhaltene Pulvergemisch wurde in eine Pressform gefüllt, die in einem Elektromagnet angeordnet war, und das Pulver wurde unter einem angelegten Druck von 120 MPa in einem Magnetfeld von 1200 kA/m gepresst. Auf diese Weise wurde der kompakte Grünling erhalten. Der kompakte Grünling wurde im Vakuum gesintert. Zu diesem Zeitpunkt wurde der Temperaturbereich von 500~900°C im Heizteil des Sintertemperaturmusters mit einer Geschwindigkeit von 0.5°C/min erhöht, der Temperaturbereich mit Ausnahme des obigen wurde mit 10°C/min erhöht, bis die Temperatur 1060°C erreichte. Die Temperatur wurde 4 h lang auf 1060°C gehalten, um den Sinterschritt auszuführen, und dann wurde der Sinterkörper rasch abgekühlt und einer 18-stündigen Alterungsbehandlung bei 900°C und dann 2 Stunden bei 540°C unterzogen (beide in Ar-Atmosphäre). Der erhaltene Sintermagnet auf R-T-B-Basis wurde verarbeitet, um einen rechteckigen Feststoff mit einer Form von 10,0 mm × 10,0 mm × 4,0 mm zu erhalten. Die Ausrichtung der c-Achse im R₂T₁₄B-Kristallkorn war jene der Dicke mit 4,0 mm. [Tabelle 8]
[Tabelle 9]
[Tabelle 10]
[Tabelle 11]
In Vergleichsbeispiel 3 bis 6 wurden die Sinterkörper mit den gleichen Magnetzusammensetzungen III~VI wie in Beispiel 8 bis 11 hergestellt. Die erste und die zweite Legierung, die durch das Bandgießverfahren hergestellt wurden, wurden als Rohmateriallegierung dieser Vergleichsbeispiele verwendet. Die Zusammensetzungen in den Vergleichsbeispielen 3, 4, 5 und 6 waren jeweils die Magnetzusammensetzungen III, IV, V bzw. VI in dieser Reihenfolge. Die Legierungszusammensetzung, die zur Herstellung der einzelnen Sinterkörper mit der Magnetzusammensetzung aus Vergleichsbeispiel 3 bis 6 verwendet wurde, ist in Tabelle 1215 angeführt. Der Produktionsprozess in Vergleichsbeispiel 3 bis 6 war der gleiche wie in Vergleichsbeispiel 1. Der erhaltene Sintermagnet auf R-T-B-Basis wurde Schleifen unterzogen, um einen rechteckigen Feststoff mit einer Form von 10,0 mm × 10,0 mm × 4,0 mm herzustellen. Die Ausrichtung der c-Achse in dem R₂T₁₄B-Kristallkorn war jene der Dicke von 4,0 mm. [Tabelle 12]
[Tabelle 13]
[Tabelle 14]
[Tabelle 15]
Bezüglich Beispiel 8~11 und Vergleichsbeispiel 3~6 wurde die Zusammensetzung bei Punkt 2c im Zweikorngrenzteil jeder Probe analysiert und die Dicke des Zweikorngrenzteils wurde mithilfe von TEM-EDS gemessen. Die Ergebnisse, die durch Klassifizieren der Korngrenzenphase im Zweikorngrenzteil gemäß den Werten der Zusammensetzungsanalyse erhalten wurden, sind in Tabelle 16 gemeinsam mit den Ergebnissen der restlichen magnetischen Flussdichte Br, der Koerzitivfeldstärke HcJ und der Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur angeführt. In keinem Vergleichsbeispiel wurde eine R-Co-Cu-M-Fe-Phase gefunden, während die R-Cu-M-Fe-Phase in jedem Beispiel gebildet wurde. In den Beispielen und Vergleichsbeispielen wurde die Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur, wenn solche mit der gleichen Magnetzusammensetzung verglichen werden, verbessert. Der Bildungsprozess der R-Co-Cu-M-Fe-Phase war nicht klar. Es könnte angenommen werden, dass, da die zweite Legierung eine Flüssigphasenbildungstemperatur von 625°C, die dritte Legierung eine Flüssigphasenbildungstemperatur von 520°C und die vierte Legierung eine Flüssigphasenbildungstemperatur von 651°C aufwies, Flüssigphasen der zweiten, dritten und vierten Legierung leicht miteinander reagieren, wenn die Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 0,5°C/min auf 500~900°C steigt, was die Bildung von R-Co-Cu-M-Fe-Phasen unterstützen könnte. [Tabelle 16]

Die Messergebnisse der Dicke des Zweikorngrenzteils sind in Tabelle 17 angeführt. Wie bei Beispiel 1~7 konnte bestätigt werden, dass die Zweikorngrenzteile, die von R-Co-Cu-M-Fe-Phasen gebildet wurden, 8~444 nm dicke waren. [Tabelle 17]

		R-Co-Cu-M-Fe nm	R-Cu-M-Fe nm	R₆T₁₃M nm	R nm
Beispiel 2	Durchschn.	230	9	223	20
	Maximum Minimum	444 27	12 6	404 30	31 12
Beispiel 9	Durchschn.	144	7	247	51
	Maximum Minimum	270 22	10 6	436 46	125 8
Beispiel 10	Durchschn.	122	7	182	178
	Maximum Minimum	208 36	8 6	284 79	235 120
Beispiel 11	Durchschn.	115	7	118	200
	Maximum Minimum	225 8	6 7	194 42	288 116
Vergleichsbeispiel 3	Durchschn.	-	11	132	171
	Maximum Minimum	- -	13 6	222 48	199 153
Vergleichsbeispiel 3	Durchschn.	-	9	231	133
	Maximum Minimum	- -	13 6	373 80	254 24
Vergleichsbeispiel 3	Durchschn.	-	9	181	111
	Maximum Minimum	- -	10 7	274 82	191 28
Vergleichsbeispiel 6	Durchschn.	-	7	189	124
	Maximum Minimum	- -	7 6	349 92	203 31

Außerdem sind die Zusammensetzungen der R-Co-Cu-M-Fe-Phase in Beispiel 8~11 an drei Punkten pro Probe wie in Tabelle 18 angeführt. Der Gehalt an Fe wurde als sehr niedrig bestätigt und betrug 27,4 Atom-% oder weniger, während sich die Konzentration von Cu als sehr hoch erwies. Somit wurden die gleichen Ergebnisse erhalten wie in Tabelle 7. [Tabelle 18]

	Analysepunkt	Zusammensetzung von R-Co-Cu-Ga-Fe-Phase (Atom-%)
	Analysepunkt	Pr	Nd	Dy	Cu	Ga	Fe	Co
Beispiel 8	1	14,2	33,2	0,0	35,0	9,3	6,0	2,3
	2	16,0	41,2	0,0	22,3	2,9	10,1	7,5
	3	12,3	31,6	0,0	17,7	8,5	20,6	9,3
Beispiel 9	1	9,7	39,0	0,0	21,4	8,6	11,5	9,8
	2	14,3	45,1	0,0	24,7	3,3	7,8	4,8
	3	14,8	34,4	0,0	11,4	9,3	23,8	6,3
Beispiel 10	1	9,0	26,8	0,1	29,8	9,6	16,5	8,3
	2	11,8	31,6	0,5	12,6	10,5	27,4	5,6
	3	9,9	31,7	0,1	34,7	3,5	15,2	4,9
Beispiel 11	1	13,8	41,3	0,0	8,7	4,3	23,6	8,4
	2	10,7	35,4	0,0	31,2	1,1	13,3	8,0
	3	11,4	27,8	0,0	46,9	1,7	9,7	2,5

Aus dem Obigen konnte bestimmt werden, dass die Zweikorngrenzteile, die von der R-Co-Cu-M-Fe-Phase gebildet wurden, im Sintermagnet auf R-T-B-Basis aus den Beispielen vorhanden waren. Die Dicke der Zweikorngrenzteile, die von der R-Co-Cu-M-Fe-Phase gebildet wurden, betrug 5~500 nm. In den Beispielen wurde die Koerzitivfeldstärke erhöht und die Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur wurde verbessert. Ferner waren die Zweikorngrenzteile, die von der R-Cu-M-Fe-Phase gebildet wurden, ebenfalls vorhanden und waren dünn, was das Volumenverhältnis der Hauptphase nicht verringerte, sodass es die Wirkung hatte, die Verringerung der restlichen magnetischen Flussdichte zu hemmen. Durch Erhalten des Rests der Menge von Zweikorngrenzteilen, die von der R-Cu-M-Fe-Phase gebildet wurden, und jenen Zweikorngrenzteilen, die von der R-Co-Cu-M-Fe-Phase gebildet wurden, konnte sowohl eine hohe restliche magnetische Flussdichte als auch eine gute Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur erreicht werden.
Oben wurde die vorliegende Erfindung basierend auf den Ausführungsformen beschrieben. Die Ausführungsformen sind veranschaulichend und können durch Fachleute auf dem Gebiet der Erfindung verschiedenen Variationen und Modifikationen innerhalb des Schutzumfangs der Ansprüche dieser Erfindung unterzogen werden. Daher sollten die Beschreibung der vorliegenden Patentschrift und die Zeichnungen als veranschaulichend und nicht als einschränkend betrachtet werden.
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein Sintermagnet auf R-T-B-Basis bereitgestellt werden, der auch in einer Umgebung mit hoher Temperatur verwendet werden kann.
Bezugszeichenliste

1: Hauptphasenkristallkörner
2: Zweikorngrenzteil
2a, 2b: Grenze
2c: Mittelpunkt der Zweikorngrenzenphase
3: Tripelpunkt
100: Sintermagnet auf R-T-B-Basis
10: SPM-Motor
11: Gehäuse
12: Rotor
13: Stator
14: Rotationsachse
15: Rotorkern (Eisenkern)
16: Permanentmagnet
17: Magneteinschiebeschlitz
18: Statorkern
19: Drossel
20: Spule

Claims

Sintermagnet auf R-T-B-Basis, umfassend R₂T₁₄B-Kristallkörner und Zweikorngrenzteile zwischen den R₂T₁₄B-Kristallkörnern, wobei Zweikorngrenzteile vorhanden sind, die von einer R-Co-Cu-M-Fe-Phase gebildet werden, und M zumindest eines aus der aus Ga, Si, Sn, Ge und Bi bestehenden Gruppe ist.
Sintermagnet auf R-T-B-Basis nach Anspruch 1, wobei der Sintermagnet auf R-T-B-Basis die Zweikorngrenzteile, die von einer R-Co-Cu-M-Fe-Phase gebildet werden, und Zweikorngrenzteile, die von einer R-Cu-M-Fe-Phase gebildet werden, umfasst, und M zumindest eines aus der aus Ga, Si, Sn, Ge und Bi bestehenden Gruppe ist, und, wenn die Anzahl der Zweikorngrenzteile, die von einer R-Co-Cu-M-Fe-Phase gebildet werden, durch A dargestellt ist und die Anzahl der Zweikorngrenzteile, die von einer R-Cu-M-Fe-Phase gebildet werden, durch B dargestellt ist, A größer als B ist.
Sintermagnet auf R-T-B-Basis nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Dicke der Zweikorngrenzteile, die von einer R-Co-Cu-M-Fe-Phase gebildet werden, 5~500 nm ist und M zumindest eines aus der aus Ga, Si, Sn, Ge und Bi bestehenden Gruppe ist.
Motor, der einen Sintermagnet auf R-T-B-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 3 umfasst.