DE19626049C2 - Magnetwerkstoff und Verbundmagnet - Google Patents

Magnetwerkstoff und Verbundmagnet

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Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Magnetwerkstoff und zudem einen Verbundmagneten.
DE 44 30 964 A1 beschreibt einen Permanentmagneten, welcher aus einem magnetischen Material zusammengesetzt ist, welches durch die allgemeine Formel R1xR2yAzCouFe100-x-y-z-u dargestellt ist, R1 in mindestens ein Element ausgewählt aus Seltenerden-Elementen, R2 in mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe aus Sc, Zr und Hf, A1 in mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe aus C, N und P, und x, y, z und u sind Atomprozente, welche definiert sind als 2 ≦ x, 4 ≦ x + y ≦ 20, 0 ≦ z ≦ 20, 0 ≦ u ≦ 70.
DE 41 33 214 A1 beschreibt eine Eisen-Seltenerdmetall- Dauermagnetzusammensetzung, die eine vorwiegende Phase mit einem raumzentrierten tetragonalen Gefüge aufweist und im wesentlichen aus einer Eisenbasislegierung besteht, deren Zusammensetzung durch die Formel FeaRbMcNdBeCfCogNih dargestellt wird, worin R wenigstens ein Element der Gruppe Y, Th und Lanthanidenelemente bedeutet, M wenigstens ein Element der Gruppe Ti, Cr, V, Zr, Nb, Al, Mo, Mn, Hf, Ta, W, Mg, Si, Sn, Ge und Ga bedeutet und die Elemente in durch a, b, c, d, e, f, g und h angedeuteten Atomprozentsätzen vorliegen, wobei a + b + c + d + e + f + g + h = 100 At.-% und außerdem folgende Bereichsgrenzen gelten:
3 ≦ b ≦ 30; 0 ≦ c ≦ 30; 0 ≦ d ≦ 50, 0 ≦ e ≦ 50, 0 ≦ f ≦ 50 mit der Maßgabe, dass 0,3 ≦ d + e + f ≦ 50; 0 ≦ g ≦ 50; und 0 ≦ h ≦ 30.
DE 41 26 893 A1 beschreibt ein Magnetmaterial auf der Basis von Sm-Fe-N. Es enthält eine kristalline, hartmagnetische Phase, in deren Kristallgitter N-Atome ohne Änderung des Gittertyps eingebaut sind. Das Material soll eine stabilisierende Nichtgleichgewichtsphase mit der TbCu7- Struktur und der Zusammensetzung (RexTM100.x) aufweisen, wobei RE das gegebenenfalls bis zu 70 Atom-% durch ein anderes Seltenes Erdmetall substituierte Sm und TM das gegebenenfalls bis zu 50 Atom-% durch Co oder Ni substitutierte Fe sind und für x gilt: 7 ≦ x ≦ 12 (in Atom-%). Das Magnetmaterial wird vorteilhaft durch Rascherstarrung eines heißen RE-TM- Vorproduktes und anschließende Nitration bei erhöhter Temperatur hergestellt.
Weiterhin ist ein Hochleistungs-Permanentmagnet mit einem Seltenerdenelement bekannt, sowie ein Sm-Co-basierter Magnet und ein Nd-Fe-B-basierter Magnet, die inzwischen in Massenfertigung hergestellt werden. Diese Magneten enthalten eine große Menge von Fe oder Co, damit deren magnetische Flußdichte erhöht wird. Inzwischen hat sich das Miteinbeziehen von Seltenerdenelemente in diesen Magneten als wirksam beim Entwickeln sehr großer magnetischer Anisotropien aufgrund des Verhaltens von 4f-Elektronen in dem Kristallfeld erwiesen. Im Ergebnis läßt sich die Koerzitivkraft des Magneten erhöhen, wodurch es möglich wird, einen Hochleistungsmagneten zu erhalten. Der derart erhaltene Hochleistungsmagnet wird hauptsächlich für die Herstellung eines Lautsprechers, eines Motors, eines Meßinstruments oder andere elektrische Einrichtungen eingesetzt.
Es sind zunehmende Anforderungen im Hinblick auf die Miniaturisierung elektrischer Einrichtungen zahlreicher Arten zu verzeichnen. Für die Erfüllung dieser Anforderungen ist es wünschenswert, einen Permanentmagneten höherer Leistungsfähigkeit mit einem verbesserten maximalen magnetischen Energieprodukt zu entwickeln.
Im Hinblick auf diese Anforderungen haben die genannten Erfinder bereits einen Magnetwerkstoff mit hoher magnetischer Sättigungsinduktion vorgeschlagen, der eine TbCu7-Phase als Hauptphase und eine hohe Fe-Konzentration aufweist (japanische Patentanmeldungs-KOKAI-Veröffentlichung Nr. 6-172936).
Demnach ist Aufgabe der vorliegenden Erfindung die Schaffung eines Magnetwerkstoffs mit einer TbCu7-Phase als Hauptphase, der eine große Restmagnetisierungsflußdichte aufweist und eines entsprechenden Verbundmagnets mit einer TbCu7-Phase als Hauptphase, der ebenfalls eine große Restmagnetisierungsflußdichte aufweist.
Insbesondere wird gemäß der vorliegenden Erfindung ein Magnetwerkstoff geschaffen, der eine durch eine allgemeine Formel dargestellte Zusammensetzung aufweist:
R1xR2yBzAuM100-x-y-z-u
wobei R1 zumindest ein Element ausgewählt aus den Seltenerdenelemten einschließlich Y ist; R2 zumindest ein Element ausgewählt aus Zr, Hf und Sc ist; A zumindest ein Element ausgewählt aus H, N, C und P ist; M zumindest ein Element ausgewählt aus Fe und Co ist x, y, z und u individuell zu 2 ≦ x, 2 ≦ x + y ≦ 20, 0,001 ≦ z ≦ 10, 0 ≦ u ≦ 20 festgelegte Atom-% sind; und eine Hauptphase des Magnetwerkstoffs eine Kristallstruktur vom TbCu7-Typ ist.
Indem Fall, in dem sich jedes der Kristallkörner individuell als isotroper Magnetwerkstoff verhält, würde das Verhältnis (Br/Bs) der Restmagnetisierungsflußdichte (Br) zu der magnetischen Sättigungsflußdichte (Bs) allgemein 0,5 nicht übersteigen. Sind jedoch einmal die verfeinerten Kristallkörner durch eine Austauschwechselwirkung miteinander über die Korngrenzen verbunden, so kann das Verhältnis (Br/Bs) 0,5 selbst dann übersteigen, wenn der Magnetwerkstoff isotrop ist.
Der Magnetwerkstoff gemäß der vorliegenden Erfindung wird anhand der allgemeinen Formel R1xR2yBzAuM100-x-y-z-u dargestellt. Ein Merkmal des Magnetwerkstoffs besteht darin, daß Bor (B) als eine Komponente im Umfang von 0,001 bis 10 Atom-% benützt wird und daß eine TbCu7-Phase als eine Hauptphase benützt wird. Im Fall des Magnetwerkstoffs wird die Austauschwechselwirkung zwischen den Kristallkörnern derart gefördert, daß die Restmagnetisierungsflußdichte erhöht ist. Der Grund hierfür wird auf das Verhalten von Bor wie nachfolgend beschrieben zurückgeführt.
Insbesondere wird Bor in einem Magnetwerkstoff durch Intrusion von Bor in Zwischengitterstellen der TbCu7-Phase eingeschlossen, oder durch Verbinden von Bor mit einem Seltenerdenelement oder mit einem Übergangsmetallelement, um hierdurch eine Korngrenzenphase zu bilden. Das Einschließen von Bor in einen Magnetwerkstoff trägt zu der Verfeinerung der Kristallgrenze/Korngrenze bei und übt einen Einfluß auf die Grenzstruktur aus, wodurch die Austauschwechselwirkung zwischen den Kristallkörnern verstärkt wird. Demnach ist es möglich, einen Magnetwerkstoff zu schaffen, bei dem das Verhältnis (Br/Bs) 0,5 übersteigt, wodurch die Restmagnetisierungsflußdichte des Magnetwerkstoffs verbessert wird.
Ferner wird gemäß dieser Erfindung ein Verbundmagnet geschaffen, bei dem ein Merkmal darin besteht, daß er Partikel eines Magnetwerkstoffs enthält, die eine gemäß einer allgemeinen Formel festgelegte Zusammensetzung wie folgt aufweisen:
R1xR2yBzAuM100-x-y-z-u
wobei R1 zumindest ein Element ausgewählt von den Seltenerdenelementen einschließlich Y ist; R2 zumindest ein Element ausgewählt von Zr, Hf und Sc ist A zumindest ein Element ausgewählt von H, N, C und P ist M zumindest ein Element ausgewählt von Fe und Co ist; x, y, z und u individuell zu 2 ≦ x, 2 ≦ x + y ≦ 20, 0,001 ≦ z ≦ 10, 0 ≦ u ≦ 20 festgelegte Atom-% sind; und eine Hauptphase des Magnetwerkstoffs eine Kristallstruktur vom TbCu7-Typ ist; und ein Bindemittel.
Da der Verbundmagnet mit einem solchen Merkmal einen Magnetwerkstoff mit einer hohen Restmagnetisierungsflußdichte enthält, ist es möglich, ein Produkt mit hoher maximaler Energie zu erhalten.
Ausführungsbeispiele der Erfindung werden nachfolgend erläutert. Es zeigen:
Fig. 1 zeigt einen Graphen zum Darstellen einer Beziehung zwischen dem Druck von Stickstoffgas, das bei der Nitrierbehandlung eines bei dieser Erfindung eingesetzten Legierungspulvers, und der Temperatur, beim Einleiten der Stickstoffabsorption; und
Fig. 2 zeigt einen Graphen zum Darstellen eines Röntgenbeugungsbilds für das magnetische Stoffpulver gemäß Beispiel 2.
Die Erfindung wird weiter detailliert wie folgt beschrieben.
Ein Magnetwerkstoff gemäß dieser Erfindung besteht aus einer Zusammensetzung, die durch eine allgemeine Formel beschrieben ist:
R1xR2yBzAuM100-x-y-z-u
wobei R1 zumindest ein Element ausgewählt aus den Seltenerdenelemten einschließlich Y ist; R2 zumindest ein Element ausgewählt aus Zr, Hf und Sc ist; A zumindest ein Element ausgewählt aus H, N, C und P ist; M zumindest ein Element ausgewählt aus Fe und Co ist; x, y, z und u individuell zu 2 ≦ x, 2 ≦ x + y ≦ 20, 0,001 ≦ z ≦ 10, 0 ≦ u ≦ 20 festgelegte Atom-% sind; und eine Hauptphase des Magnetwerkstoffs eine Kristallstruktur vom TbCu7-Typ ist.
Die zuvor erläuterte Hauptphase ist eine Phase, die das maximale Volumenverhältnis in dem Magnetwerkstoff einnimmt, und die Hauptphase mit der zuvor erwähnten Kristallstruktur vom TbCu7-Typ beeinflußt die magnetischen Eigenschaften des Magnetwerkstoffs. Wird demnach der Anteil dieser Hauptphase in dem Magnetwerkstoff dieser Erfindung herabgesetzt, so würden sich die Merkmale dieser Hauptphase nicht ausreichend in dem Magnetwerkstoff widerspiegeln, so daß der Anteil dieser Hauptphase vorzugsweise zumindest 50 Vol-% oder mehr betragen sollte.
Das Verhältnis (c/a) der Gitterkonstanten a und c der zuvor erwähnten Kristallstruktur vom TbCu7-Typ in dem Magnetwerkstoff dieser Erfindung sollte vorzugsweise 0,847 oder mehr betragen. Dieses Verhältnis (c/a) steht in engem Zusammenhang zu dem Konzentrationen von Fe und Co in der TbCu7-Phase, d. h. mit erhöhtem c/a-Verhältnis sind auch die Konzentrationen von Fe und Co in vergleichbarer Weise erhöht. Die Zunahme der Konzentration von Fe und Co in der TbCu7-Phase führt zu einer Zunahme der magnetischen Sättigungsflußdichte eines Magnetwerkstoffs, wodurch dessen magnetische Eigenschaften verbessert sind. Die Entwicklung dieser Wirkungen ist im Fall eines Magnetwerkstoffs mit einem c/a- Verhältnis von 0,847 oder mehr auffallender. Der spezielle Wert des c/a-Verhältnis läßt sich durch geeignetes Angleichen des Mischverhältnisses der Bestandteile zum Bilden eines Magnetwerkstoffs steuern, oder durch geeignetes Auswählen des Herstellungsverfahrens für den Magnetwerkstoff.
Nun folgen detaillierte Erläuterungen im Zusammenhang mit (1) der Funktion jedes Bestandteils zum Bilden des Magnetwerkstoffs, der anhand der zuvor erwähnten allgemeinen Formel dargestellt ist, und der Gründe zum Begrenzen des Gehalts jedes Bestandteils; (2) dem Herstellungsverfahren für einen Magnetwerkstoff, in dem das A-Element nicht enthalten ist; (3) dem Herstellungsverfahren für einen Magnetwerkstoff, in dem N als A-Element enthalten ist; (4) dem Herstellungsverfahren für einen Magnetwerkstoff, in dem C als A-Element enthalten ist; und (5) dem Herstellungsverfahren eines Magneten.
1
Die Funktion jedes Bestandteils zum Bilden des Magnetwerkstoffs, der anhand der zuvor erläuterten allgemeinen Formel dargestellt ist und der Gründe zum Begrenzen des Gehalts jedes Bestandteils sind wie folgt:
1-1 R1-Elemente
Beispiele von Seltenerdenelemente zum Bilden der R1-Elemente sind La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Lu und Y. Diese Elemente können einzeln oder als Mischung von zwei oder mehr Arten eingesetzt werden. R1-Elemente sind zum Erzielen einer erhöhten magnetischen Anisotropie und demnach einer erhöhten Koerzitivkraft des Magnetwerkstoffs wirksam. Insbesondere ist es vorzuziehen, daß 50 Atom-% oder mehr der eingesetzten R1-Elemente durch Sm abgedeckt sind. In diesem Fall sollten die sich von Sm unterscheidenden R1-Elemente vorzugsweise durch Pr und Nd belegt sein.
Ist der Gehalt der R1-Elemente geringer als 2 Atom-%, so wäre die magnetische Anisotropie des Magnetwerkstoffs extrem herabgesetzt, wodurch es sehr schwierig ist, einen Magnetwerkstoff mit einer großen Koerzitivkraft zu erhalten. Andernfalls würde in dem Fall, in dem der Gehalt der R1- Elemente übermäßig stark angehoben wird, die magnetische Sättigungsflußdichte des Magnetwerkstoffs herabgesetzt. Demnach sollte der Gehalt (x) des R1-Elements vorzugsweise 4 ≦ x ≦ 16 sein.
1-2 R2-Elemente
Im Hinblick auf die R2-Elemente läßt sich zumindest ein Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Zr, Hr und Sc, einsetzen. Diese R2-Elemente belegen hauptsächlich die Stellen des Seltenerdenelements der Hauptphase, so daß sie zum Herabsetzen des durchschnittlichen Atomradius der Stelle mit dem Seltenerdenelement dienen. Im Ergebnis ist es möglich, den Gehalt von Fe und Co in der die Hauptphase bildenden TbCu7- Phase anzuheben. Demnach sollte der Gehalt (y) des R2-Elements vorzugsweise 0,1 ≦ y ≦ 10 sein, und bevorzugt 1 ≦ y ≦ 3.
Zudem wird dann, wenn die Gesamtmenge des R1-Elements und des R2-Elements geringer als 4 Atom-% ist, die Trennung von α-Fe (Co) merklich, so daß es sehr schwierig wird, einen Magnetwerkstoff mit einer großen Koerzitivkraft zu erhalten. Übersteigt andererseits die Gesamtmenge des R1-Elements und des R2-Elements 20 Atom-%, so würde die magnetische Sättigungsflußdichte des Magnetwerkstoffs herabgesetzt. Demnach sollte eine bevorzugte Gesamtmenge (x + y) des R1- Elements und des R2-Elements in dem Bereich 4 ≦ x + y ≦ 16 liegen.
1-3 B (Bor)
Bor ist zum Erzielen eines Magnetwerkstoffs mit einer großen Restmagnetisierungsflußdichte wirksam, wie es mit dieser Erfindung beabsichtigt wird. Ist der Gehalt von Bor geringer als 0,001 Atom-%, so wäre es schwierig, einen Magnetwerkstoff mit einer großen Restmagnetisierungsflußdichte zu erhalten. Übersteigt andererseits der Gehalt von Bor 10 Atom-%, so würde die Bildung einer R2Fe14B-Phase merklich, und demnach würden sich die magnetischen Eigenschaften des Magnetwerkstoffs verschlechtern. Demnach liegt ein bevorzugter Gehalt (z) von Bor zwischen 0,01 ≦ z ≦ 4, besonders bevorzugt zwischen 0,1 ≦ z ≦ 3.
1-4 A-Elemente
Als A-Elemente lassen sich zumindest ein Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus H, N, C und P einsetzen. Die A- Elemente werden hauptsächlich an einer Stelle zwischen Gittern der Hauptphase angeordnet, wodurch sie zum Anheben der Curie- Temperatur und der magnetischen Anisotropie der Hauptphase dienen, im Vergleich zu einem Magnetwerkstoff, der A-Elemente in keiner Weise enthält.
Die Wirkung der A-Elemente kann erwartet werden, selbst wenn deren Gehalt sehr gering ist. Übersteigt jedoch der Gehalt der A-Elemente 20 Atom-%, so wird die Trennung von α-Fe (Co) merklich. Demnach sollte der Gehalt (u) der A-Elemente vorzugsweise zwischen 2 ≦ u ≦ 20 liegen, besonders bevorzugt zwischen 5 ≦ u ≦ 10.
1-5 M-Elemente
Als M-Elemente können zumindest ein Element, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Fe und Co eingesetzt werden. Die M- Elemente dienen zum Erhöhen der magnetischen Sättigungsflußdichte des Magnetwerkstoffs.
Die Wirkung der M-Elemente zum Erhöhen der magnetischen Sättigungsflußdichte kann erwartet werden, wenn deren Gehalt 70 Atom-% oder mehr beträgt. Ein Teil der M-Elemente kann durch zumindest ein T-Element ersetzt werden, das ausgewählt wird aus der Gruppe bestehend aus Cr, V, Mo, W, Mn, Ni, Sn, Ga, Al und Si. Durch diese Substitution eines T-Elements ist es möglich, das Verhältnis der Hauptphase im Gesamtvolumen des Magnetwerkstoffs zu erhöhen oder die Gesamtmenge der M- und T- Elemente in der Hauptphase zu erhöhen. Zusätzlich hierzu läßt sich die Koerzitivkraft des Magnetwerkstoffs durch die Substitution von T-Elementen erhöhen.
Werden jedoch M-Elemente übermäßig stark durch T-Elemente substituiert, so kann dies eine Verschlechterung der magnetischen Sättigungsflußdichte des Magnetwerkstoffs bewirken. Demnach sollte der Umfang der T-Elemente zum Substituieren der M-Elemente vorzugsweise auf 20 Atom-% oder weniger der M-Elemente begrenzt sein. Ferner sollte im Hinblick auf das Erzielen eines Magnetwerkstoffs mit einer hohen magnetischen Sättigungsflußdichte der Gehalt von Fe in der Gesamtmenge der M- und T-Elemente vorzugsweise zu 50 Atom- % oder mehr gesteuert werden.
Der Mangetwirkstoff gemäß dieser Erfindung kann unvermeidbare Verunreinigungen, beispielsweise Oxide, enthalten.
2 Das Herstellungsverfahren für einen Magnetwerkstoff 2-1
Zuerst wird ein Block, der festgelegte Mengen der R1-, R2- und M-Elemente (einschließlich der T-Elemente zum Substituieren eines Teils der M-Elemente, falls dies erforderlich ist) durch ein Lichtbogenschmelzen oder ein Hochfrequenzschmelzen vorbereitet. Dieser Block wird in kleine Stücke zerschnitten, die dann zusammen mit einer festgelegten Menge von Bor (B) durch Hochfrequenz-Induktionsheizen verschmolzen werden. Die sich ergebende Heißschmelze wird dann über eine einzige Walze ausgeworfen, die sich mit einer hohen Geschwindigkeit dreht, damit ein abgeschrägtes dünnes Band hergestellt wird. Es ist auch möglich, ein abgeschrägtes dünnes Band, ausgehend von einer Heißschmelze eines vorab Bor enthaltenden Blocks herzustellen.
Ist die Temperatur der zuvor erwähnten Heißschmelze zu hoch, so kann in dem abgeschrägten dünnen Band eine R2Fe14B-Phase erzeugt werden. Deshalb sollte die Temperatur der Heißschmelze vorzugsweise in dem Bereich zwischen 900 und 1500°C liegen.
Als Verfahren zum Abschrecken der Heißschmelze läßt sich jedes andere Verfahren anstelle des zuvor erwähnten Einwalzenverfahrens einsetzen, beispielsweise ein Doppelwalzenverfahren, ein Drehscheibenverfahren oder ein Gaszerstäubungsverfahren.
2-2
Einer pulverförmigen Rohmaterialmischung mit festgelegten Mengen der R1-, R2-, B- und M-Elemente (einschließlich der T- Elemente zum Substituieren eines Teils der M-Elemente, falls erforderlich) wird eine mechanische Energie zugeführt, damit ein Magnetwerkstoff mit Hilfe eines mechanischen Legierungsverfahrens hergestellt wird, oder einem mechanischen Schleifverfahren, mit dem eine Rohmaterialmischung über eine Festphasenreaktion legiert wird.
Der Abschreckschritt und der Festphasenreaktionsschritt beim Herstellen des Magnetwerkstoffs sollte vorzugsweise in einer Schutzgasatmosphäre durchgeführt werden, beispielsweise einer He-Gasatmosphäre. Wird das Abschrecken oder die Festphasenreaktion in einer derartigen Atmosphäre durchgeführt, so ist es möglich, einen Magnetwerkstoff herzustellen, während die Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften aufgrund einer Oxidation vermieden werden.
Der durch das zuvor erwähnte Verfahren hergestellte Magnetwerkstoff kann, falls erforderlich, in einer Schutzgasatmosphäre, beispielsweise in Ar oder He, oder im Vakuum bei einer Temperatur von 300 bis 1000°C während einer Zeitdauer von 0,1 bis 10 Stunden wärmebehandelt werden. Mit einer derartigen Wärmebehandlung ist es möglich, magnetische Eigenschaften zu verbessern, beispielsweise die Koerzitivkraft des Magnetwerkstoffs.
3 Das Verfahren zum Herstellen eines Magnetwerkstoffs, bei dem N als A-Element mit einbezogen ist
Die mit Hilfe der zuvor erwähnten Verfahren (2-1) und (2-2) erhaltenen legierten Werkstoffe werden mit einer Kugelmühle, einer Braun'schen Mühle (braun mill), einer Quetschmühle oder einer Strahlmühle pulverisiert, damit ein Legierungspulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser im Bereich von mehreren Mikrometer bis mehrere zehn Mikrometer erhalten wird, der anschließend in einer Stickstoffgasatmosphäre behandelt wird (Nitrierbehandlung), um hierdurch einen Magnetwerkstoff zu erhalten. In dem Fall, in dem der Legierungswirkstoff durch das mechanische Legierungsverfahren oder das mechanische Schleifverfahren hergestellt wird, wie bei dem oben erwähnten Verfahren (2) beschrieben, kann der oben beschriebene Pulverisierungsschritt weggelassen werden, da das bei dem oben beschriebenen Verfahren (2) hergestellte Legierungsmaterial von Beginn an pulverförmig ist.
Soll das Legierungsmaterial (ein dünnes Band), das sich durch das Flüssigkeitsabschreckverfahren gemäß dem oben erwähnten Verfahren (1) erhalten läßt, als Rohmaterial für das der zuvor erwähnten Nitrierbehandlung zu unterziehende Legierungspulver eingesetzt werden, so ist vorzugsweise ein dünner Streifen mit einer Koerzitivkraft (iHc) von 56 kA/m (700 Oe) oder weniger einzusezten, besonders bevorzugt von 20 kA/m (250 Oe) oder weniger, bei Messung unmittelbar nach dem Abschrecken, oder ein dünnes Band mit einer Dicke von 30 µm oder weniger. Das erstgenannte dünne Band kann durch Erhöhen der Drehzahl einer Walze bei Einsatz des Einwalzenverfahrens als Flüssigkeitsabschreckverfahren erhalten werden. Das letztgenannte dünne Band kann durch Angleichen des Spalts zu der Düse zum Ausstoßen einer Heißschmelze erhalten werden, wenn das Einwalzenverfahren als Flüssigkeitsabschreckverfahren eingesetzt wird. Es ist möglich, einen Magnetwerkstoff mit einer weiter verbesserten Restmagnetisierungsflußdichte zu erhalten, wenn ein durch die Pulverisierung eines derartigen dünnen Streifen erhaltenes Legierungspulver einer Nitrierbehandlung unterzogen wird.
Die Nitrierbehandlung in diesem Fall kann vorzugsweise in einer Stickstoffgasatmosphäre mit 0,001 bis 100 atm. (1 atm. = 1,01325 bar) und einer Temperatur zwischen 200 und 700°C durchgeführt werden. Die Dauer dieser Nitrierbehandlung kann zwischen 0,1 und 300 Stunden bei solchen Druck- und Temperaturbedingungen liegen.
Insbesondere wird gewünscht, daß der Stickstoffgasdruck p (atm.) während der Nitrierbehandlung nicht niedriger als 2 atm. ist und die folgende Gleichung erfüllt: 2 p + 400 ≦ T ≦ 2 p + 420 (wobei T die Nitrierbehandlungstemperatur (°C) darstellt).
Insbesondere haben die genannten Erfinder festgestellt, daß eine Beziehung zwischen dem Stickstoffgasdruck und der Temperatur zum Auslösen der Absorption von Stickstoff besteht, wie sie in Fig. 1 gezeigt ist. Die Temperatur zum Auslösen der Absorption von Stickstoff wird hier als Temperatur betrachtet, bei der die Absorption von Stickstoff ausgelöst werden kann, wenn die Temperatur eines Stickstoff enthaltenden Gases allmählich von Raumtemperatur ausgehend angehoben wird. Die Temperatur, bei der die α-Fe-Phase in dem Magnetwerkstoff getrennt wird, ist nahezu gleich der Temperatur, bei der sich die Absorption von Stickstoff initiieren läßt. Demnach läßt sich dann, wenn der Stickstoffgasdruck höher angehoben wird, die Trennung der α-Fe-Phase minimieren, und zwar im Vergleich zu dem Fall, in dem der Stickstoffgasdruck relativ niedrig ist, selbst wenn die Nitrierbehandlung bei einer hohen Temperatur durchgeführt wird. Demnach läßt sich dann, wenn die Nitrierbehandlung unter den zuvor erwähnten Bedingungen durchgeführt wird, die Diffusion von Stickstoff in das Innere des Legierungspulvers vereinfachen, während eine übermäßig starke Ausscheidung der α-Fe-Phase aufgehalten wird, wodurch ein Magnetwerkstoff mit exzellenten magnetischen Eigenschaften erhalten wird.
Wird die Nitrierbehandlung unter Bedingungen durchgeführt, bei denen der Stickstoffgasdruck zu 2 atm. oder mehr festgelegt ist und die Temperatur zu T < 2 p + 400 festgelegt ist, so wird der Zug von Stickstoff pro Zeiteinheit reduziert, was zu einer langen Zeitdauer für die Nitrierbehandlungszeit führt, und somit eine Zunahme der Herstellungskosten nach sich zieht. Andererseits wird bei Durchführung der Nitrierbehandlung unter Bedingungen, bei denen der Stickstoffgasdruck zu 2 atm. oder mehr bestimmt ist und die Temperatur zu T < 2 p + 420 festgelegt ist, die Abscheidung der α-Fe-Phase selbst dann zunehmen, wenn der Stickstoffgasdruck erhöht ist, wodurch sich möglicherweise die magnetischen Eigenschaften des Magnetwerkstoffs verschlechtern.
Im Hinblick auf die Atmosphäre für die Nitrierbehandlung kann ein Stickstoffverbundgas wie ein Ammoniakgas anstelle des Stickstoffgases eingesetzt werden. Wird Ammoniakgas eingesetzt, so ist es möglich, eine Nitrierreaktion zu verstärken.
Wird eine Wärmebehandlung als Vorbehandlung für die Nitrierbehandlung in einer Wasserstoffgasatmosphäre von 0,001 bis 100 atm. und bei einer Temperatur von 100 bis 700°C durchgeführt, oder wird eine Gasmischung mit Stickstoffgas und Wasserstoffgas eingesetzt, so läßt sich die zuvor erwähnte Nitierhärtung mit hohem Wirkungsgrad durchführen.
Die bei der zuvor erwähnten Nitrierbehandlung einzusetzende Stickstoffgasatmosphäre kann mit einer anderen Art von Gas, das keinen Stickstoff enthält, gemischt werden. Wird jedoch Sauerstoff mit der Stickstoffgasatmosphäre gemischt, so sollte der Partialdruck von Sauerstoff vorzugsweise zu 0,02 atm. oder weniger gesteuert werden, damit die Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften vermieden wird, die durch die Bildung von Oxiden während der Wärmebehandlung verursacht werden könnten.
Eine Stickstoffverbindung wie RN (bei der R zumindest ein Typ ausgewählt aus dem zuvor erwähnten R1 und R2 ist), kann als Ausgangsmaterial beim Schritt der Herstellung des Legierungspulvers eingesetzt werden, und die Stickstoffverbindung wird anschließend einer Festphasenreaktion unterzogen, damit ein Magnetwerkstoff mit Stickstoff als dem zuvor erwähnten A-Element vorbereitet wird.
4 Das Verfahren zum Herstellen eines Magnetwerkstoffs, bei dem C als A-Element enthalten ist
Ein Legierungsstoff, der durch die oben erwähnten Verfahren (2-1) und (2-2) erhalten wird, wird mit einer Kugelmühle, einer Braun'schen Mühle, einer Quetschmühle oder einer Strahlmühle pulverisiert, damit ein Legierungspulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser in dem Bereich von mehreren Mikrometern bis mehreren zehn Mikrometern erhalten wird, das anschließend in einer kohlenstoffhaltigen Gasatmosphäre, beispielsweise Methangas, wärmebehandelt wird, um hierdurch einen Magnetwerkstoff mit Kohlenstoff zu erhalten. In dem Fall des Legierungswerkstoffs, der mit Hilfe des mechanischen Legierungsverfahrens oder dem mechanischen Schleifverfahren hergestellt ist, wie bei dem zuvor erwähnten Verfahren (2) beschrieben, wird der oben beschriebene Pulverisierungsschritt weggelassen, da das in dem zuvor erwähnten Verfahren (2) hergestellte Legierungsmaterial von Beginn an pulverförmig ist.
Soll ein Legierungsmaterial (ein dünnes Band), das sich durch das Flüssigkeitsabschreckverfahren gemäß dem zuvor erwähnten Verfahren (1) erhalten läßt, als Grundmaterial für das Legierungspulver eingesetzt werden, das der zuvor erwähnten Nitrierbehandlung unterzogen wird, so ist es vorzuziehen, ein dünnes Band mit einer Koerzitivfeldstärke (iC) von 56 kA/m (700 Oe) oder weniger, besonders bevorzugt von 20 kA/m (250 Oe) oder weniger, gemessen unmittelbar nach dem Abschrecken, einzusetzen, oder ein dünnes Band mit einer Dicke von 30 µm oder weniger. Es ist möglich, einen Magnetwerkstoff mit einer weiter verbesserten Restmagnetisierungsflußdichte zu erhalten, wenn ein durch die Pulverisierung eines derartigen dünnen Bands erhaltenes Legierungspulver einer Wärmebehandlung in einer kohlenstoffhaltigen Gasatmosphäre unterzogen wird.
Die Wärmebehandlung in diesem Fall wird vorzugsweise in einer kohlenstoffhaltigen Gasatmosphäre von 0,001 bis 100 atm. und bei einer Temperatur von 200 bis 700°C durchgeführt. Die Dauer dieser Wärmebehandlung liegt zwischen 0,1 und 300 Stunden bei derartigen Druck- und Temperaturbedingungen.
Ein Magnetwerkstoff mit Kohlenstoff als A-Element kann auch durch Hinzufügen von Kohlenstoff während dem Schritt des Vorbereitens der Legierung anstelle des Einsatzes eines kohlenstoffhaltigen Gases, beispielsweise Methangas, hergestellt werden.
Ein Magnetwerkstoff mit Phosphor als A-Element kann auch durch Hinzufügen von Phosphor während dem Vorbereitungsschritt für die Legierung hergestellt werden.
5 Herstellungsverfahren für einen Permanentmagneten
Ist ein Permanentmagnet herzustellen, so wird ein durch die Pulverisierung eines Magnetwerkstoffs erhaltenes Legierungspulver allgemein eingesetzt. Ist jedoch das Grundmaterial bei dem Herstellungsschritt des Magnetwerkstoffs bereits pulverisiert, so kann der zuvor erwähnte Pulverisierungsschritt weggelassen werden. Ein Permanentmagnet kann unter Einsatz eines derartigen Legierungspulvers wie nachfolgend beschrieben hergestellt werden.
5-1
Ein Legierungspulver, wie es beispielsweise oben beschrieben ist, wird mit einem Bindemittel gemischt und anschließend zum Vorbereiten eines Verbundmagnets in Form gepreßt.
Im Zusammenhang mit dem Legierungspulver ist vorzugsweise dasjenige einzusetzen, das nicht mehr als 5 Vol-%, bevorzugt nicht mehr als 2 Vol-% eines feinen Pulvers mit einem Partikeldurchmesser von 2,8 µm oder weniger enthält. Da ein derartiges feines Pulver einen großen Oberflächenbereich aufweist, ist es leicht zu oxidieren und es kann ein Grund für die Erzeugung einer α-Fe-Phase über eine Festphasenreaktion sein. Demnach kann durch Einsatz eines Legierungspulvers mit einer geringeren Menge eines derartigen feinen Pulvers ein Verbundmagnet mit verbesserten magnetischen Eigenschaften erhalten werden.
Das Entfernen eines derartigen feinen Pulvers von dem Legierungspulver kann beispielsweise durchgeführt werden, indem ein Verfahren unter Einsatz einer Luftklassifizierung eingesetzt wird, oder ein Verfahren zum Dispergieren des Legierungspulvers in einem Lösungsmittel derart, daß das feine Pulver, das im wesentlichen entnommen wird, flotiert/ausgeschwemmt wird.
Als Bildemittel kann ein Kunstharz, beispielsweise ein Expoxidharz oder ein Nylonharz, eingesetzt werden. Soll ein in Wärme aushärtendes Harz wie Epoxidharz als Bindemittel eingesetzt werden, so sollte vorzugsweise eine Aushärtebehandlung bei einer Temperatur von 100 bis 200°C nach dem Formpressen durchgeführt werden. Andernfalls, wenn ein thermoplastisches Harz wie das Nylonharz als Bindemittel eingesetzt werden soll, ist der Einsatz eines Spritzgußverfahrens vorzuziehen.
Ein Verbundmagnet mit einer hohen magnetischen Flußdichte kann dadurch erzielt werden, daß die Kristallorientierung des Legierungspulvers dadurch einheitlich ausgerichtet wird, daß ein Magnetfeld auf das Legierungspulver während dem Formpreßschritt einwirkt.
Der Verbundmagnet kann eine andere Art von magnetischem Werkstoffpulver mit einer R2Fe14B-Phase als Hauptphase enthalten (wobei R zumindest ein Element ausgewählt aus den Seltenerdenelementen einschließlich Y ist).
Im Falle der Durchführung der Nitrierbehandlung des Legierungspulvers bestehend aus der zuvor erwähnten allgemeinen Formel R1xR2yBzAuM100-x-y-z-u (u = 0) sollte der Partikeldurchmesser des Pulvers vorzugsweise relativ, gering sein, beispielsweise 50 µm oder weniger, besonders bevorzugt 30 µm oder weniger, im Hinblick auf eine ausreichende und einheitliche Nitrierung des Legierungspulvers einschließlich des Inneren jedes Partikels. Jedoch ist es, wie oben beschrieben, vorzuziehen, das Legierungspulver einzusetzen, das nicht mehr als 5 Vol-% des feinen Pulvers mit einem Partikeldurchmesser von 2,8 µm oder weniger enthält. Es ist jedoch zu erkennen, daß dann, wenn ein Verbundmagnet unter Einsatz des feinen Legierungspulvers mit einem Partikeldurchmesser von 50 µm oder weniger herzustellen ist, es schwierig wäre, die Packungsdichte des Magneten zu erhöhen. Im Ergebnis kann es schwierig sein, die magnetischen Eigenschaften des Verbundmagneten zu verbessern.
Wird andererseits der Magnetwerkstoff des R2Fe14B-Systems zu starkt pulverisiert, so verschlechtern sich die magnetischen Eigenschaften des Magnetwerkstoffs. Demnach kann das R2Fe14B- Systempulver mit einem relativ großen Partikeldurchmesser von beispielsweise 50 µm oder mehr zusammen mit dem Pulver eingesetzt werden, das eine allgemeine Formel von R1xR2yBzAuM100-x-y-z-u aufweist, sowie einen relativ geringen Partikeldurchmesser, wodurch es möglich wird, die Packungsdichte zu erhöhen und somit einen Verbundmagneten mit exzellenten magnetischen Eigenschaften zu erhalten.
In diesem Fall sollte das gewichtsmäßige Mischverhältnis (A/B) des Legierungspulvers (A) mit der allgemeinen Formel, die durch R1xR2yBzAuM100-x-y-z-u dargestellt ist, und des Legierungspulvers (B) mit der R2Fe14B-Phase als Hauptphase vorzugsweise zwischen 0,1 bis 10 liegen. Ist das gewichtsmäßige Mischverhältnis (A/B) geringer als 0,1, so wird der Gehalt des Legierungspulvers (A) mit exzellenten magnetischen Eigenschaften, beispielsweise bei deren Magnetisierungsflußdichte, in dem Verbundmagnet zu gering, um magnetische Eigenschaften bei dem Verbundmagnet im ausreichenden Umfang zu erwarten. Übersteigt andererseits das gewichtsmäßige Mischverhältnis (A/B) 10, so wird es schwierig, die Eigenschaft im Hinblick auf die dichteste Packung bei einem Verbundmagnet zu verbessern.
5-2
Ein Legierungspulver, wie es oben beschrieben ist, wird mit einem Metall mit niedrigem Schmelzpunkt oder einer Legierung mit niedrigem Schmelzpunkt gemischt und anschließend zum Vorbereiten eines Metallverbundmagneten formgepreßt.
Als Metall mit niedrigem Schmelzpunkt ist es möglich, ein Metall wie A1, Pb, Sn, Zn, Co oder Mg einzusetzen. Als Legierung mit niedrigem Schmelzpunkt ist es möglich, eine Legierung mit jedem dieser Metalle einzusetzen.
Ein Metallverbundmagnet mit einer hohen magnetischen Flußdichte kann dadurch erhalten werden, daß die Kristallorientierung in dem Legierungspulver durch Einprägen eines Magnetfelds auf das Legierungspulver während dem Formpreßschritt einheitlich ausgerichtet wird.
5-3
Ein Legierungspulver, wie es oben beschrieben ist, wird als Preßkörper mit einer hohen Dichte mit Hilfe einer Heißpresse oder einem isostatischen Heißpressen (hot isostatic pressing, HIP) gebildet, wodurch ein Permanentmagnet hergestellt wird.
Ein Permanentmagnet mit einer hohen magnetischen Flußdichte kann dadurch erhalten werden, daß die Kristallorientierung des Legierungspulvers einheitlich ausgerichtet wird, indem ein Magnetfeld dem Legierungspulver während dem Preßschritt aufgeprägt wird.
Ferner kann ein Permanentmagnet, bei dem das Legierungspulver entlang der Richtung der Achse einer einfachen Magnetisierung ausgerichtet ist, dadurch erhalten werden, daß der sich nach dem Preßschritt ergebende Preßkörper einer plastischen Deformationsbearbeitung während der Kompression des Preßkörpers bei einer Temperatur von 300 bis 700°C unterzogen wird.
5-4
Ein Legierungspulver, wie es oben beschrieben ist, wird zum Herstellen eines Permanentmagneten verwendet.
Diese Erfindung wird weiter unter Bezug auf bevorzugte Beispiele dieser Erfindung beschrieben.
Beispiel 1
Zunächst wurde ein Block unter Einsatz von Rohmaterialien wie Sm, Zr, Co und Fe hoher Reinheit vorbereiten, sowie durch Bogenschmelzen der Rohmaterialien in einer Ar-Atmosphäre. Die Zusammensetzung des sich ergebenden Blocks bestand in 7,5 Atom-% Sm, 2,5 Atom-% Zr, 27 Atom-% Co und Rest Fe. Dieser Block wurde in kleine Stücke jeweils mit ungefähr 20 g zerschnitten, die dann zusammen mit ungefähr 60 mg Bor (B) in eine Quarzdüse chargiert wurden, und mit Hilfe einer Hochfrequenzinduktionsheizung in einer Argonatmosphäre wurde ein Schmelzen ermöglicht. Die sich ergebende Heißschmelze würde dann über eine einzige Kupferwalze ausgestoßen, die sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 40 m/s drehte, und zwar zum Herstellen eines dünnen Legierungsbands. Die Temperatur der Heißschmelze im Augenblick des Ausstoßens wurde zu 1300°C bestimmt. Bei Analyse des sich ergebenden dünnen Legierungsbands mit Hilfe eines induktiv gekoppelten Plasmas (inductively coupled plasma, ICP) wurde festgestellt, daß das Legierungsband 1,88 Atom-% Bor enthielt und eine Zusammensetzung von Sm7,35Zr2,45Co26,5B1,88FeBalance aufwies. Das Legierungsband wurde in einer Quarzröhre in Vakuum eingeschlossen und anschließend bei einer Temperatur von 720°C über 15 Minuten hinweg wärmebehandelt.
Die Phasen des nach der zuvor erwähnten Wärmebehandlung gebildeten dünnen Legierungsbands wurden mit Hilfe einer Röntgenbeugung untersucht. Es wurde im Ergebnis bestätigt, daß alle Beugungsspitzen mit Ausnahme der geringen Beugungsspitze von α-Fe in dem Beugungsmuster durch die Kristallstruktur mit Hexagonalsystem vom TbCu7-Typ indizierbar sind, was zeigt, daß die Hauptphase des dünnen Legierungsbands durch die TbCu7- Phase gebildet wurde. Ferner wurde als Ergebnis der Röntgenbeutung festgestellt, daß die Gitterkonstante a und c der TbCu7-Phase zu a = 0,4853 nm; c = 0,4184 nm bestimmt werden konnten, mit dem Verhältnis der Gitterkonstanten c/a von 0,8621.
Das nach der zuvor erwähnten Wärmebehandlung erhaltene dünne Legierungsband wurde dann in einer Reibschale zu einem Pulver mit einem Partikeldurchmesser von 100 µm oder weniger pulverisiert. Das sich ergebende Pulver aus dem Magnetwerkstoff wurde gewichtsmäßig mit 2% des Epoxidharzes gemischt und dann bei einem Druck von 8000 kg/cm2 formgepreßt. Der sich ergebende Preßkörper wurde bei einer Temperatur von 150° über eine Zeitdauer von 2,5 Stunden zum Erzielen eines Verbundmagnets ausgehärtet.
Die magnetischen Eigenschaften bei Raumtemperatur des derart erhaltenen Verbundmagneten wurden dann gemessen, um festzustellen, daß die Restmagnetisierungsflußdichte hiervon 0,75 T betrug, und die Koerzitivkraft hiervon betrug 210 kA/m, und das maximale Energieprodukt hiervon betrug 64 kJ/m3.
Beispiel 2
Das in Beispiel 1 erhaltene dünne Legierungsband wurde in einer Röhre in Vakuum eingeschlossen und anschließend bei einer Temperatur von 720°C über 15 Minuten hinweg wärmebehandelt. Das derart wärmebehandelte dünne Legierungsband wurde anschließend in einer Reibschale in Pulver mit einem Partikeldurchmesser von 32 µm oder weniger pulverisiert und in einer Stickstoffgasatmosphäre von 1 atm. wärmebehandelt (Nitrierbehandlung), und zwar bei einer Temperatur von 440°C über 65 Stunden hinweg zum Herstellen eines Magnetwerkstoffpulvers. Die Zusammensetzung des sich ergebenden magnetischen Werkstoffpulvers wurde zu Sm6,76Zr2,25Co24,35B1,70N8,12FeBalance bestimmt.
Die Phasen in dem zuvor erwähnten magnetischen Werkstoffpulver wurden mit Hilfe einer Röntgenbeugung untersucht, um ein in der Fig. 2 gezeigtes Röntgenbeugungsbild zu erhalten. Wie in Fig. 2 gezeigt ist, wurde bestätigt, daß alle Beugungsspitzen mit Ausnahme der geringen Beugungsspitzen von α-Fe in dem Beugungsbild durch die Kristallstruktur mit hexagonalem System vom TbCu7-Typ indiziert werden konnten, was zeigt, daß die Hauptphase des magnetischen Werkstoffpulvers durch die TbCu7- Phase gebildet wurde. Ferner wurde als Ergebnis der Röntgenbeugung festgestellt, daß die Gitterkonstanten a und c der TbCu7-Phase zu a = 0,4927 nm; c = 0,4255 nm bewertet werden konnten, bei einem Verhältnis der Gitterkonstanten c/a von 0,8636.
Es wurde ein Ausschwemmen des Magnetwerkstoffpulvers ermöglicht, und der gelöste Stoff wurde entfernt, wodurch der Gehalt des feinen Pulvers mit einem Partikeldurchmesser von 3,8 µm oder weniger in dem Magnetwerkstoffpulver zu nicht mehr als 5 Vol-% reduziert wurde. Das sich nach dem Entfernen des feinen Pulvers ergebende Pulver des Magnetwerkstoffs wurde gewichtsmäßig mit 2% Epoxidharz gemischt und anschließend bei einem Durck von 8000 kg/cm2 formgepreßt. Der sich ergebende Formkörper wurde bei einer Temperatur von 150°C während 2,5 Stunden zum Erhalten eines Verbundmagneten ausgehärtet.
Die Magneteigenschaften bei Raumtemperatur des derart erhaltenen Verbundmagneten wurden dann gemessen, um zu bestimmen, daß die Restmagnetisierung der Flußdichte hiervon 0,75 T betrug, die Koerzitivkraft hiervon 560 kA/m betrug, und das maximale Energieprodukt hiervon 81 kJ/m3 betrug.
Beispiele 3 bis 10
Zunächst wurden acht Arten von Blöcken unter Einsatz der Rohmaterialien Sm, Nb, Pr, Dy, Zr, Hf, V, Ni, Cr, Al, Ga, Mo, W, Si, Co und Fe hoher Reinheit hergestellt, und diese Rohmaterialien wurden einem Bogenschmelzen in einer Ar- Atmosphäre unterzogen. Jeder dieser Blöcke wurde in kleine Stücke zerschnitten, die dann zusammen mit Bor (B) in einer Quarzdüse aufgenommen wurden, und sie konnten mit Hilfe einer Hochfrequenzinduktionsheizung in einer Argonatmosphäre schmelzen. Jede der sich ergebenden Heißschmelzen wurde anschließend über eine einzige Kupferwalze ausgestoßen, die sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 40 m/s drehte, und zwar zum Herstellen von acht Arten dünner Legierungsbänder. Jedes der Legierungsbänder wurde anschließend in einer Quarzröhre im Vakuum eingeschlossen und nachfolgend bei einer Temperatur von 720°C während 15 Minuten wärmebehandelt. Jedes der derart wärmebehandelten dünnen Legierungsbänder wurde anschließend in einer Reibschale in Pulver mit einem Partikeldurchmesser von 32 µm oder weniger pulverisiert und wärmebehandelt (Nitrierbehandlung), und zwar in einer Stickstoffgasatmosphäre bei 1 atm. bei einer Temperatur von 440°C während 65 Stunden zum Herstellen von acht Arten eines Magnetwerkstoffpulvers, wie in Tabelle 1 gezeigt ist.
Diese acht Arten der Magnetwerkstoffpulverproben wurden mit Hilfe einer Röntgenbeugung untersucht, um zu bestätigen, daß die Hauptphase jeder der Magnetwerkstoffpulverproben durch die TbCu7-Phase gebildet wurde. Ferner wurde als Ergebnis der Röntgenbeugung festgestellt, daß das Verhältnis der Gitterkonstanten (c/a) in dem Bereich zwischen 0,854 und 0,876 lag.
Anschließend wurde durch Wiederholung derselben Prozeduren, wie sie bei Beispiel 2 beschrieben wurden, unter Einsatz des zuvor erwähnten Magnetwerkstoffpulvers acht Arten von Verbundmagneten hergestellt.
Anschließend wurden die magnetischen Eigenschaften bei Raumtemperatur gemessen, d. h. die Restmagnetisierungsflußdichte, die Koerzitivkraft und das maximale Energieprodukt dieser derart erhaltenen Verbundmagnete, und die Ergebnisse sind ebenso wie folgt in Tabelle 1 zusammengefaßt.
Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, sind die Restmagnetisierungsflußdichte, die Koerzitivkraft und das maximale Energieprodukt dieser Verbundmagnete gemäß den Beispielen 3 bis 10 alle hoch, was die exzellenten magnetischen Eigenschaften dieser Verbundmagnete verdeutlicht.
Vergleichsbeispiel 1
Zunächst wurde ein dünnes Legierungsband unter Einsatz der Rohmaterialien Sm, Zr, Co und Fe hoher Reinheit mit festgelegtem Verhältnis vorbereitet, und die Grundmaterialien wurden unter denselben Bedingungen wie bei dem Beispiel 1 zum Vorbereiten eines sehr dünnen Legierungsbands behandelt. Anschließend wurde nach einer Wärmebehandlung in einem Vakuum das Legierungsband einer Nitrierbehandlung in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 2 zum Herstellen eines Magnetwerkstoffpulvers unterzogen. Es sei bemerkt, daß die Zusammensetzung des Blocks aus 7,5 Atom-% Sm, 2,5 Atom-% Zr, 27 Atom-% Co und dem Rest Fe bestand. Der Gehalt von Bor wurde zu 14 Atom-% angeglichen.
Bei Analyse des sich ergebenden Magnetwerkstoffpulvers mit Hilfe einer Röntgenbeugung wurde für die Bildung einer TbCu7- Phase, einer R2Fe14B-Phase und einer α-Fe-Phase bestätigt. Das Verhältnis einer Beugungsintensität der Hauptspitzen dieser Phasen entsprach: TbCu7-Phase : R2Fe14B-Phase : α-Fe-Phase = 19 : 33 : 48.
Anschließend wurde durch Wiederholung derselben Prozeduren, wie sie bei dem Beispiel 1 beschrieben wurden, unter Einsatz des zuvor erwähnten Magnetwerkstoffpulvers ein Verbundmagnet vorbereitet. Die magnetischen Eigenschaften bei Raumtemperatur des derart erhaltenen Verbundmagnets wurden dann gemessen, um zu bestimmen, daß die Restmagnetisierungsflußdichte hiervon 0,12 T betrug, die Koerzitivkraft hiervon 32 kA/m betrug, und das maximale Energieprodukt hiervon 1,0 kJ/m3 betrug, was auf schlechte magnetische Eigenschaften hinweist. Diese schlechten magnetischen Eigenschaften können auf die Tatsache zurückgeführt werden, daß der Gehalt von Bor (B) in dem Magnetwerkstoff die Begrenzung gemäß dieser Erfindung (nicht mehr als 10 Atom-%) überschritt, was zu der Trennung der α-Fe- Phase und der R2Fe14B-Phase im großen Umfang führte, wie es sich anhand der zuvor erwähnten Ergebnisse der Röntgenbeugung erkennen läßt.
Vergleichsbeispiel 2
Ein dünnes Legierungsband wurde unter Einsatz der Grundmaterialien Sm, Zr, Co und Fe großer Reinheit mit festgelegtem Verhältnis vorbereitet, sowie durch Behandlung der Grundmaterialien unter denselben Bedingungen wie bei dem Beispiel 1 zum Vorbereiten eines dünnen Legierungsbands. Anschließend wurde nach einer Wärmebehandlung in Vakuum das Legierungsband einer Nitrierbehandlung in derselben Weise wie bei dem Beispiel 2 zum Herstellen eines Magnetwerkstoffpulvers unterzogen. Es sei angemerkt, daß die Zusammensetzung des Blocks aus 7,5 Atom-% Sm, 2,5 Atom-% Zr, 27 Atom-% Co und Rest Fe bestand. In diesem Vergleichsbeispiel wurde Bor nicht hinzugefügt.
Bei Analyse des sich ergebenden Magnetwerkstoffpulvers mit Hilfe der Röntgenbeugung wurde die TbCu7-Phase als Hauptphase bestimmt, und das Gitterkonstantenverhältnis (c/a) der TbCu7- Phase wurde zu 0,861 bestimmt.
Anschließend wurde durch Wiederholung derselben Prozeduren, wie sie für das Beispiel 1 beschrieben wurden, und unter Einsatz des zuvor erwähnten Magnetwerkstoffpulvers ein Verbundmagnet vorbereitet. Die magnetischen Eigenschaften bei Raumtemperatur des derart erhaltenen Verbundmagneten wurden dann gemessen, um festzustellen, daß die Restmagnetisierungsdichte hiervon 0,60 T betrug, die Koerzitivkraft hiervon 550 kA/m, und das maximale Energieprodukt hiervon 57 kJ/m3 betrug, was anzeigt, daß im Vergleich zu dem Beispiel 2 schlechte magnetische Eigenschaften erzielt wurden. Diese schlechten magnetischen Eigenschaften beruhen darauf, daß sich die Restmagnetisierungsflußdichte im Vergleich zum Beispiel 2 aufgrund der Tatsache verschlechtert, daß Bor überhaupt nicht hinzugefügt wird, und somit das maximale Energieprodukt im Vergleich zu dem Beispiel 2 abnimmt.
Beispiele 11-1 bis 11-3
Zunächst wurde ein Block unter Einsatz der Grundmaterialien Sm, Zr, Co und Fe hoher Reinheit hergestellt, und anschließend wurden diese Grundmaterialien einem Bogenschmelzen in einer Ar-Atmosphäre unterzogen. Die Zusammensetzung des sich ergebenden Blocks bestand aus 7,5 Atom-% Sm, 2,5 Atom-% Zr, 27,0 Atom-% Co und dem Rest Fe. Dieser Block wurde anschließend zusammen mit einer festgelegten Menge Bor (B) in eine Quarzdüse chargiert, und durch eine Hochfrequenzinduktionsheizung in einer Argonatmosphäre wurde ein Schmelzen ermöglicht. Die sich ergebende Heizschmelze wurde dann über einer einzigen Kupferwalze mit einem Durchmesser von 300 mm, die sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 40 m/S drehte, zum Herstellen eines dünnen Legierungsbands ausgestoßen. Die Temperatur der Heißschmelze im Augenblick des Ausstoßens wurde zu 1350°C bestimmt. Wurde das sich ergebende dünne Legierungsband mit Hilfe eines induktiv gekoppelten Plasmas ICP analysiert, und es wurde festgestellt, daß das Legierungsband 1,9 Atom-% Bor enthielt oder eine Zusammensetzung von Sm7,4Zr2,4Co29,8B1,9FeBalance aufwies. Bei Messen der Koerzitivkraft des so erhaltenen dünnen Legierungsbands unter Einsatz eines Magnetometers vom Vibriertesttyp (VSM) wurde die Koerzitivkraft als in dem Bereich von 12 bis 68 kA/m liegend bestimmt.
Anschließend wurden drei Arten der dünnen Legierungsstreifen, jeweils mit unterschiedlicher Koerzitivkraft, d. h. 12 kA/m, 36 kA/m und 68 kA/m, ausgewählt und in einer Schutzgasatmosphäre (Ar: 0,9 atm.) bei einer Temperatur von 700°C während 30 Minuten wärmebehandelt. Diese dünnen Legierungsbänder wurden mit einer Kugelmühle in Partikel mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 20 µm oder so pulverisiert und anschließend in einer Stickstoffgasatmosphäre von 1 atm. bei einer Temperatur von 450°C während 50 Stunden wärmebehandelt (Nitrierbehandlung), um drei Arten eines Magnetwerkstoffpulvers herzustellen, jeweils mit einer Zusammensetzung, die in der folgenden Tabelle 2 gezeigt ist.
Diese drei Arten der Magnetwerkstoffpulverproben wurden mit Hilfe einer Röntgenbeugung untersucht, um zu bestätigen, daß die Hauptphase jeder der Magnetwerkstoffpulverproben durch die TbCu7-Phase gebildet wurde. Ferner wurde als Ergebnis der Röntgenbeugung bestimmt, daß das Verhältnis der Gitterkonstanten (c/a) in dem Bereich zwischen 0,854 bis 0,876 lag.
Die magnetischen Eigenschaften (die Restmagnetisierungsflußdichte und das maximale Energieprodukt) jedes Magnetwerkstoffpulvers wurden unter Einsatz eines Magnetometers vom Vibriertesttyp (VSM) untersucht. Diese magnetischen Eigenschaften wurden unter der Annahme berechnet, daß die Dichte des Magnetwerkstoffpulvers 7,74 g/cm3 ist, und unter Durchführen eines Ausgleichs mit einem zu 0,15 bestimmten Entmagnetisierungsfaktors, und die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
Beispiele 12 bis 15
Zunächst wurden vier Arten von Blöcken unter Einsatz der Grundmaterialien Sm, Nb, Pr, Dy, Zr, Hf, Mn, Ni, Cr, Al, Ga, Mo, W, Si, Nb, Co und Fe mit Bogenschmelzen dieser Grundmaterialien in einer Ar-Atmosphäre und anschließendes Gießen jeder Schmelze in eine Form vorbereitet. Jeder dieser Blöcke wurde anschließend mit Bor (B) in eine Quarzdüse chargiert, und es wurde ein Schmelzen durch eine Hochfrequenzinduktionsheizung in einer Argonatmosphäre ermöglicht. Jede dieser derart erhaltenen Heißschmelzen wurde anschließend über einer einzigen Kupferwalze mit einem Durchmesser von 300 mm, die sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 40 m/s drehte, ausgestoßen, um vier Arten dünner Legierungsbänder herzustellen. Die Temperatur der Heißschmelze im Augenblick des Ausstoßes wurde zu 1320°C bestimmt. Bei Analyse der Zusammensetzung der sich ergebenden dünnen Legierungsbänder mit Hilfe eines induktionsgekoppelten Plasmas ICP wurde festgestellt, daß jede dieser Legierungsstreifen jeweils 1,1 Atom-%, 1,6 Atom-%, 0,5 Atom-%, 1,7 Atom-% Bor enthielt und jeweils eine Zusammensetzung aufwies gemäß
Sm7,9Zr2,2Ni3,3Ga1,1Co22,0B1,1FeBalance (Beispiel 12),
Sm6,5Nd1,1Zr2,6Mo2,2Cr1,1Si1,1Co25,0B1,6FeBalance (Beispiel 13),
Sm7,4Pr1,1Zr1,6Hf0,5W0,5Al0,2C2,2Co33,9B0,5FeBalance (Beispiel 14), und
Sm7,2Nd0,6Dy2,2Zr2,7Mn1,1Nb1,1Co26,0B1,7FeBalance (Beispiel 15). Bei Messen der Koerzitivkraft jedes der derart erhaltenen dünnen Legierungsbänder unter Einsatz eines Magnetometers vom Vibriertesttyp (VSM) wurde die Koerzitivkraft für jedes der Beispiele 12 bis 15 jeweils zu 20 kA/m, 33 kA/m, 29 kA/m und 22 kA/m bestimmt.
Anschließend wurde jeder der dünnen Legierungsstreifen in einer Schutzgasatmosphäre (Ar: 0,9 atm.) bei einer Temperatur von 700°C während 30 Minuten wärmebehandelt. Diese dünnen Legierungsstreifen wurden in einer Kugelmühle in Partikel mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 20 µm oder so pulverisiert, und anschließend wurde jedes Legierungspulver gemäß den Beispielen 12, 13 und 14 in einer Stickstoffgasatmosphäre von 1 atm. bei einer Temperatur von 450°C während 50 Stünden wärmebehandelt (nitrierbehandelt), und zwar zum Herstellen von drei Arten eines Magnetmaterialpulvers, jeweils mit einer in der folgenden Tabelle 2 gezeigten Zusammensetzung. Andererseits wurde das Legierungspulver nach Beispiel 15 in einer Gasatmosphäre mit 0,02 atm. Ammoniakgas und 1 atm. Stickstoffgas bei einer Temperatur von 350°C während 10 Stunden wärmebehandelt, und zwar zum Herstellen eines Magnetwerkstoffpulvers mit einer in der Tabelle 2 gezeigten Zusammensetzung.
Jede der Magnetwerkstoffpulverproben wurde mit Hilfe einer Röntgenbeugung untersucht, um zu bestätigen, daß die Hauptphase jeder der Magnetwerkstoffpulverproben durch die TbCu7-Phase gebildet wurde. Ferner wurde als Ergebnis der Röntgenbeugung festgestellt, das das Verhältnis der Gitterkonsanten (c/a) in dem Bereich zwischen 0,854 und 0,876 lag.
Die magnetischen Eigenschaften (die Restmagnetisierungsflußdichte und das maximale Energieprodukt) jedes Magnetwerkstoffpulvers wurde unter Einsatz eines Magnetometers vom Vibriertesttyp (VSM) untersucht. Diese magnetischen Eigenschaften wurden unter der Annahme berechnet, daß die Dichte des Magnetwerkstoffpulvers 7,74 g/cm3 ist, und unter Ausführung einer Kompensation mit einem zu 0,15 bestimmten Entmagnetisierungsfaktor, und die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
Wie sich aus Tabelle 2 ergibt, wies jedes Magnetwerkstoffpulver der Beispiele 11-1 und 11-2, die durch eine Nitrierbehandlung unter Einsatz des dünnen Legierungsbands mit einer Koerzitivstärke von nicht mehr als 56 kA/m (12 kA/m und 35 kA/m), gemessen unmittelbar nach dem Abschrecken, ein im Vergleich zu dem Magnetwerkstoffpulver der Beispiele 11-3 höheres maximales Energieprodukt auf, wobei diese durch eine Nitrierbehandlung unter Einsatz eines dünnen Legierungsbands mit einer 56 kA/m überschreitenden Koerzitivkraft (d. h., einem dünnen Legierungsband mit einer Koerzitivkraft von 68 kA/m), gemessen unmittelbar nach dem Abschrecken erhalten wurde.
Ferner wies jedes Magnetwerkstoffpulver der Beispiele 12 bis 15, die durch eine Nitrierbehandlung unter Einsatz des dünnen Legierungsbands mit einer Koerzitivkraft von nicht mehr als 56 kA/m, gemessen unmittelbar nach dem Abschrecken, erhalten wurden, exzellente magnetische Eigenschaften auf.
Bei der Herstellung des dünnen Legierungsbands der Beispiele 11-1 bis 11-3 betrug das Verhältnis der Proben mit einer Koerzitivkraft, die 56 kA/m überstieg, etwas mehr als 30%. Wurde jedoch die Drehgeschwindigkeit (Umfangsgeschwindigkeit) der Kupferwalze zum Aufnehmen der ausgestoßenen Heißschmelze zu 42 m/s verändert, so ließ sich das Verhältnis der Proben mit einer Koerzitivkraft von mehr als 56 kA/m zu weniger als 5% steuern, so daß es möglich war, ein Magnetmaterialpulver mit denselben Eigenschaften wie diejenigen der Beispiele 11-1 und 11-2 zu erhalten, indem die derart erhaltenen dünnen Legierungsbänder lediglich der zuvor erwähnten Wärmebehandlung, Pulverisierbehandlung und Nitrierbehandlung ohne Unterscheidung der Proben der dünnen Legierungsstreifen unterzogen wurden.
Beispiele 16-1 und 16-2
Zunächst wurde ein Block unter Einsatz der Grundmaterialien Sm, Zr, Co und Fe hoher Reinheit vorbereitet, sowie durch Bogenschmelzen der Grundmaterialien in einer Ar-Atmosphäre. Die Zusammensetzung des sich ergebenden Blocks betrug 7,5 Atom-% Sm, 2,5 Atom-% Zr, 27,0 Atom-% Co und Rest Fe. Dieser Block wurde anschließend mit einer festgelegten Menge von Bor (B) in eine Quarzdüse chargiert, und es wurde durch eine Hochfrequenzinduktionsheizung in einer Argonatmosphäre ein Schmelzen ermöglicht. Die sich ergebende Heißschmelze wurde anschließend über eine einzige Kupferwalze mit einem Durchmesser von 300 mm, die sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 40 m/s drehte, zum Herstellen eines dünnen Legierungsbands ausgestoßen. Die Temperatur der Heißschmelze im Augenblick des Ausstoßens wurde zu 1350°C bestimmt. Die Dicken von mehreren sich ergebenden dünnen Legierungsbändern wurden unter Einsatz eines Abgriffs gemessen, und es wurde festgestellt, daß die erhaltenen Legierungsbänder eine Dicke in dem Bereich von 5 bis 45 µm aufwiesen.
Anschließend wurden zwei Arten von dünnen Legierungsbändern ausgewählt, d. h. eines mit einer Dicke von nicht mehr als 30 µm und das andere mit einer Dicke von mehr als 30 µm. Diese dünnen Legierungsstreifen wurden dann in einer Schutzgasatmosphäre (Ar: 0,9 atm.) bei einer Temperatur von 700°C während 30 Minuten wärmebehandelt. Diese dünnen Legierungsbänder wurden anschließend mit einer Kugelmühle in Partikel mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 20 µm oder so pulverisiert, und anschließend in einer Stickstoffgasatmosphäre von 1 atm. bei einer Temperatur von 430°C während 100 Stunden wärmebehandelt (Nitrierbehandlung), und zwar zum Herstellen von zwei Arten eines Magnetwerkstoffpulvers, jeweils mit einer in der folgenden Tabelle 3 gezeigten Zusammensetzung, Diese beiden Arten von Magnetwerkstoffpulverproben wurden mit Hilfe einer Röntgenbeugung untersucht, um zu bestätigen, daß die Hauptphase jeder Magnetwerkstoffpulverprobe durch die TbCu7-Phase gebildet wurde. Ferner wurde als Ergebnis der Röntgenbeutung festgestellt, daß das Verhältnis der Gitterkonstanten (c/a) in dem Bereich zwischen 0,854 bis 0,876 lag.
Anschließend wurden die magnetischen Eigenschaften (die Restmagnetisierungsflußdichte und das maximale Energieprodukt) jedes Magnetwerkstoffpulvers unter Einsatz eines Magnetometers vom Vibriertesttyp (VSM) untersucht. Diese magnetischen Eigenschaften wurden unter der Annahme berechnet, daß die Dichte des Magnetwerkstoffpulvers 7,74 g/cm3 beträgt, und unter Durchführung eines Ausgleichs mit einem zu 0,15 bestimmten Entmagnetisierungsfaktor, und die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
Beispiele 17 bis 20
Zunächst wurden vier Arten von Blöcken vorbereitet, unter Einsatz der Grundmaterialien Sm, Nb, Pr, Dy, Zr, Hf, Mn, Ni, Cr, Al, Ga, Mo, W, Si, Nb, Co und Fe hoher Reinheit, sowie durch Bogenschmelzen der Grundmaterialien in einer Ar- Atmosphäre und anschließendes Gießen jeder Schmelze in eine Form. Jeder dieser Blöcke wurde dann zusammen mit einer festgelegten Menge von Bor (B) in eine Quarzdüse chargiert, und es wurde ein Schmelzen mit Hilfe einer Hochfrequenzinduktionsheizung in einer Argonatmosphäre ermöglicht. Jede dieser derart erhaltenen Heißschmelzen wurde anschließend über einer einzigen Kupferwalze mit einem Durchmesser von 300 mm, die sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 40 m/s drehte, zum Herstellen von vier Arten von dünnen Legierungsbahnen ausgestoßen. Die Temperatur der Heißschmelze im Augenblick des Ausstoßens wurde zu 1340°C bestimmt. Bei Analyse der Zusammensetzungen der sich ergebenden dünnen Legierungsbahnen mit Hilfe eines induktiv gekoppelter. Plasmas ICP wurde festgestellt, daß jede der Legierungsbahnen jeweils 1,1 Atom-%, 1,6 Atom-%, 0,5 Atom-%, 1,7 Atom-% Bor enthält und jeweils die Zusammensetzung von
Sm7,9Zr2,2Ni3,3Ga1,1Co22,0B1,1FeBalance (Beispiel 17),
Sm6,5Nd1,1Zr2,6Mo2,2Cr1,1Si1,1Co25,0B1,6FeBalance (Beispiel 18),
Sm7,4Pr1,7Zr1,6Hf0,5W0,5Al0,2Co33,9B0,5C2,2FeBalance (Beispiel 19), und
Sm7,2Nd0,6Dy2,2Zr2,7Mn1,1Nb1,1Co26,0B1,7FeBalance (Beispiel 20) aufwies. Die Dicke jeder der sich ergebenden dünnen Legierungsbänder wurde unter Einsatz eines Abgriffs gemessen, und es wurde festgestellt, daß die erhaltenen Legierungsbahnen Dicken aufwiesen, wie sie in der folgenden Tabelle 3 gezeigt sind.
Anschließend wurde jede der dünnen Legierungsbahnen in einer Schutzgasatmosphäre (Ar: 0,9 atm.) bei einer Temperatur von 700°C während 30 Minuten wärmebehandelt. Anschließend wurden diese dünnen Legierungsbahnen mit einer Kugelmühle in Partikel mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 20 µm oder so pulverisiert, und dann wurde jedes Legierungspulver gemäß dem Beispiel 17, 18 und 19 in einer Stickstoffgasatmosphäre von 1 atm. bei einer Temperatur von 450°C während 100 Stunden wärmebehandelt (Nitrierbehandlung), und zwar zum Herstellen von drei Arten eines Magnetwerkstoffpulvers, jeweils mit einer in der folgenden Tabelle 3 gezeigten Zusammensetzung. Andererseits wurde das Legierungspulver gemäß Beispiel 20 in einer Gasatmosphäre mit 0,02 atm. Ammoniakgas und 1 atm. Stickstoffgas bei einer Temperatur von 350°C während 10 Stunden wärmebehandelt, und zwar zum Herstellen eines Magnetmaterialpulvers mit einer in Tabelle 3 gezeigten Zusammensetzung.
Jede der Magnetmaterialpulverproben wurde mit Hilfe einer Röntgenbeugung untersucht, um zu bestätigen, daß die Hauptphase jeder der Magnetwerkstoffpulverproben durch die TbCu7-Phase gebildet wurde. Ferner wurde als Ergebnis der Röntgenbeugung festgestellt, da das Verhältnis der Gitterkonsanten (c/a) in dem Bereich zwischen 0,854 bis 0,876 lag.
Die magnetischen Eigenschaften (die Restmagnetisierungsdichte und das maximale Energieprodukt) jedes Magnetwerkstoffpulvers wurde unter Einsatz eines Magnetometers vom Virbriertesttyp (VSM) untersucht. Diese magnetischen Eigenschaften wurden unter der Annahme berechnet, daß die Dichte des Magnetwerkstoffpulvers 7,74 g/cm3 beträgt, unter Durchführung eines Ausgleichs mit einem zu 0,15 bestimmten Entmagnetisierungsfaktors, und die Ergebnisse sind nachfolgend in Tabelle 3 gezeigt.
Wie sich aus der Tabelle 3 ergibt, wies das Magnetwerkstoffpulver gemäß Beispiel 16-1, das durch eine Nitrierbehandlung unter Einsatz der dünnen Legierungsbahn mit einer Dicke von 30 µm oder weniger (15 bis 20 mm), gemessen unmittelbar nach dem Abschrecken, erhalten wurde, ein im Vergleich zu dem Magnetwerkstoffpulver gemäß Beispiel 16-2 höheres maximales Energieprodukt auf, wobei letzteres durch eine Nitrierbehandlung unter Einsatz eines dünnen Legierungsbands mit einer Dicke von mehr als 30 µm (32 bis 36 µm) erhalten wurde und die Messung unmittelbar nach dem Abschrecken erfolgte.
Ferner wies jedes der Magnetwerkstoffpulver gemäß den Beispielen 17 bis 20, die durch eine Nitrierbehandlung unter Einsatz des dünnen Legierungsbands mit einer Dicke von 30 µm oder weniger beim Messen unmittelbar nach dem Abschrecken exzellente magnetische Eigenschaften auf.
Beispiele 21 bis 30
Zunächst wurde ein Block unter Einsatz der Grundmaterialien Sm, Zr, Co, B und Fe hoher Reinheit vorbereitet, und in einer Ar-Atmosphäre wurde ein Bogenschweißen der Grundmaterialien durchgeführt. Die Zusammensetzung des sich ergebenden Blocks bestand aus 7, 7 Atom-% Sm, 2,5 Atom-% Zr, 27,0 Atom-% Co, 2,2 Atom-% B und Rest Fe. Dieser Block wurde anschließend in eine Quarzdüse chargiert, und es wurde mit Hilfe eines Hochfrequenzinduktionsheizens in einer Argonatmosphäre ein Schmelzen ermöglicht. Die sich ergebende Heißschmelze wurde anschließend über einer einzigen Kupferwalze ausgestoßen, die sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 45 m/s drehte, und zwar zum Herstellen eines dünnen Legierungsbands. Die Temperatur der Heizschmelze im Augenblick des Ausstoßens wurde zu 1360°C bestimmt.
Jedes der Legierungsbänder wurde dann in einer Röhre in Vakuum eingeschlossen und bei einer Temperatur von 700°C während 20 Minunten wärmebehandelt. Jedes der derart wärmebehandelten dünnen Legierungsbänder wurde anschließend in einer Kugelmühle in Pulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 30 µm oder weniger pulverisiert. Ferner wurde als Ergebnis der Röntgenbeugung festgestellt, daß die Gitterkonstanten a und c der TbCu7-Phase zu a = 0,486 nm; c = 0,419 nm bewertet werden konnten, bei einem Verhältnis der Gitterkonstanten c/a von 0,862.
Anschließend wurde jedes Legierungspulver einer Nitrierbehandlung unter den in der folgenden Tabelle 4 gezeigten Bedingungen unterzogen, um hierdurch zehn Arten eines Magnetwerkstoffpulvers zu erhalten.
Ferner wurde das Verhältnis der α-Fe-Phase in jedem Mangetwerkstoffpulver untersucht, und zur gleichen Zeit wurde auch das maximale Energieprodukt jedes Magnetwerkstoffpulvers unter Einsatz eines Magnetometers vom Vibriertesttyp (VSM) untersucht. Insbesondere wurde das Verhältnis der α-Fe-Phase mit Hilfe des Hauptreflexions-Intensitätsverhältnisses (I) bewertet, das auf der Grundlage des Hauptreflektions- Intensitätsverhältnisses (Iα -Fe) der α-Fe-Phase und des Hauptreflexions-Intensitätsverhältnisses (ITbCu7) von TbCu7 berechnet werden kann, die durch die Röntgenbeugung gemessen werden, und zwar wie anhand der folgenden Gleichung gezeigt:
I (%) = [Iα -Fe/(Iα -Fe + ITbCu7)] × 100
Das zuvor erwähnte maximale Energieprodukt wurde unter der Annahme berechnet, daß die Dichte des magnetischen Werkstoffpulvers 7,74 g/cm3 ist, und unter Durchführung eines Ausgleichs bei einem zu 0,15 bestimmten Entmagnetisierungsfaktor, und die Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt.
Tabelle 4
Wie anhand von Tabelle 4 zu erkennen ist, wies jedes Magnetwerkstoffpulver gemäß den Beispielen 21 bis 28, das durch eine Nitrierbehandlung unter Bedingungen, die die Gleichung 2 p + 400 ≦ T ≦ 2 p + 420 erfüllen (wobei T die Nitrierbehandlungstemperatur (°C) darstellt) erhalten wurde, bei einem während der Nitrierbehandlung zu nicht weniger als 2 atm. festgelegten Stickstoffgasdruck p (atm.), ein höheres maximales Energieprodukt auf, was auf verbesserte magnetische Eigenschaften im Vergleich mit jedem Magnetwerkstoffpulver gemäß den Beispielen 29 und 30 hindeutet, die durch eine Nitrierbehandlung erhalten wurden, die bei außerhalb den zuvor erwähnten Grenzen liegenden Bedingungen durchgeführt wurde.
Beispiele 31-1 und 31-2
Zunächst wurde ein Block unter Einsatz der Grundmaterialien Sm Zr, Co, B und Fe hoher Reinheit vorbereitet, sowie durch Bogenschmelzen dieser Grundmaterialien in einer Ar-Atmosphäre. Die Zusammensetzung des sich ergebenden Blocks bestand aus 7,7 Atom-% Sm, 2,5 Atom-% Zr, 27,0 Atom-% Co, 2,2 Atom-% B und Rest Fe. Dieser Block wurde anschließend in eine Quarzdüse chargiert, und durch ein Hochfrequenzinduktionsheizen in einer Argonatmosphäre wurde ein Schmelzen ermöglicht. Die sich ergebende Heißschmelze wurde anschließend über einer einzigen Kupferwalze ausgestoßen, die sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 45 m/s drehte, zum Herstellen eines dünnen Legierungsbands. Die Temperatur der Heißschmelze im Augenblick des Ausstoßens wurde zu 1300°C bestimmt.
Jedes der Legierungsbänder wurde anschließend in einer Quarzröhre in Vakuum eingeschlossen und bei einer Temperatur von 700°C während 20 Minuten wärmebehandelt. Jedes dieser derart wärmebehandelten dünnen Legierungsbänder wurde anschließend in einer Kugelmühle in Pulver pulverisiert und hierdurch klassifiziert, und zwar zum Erhalten eines Legierungspulvers mit einer in der folgenden Tabelle 5 (Beispiel 31-1) gezeigten Partikelverteilung und einem Legierungspulver mit einem Partikeldurchmesser von 20 µm oder weniger (Beispiel 31-2). Es wurde bestätigt, daß das Legierungspulver gemäß dem Beispiel 31-1 ein feines Pulver mit einem Partikeldurchmesser von 2,8 µm oder weniger bei einem Volumenverhältnis von 0,93% enthielt, wie in Tabelle 5 gezeigt ist.
Tabelle 5
Anschließend wurde jedes Legierungspulver in einer Stickstoffgasatmosphäre von 10 atm. bei einer Temperatur von 440°C während 65 Stunden wärmebehandelt (Nitrierbehandlung), zum Herstellen von zwei Arten eines Magnetwerkstoffpulvers, das jeweils eine in der folgenden Tabelle 6 gezeigte Zusammensetzung aufwies. Ferner wurde als Ergebnis der Röntgenbeugung des Magnetwerkstoffpulvers festgestellt, daß alle Beugungsspitzen mit Ausnahme der Beugungsspitze des α-Fe in dem Beugungsbild durch die Kristallstruktur vom TbCu7-Typ indiziert werden konnten. Ferner wurde als Ergebnis der Röntgenbeugung festgestellt, daß die Gitterkonstanten a und c der TbCu7-Phase zu a = 0,4930 nm; c = 0,4252 nm bestimmt werden konnten, mit einem Verhältnis der Gitterkonstanten c/a von 0,8625. Anschließend wurde die Partikelgrößenverteilung jedes Magnetwerkstoffpulvers gemessen. Im Ergebnis wurde festgestellt, daß der Anteil eines feinen Pulvers mit einem Partikeldurchmesser von 2,8 µm oder weniger in dem Magnetwerkstoffpulver gemäß dem Beispiel 31-1 1,08 Vol-% beträgt, und der Gehalt eines feinen Pulvers mit einem Partikeldurchmesser von 2,8 µm oder weniger in dem Magnetwerkstoffpulver gemäß Beispiel 31-2 wurde zu 5,35 Vol-% bestimmt.
Anschließend wurde jedes Magnetwerkstoffpulver gewichtsmäßig mit 2% Epoxidharz gemischt und anschließend bei einem Druck von 8000 kg/cm2 preßgeformt. Der sich ergebende Preßkörper wurde bei einer Temperatur von 150°C während 2,5 Stunden zum Erhalten von zwei Arten von Verbundmagneten ausgehärtet.
Anschließend wurden die magnetischen Eigenschaften (die Restmagnetisierungsflußdichte, die Koerzitivkraft und das Maximale Energieprodukt) der so erhaltenen Verbundmagneten bei Raumtemperatur gemessen, und die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle 6 gezeigt.
Beispiele 32 bis 36
Zunächst wurden fünf Arten von Blöcken unter Einsatz der Grundmaterialien Sm, Nb, Pr, Er, Zr, Hf, Ni, V, Ga, Mo, W, Si, B, Co und Fe hoher Reinheit vorbereitet, sowie durch Bogenschmelzen der Grundmaterialien in einer Ar-Atmosphäre und anschließendes Gießen jeder Schmelz in eine Form. Jeder dieser Blöcke wurde anschließend in eine Quarzdüse chargiert, und mit Hilfe einer Hochfrequenzinduktionsheizung in einer Argonatmosphäre wurde ein Schmelzen ermöglicht. Jede dieser derart erhaltenen Heißschmelzen wurde anschließend über einer einziger Kupferwalze mit einem Durchmesser von 300 mm, die sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 45 m/s drehte, zum Herstellen von fünf Arten dünner Legierungsbahnen ausgestoßen. Die Temperatur der Heißschmelze im Augenblick des Ausstoßens wurde zu 1310°C bestimmt. Bei Analyse der Zusammensetzung der sich ergebenden Legierungsbahnen mit Hilfe eines induktionsgekoppelten Plasmas ICP wurde festgestellt, daß die Zusammensetzung jedes Legierungsstreifens jeweils wie folgt gebildet wurde:
Sm6,3Nd2,2Zr2,2Mo2,2Si1,1Co22,8B0,9FeBalance (Beispiel 32),
Sm7,2Pr1,1Zr2,2V2,2W1,1N13,2Co17,2B0,9FeBalance (Beispiel 33),
Sm8,2Er1,1Zr1,1Hf1,1Mo2,2Ga1,1Co20,7B0,9FeBalance (Beispiel 34),
Sm6,6Nd2,2Zr2,2Co15,2B1,4C1,1FeBalance (Beispiel 35), und
Sm7,6Nd1,1Zr2,2Co15,1B1,9FeBalance (Beispiel 36).
Jede dieser Legierungsbahnen wurde anschließend in einer Quarzröhre im Vakuum eingeschlossen und bei einer Temperatur von 700°C während 20 Minuten wärmebehandelt. Jeder dieser derart behandelten Legierungsbahnen wurde anschließend in einer Bogenmühle zum Erhalten eines Legierungspulvers pulverisiert.
Anschließend wurde jedes Legierungspulver in einer Stickstoffgasatmosphäre von 10 atm. bei einer Temperatur von 44°C während 65 Stunden wärmebehandelt (Nitrierbehandlung), und zwar zum Herstellen von fünf Arten eines Magnetwerkstoffpulvers, jeweils mit einer Zusammensetzung, die in der folgenden Tabelle 6 gezeigt ist. Ferner wurde als Ergebnis der Röntgenbeugung jedes Magnetwerkstoffpulver bestimmt, daß alle Beugungsspitzen mit Ausnahme der Beugungsspitze von α-Fe in dem Beugungsbild durch die Kristallstruktur vom TbCu7-Typ indiziert werden konnten. Ferner wurde als Ergebnis der Röntgenbeugung festgestellt, daß das Verhältnis der Gitterkonstanten c/a in dem Bereich von 0,852 bis 0,837 lag. Anschließend wurde die Partikelgrößenverteilung jedes Magnetwerkstoffpulvers gemessen. Im Ergebnis wurde der Gehalt eines feinen Pulvers mit einem Partikeldurchmesser von 2,8 µm oder weniger in dem Magnetwerkstoffpulver dieser Beispiele 32 bis 36 jeweils zu 1,01 Vol-%, 1,23 Vol-%, 2,06 Vol-%, 0,98 Vol-% und 0,92 Vol-% bestimmt.
Anschließend wurde jedes Magnetwerkstoffpulver gewichtsmäßig mit 2% Epoxidharz gemischt und anschließend bei einem Druck von 8000 kg/cm2 preßgeformt. Der sich ergebende Formkörper wurde bei einer Temperatur von 150°C während 2,5 Stunden zum Erhalten von fünf Arten von Verbundmagneten ausgehärtet.
Anschließend wurden die magnetischen Eigenschaften (die Restmagnetisierungsflußdichte, die Koerzitivkraft und das maximale Energieprodukt) der derart erhaltenen Verbundmagneten bei Raumtemperatur gemessen, und die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle 6 gezeigt.
Wie sich anhand von Tabelle 6 erkennen läßt, war der Verbundmagnet gemäß Beispiel 31-1, der unter Einsatz des Magnetwerkstoffpulvers mit nicht mehr als 5 Vol-% eines feinen Pulvers mit einem Partikeldurchmesser von 2,8 µm oder weniger erzielt wurde, im Vergleich zu dem Verbundmagnet gemäß Beispiel 32-1 in allen Belangen hinsichtlich der Restmagnetisierungsflußdichte, der Koerzitivkraft und des maximalen Energieprodukts bei Raumtemperatur überlegen, wobei der letztere unter Einsatz des Magnetwerkstoffpulvers mit nicht mehr als 5 Vol-% eines feinen Pulvers mit einem Partikeldurchmesser von 2,8 µm oder weniger erhalten wurde.
Ferner wies jeder der Verbundmagnete gemäß den Beispielen 32 bis 36, die durch Einsatz des Magnetwerkstoffpulvers mit nicht mehr als 5 Vol-% eines feinen Pulvers mit einem Partikeldurchmesser von 2,8 µm oder weniger erhalten wurden, exzellente Eigenschaften in allen Belangen gemäß der Restmagnetisierungsflußdichte, der Koerzitivkraft und dem maximalen Energieprodukt bei Raumtemperatur auf.
Beispiele 37-1 bis 37-5
Zunächst wurde ein Block unter Einsatz eines Grundmaterials Sm, Zr, Co und Fe hoher Reinheit vorbereitet, sowie durch anschließendes Bogenschmelzen des Grundmaterials in einer Ar- Atmosphäre. Die Zusammensetzung des sich ergebenden Blocks bestand aus 7,5 Atom-% Sm, 2,5 Atom-% Zr, 27,0 Atom-% Co und Rest Fe. Dieser Block wurde anschließend zusammen mit einer festgelegten Menge von Bor (B) in eine Quarzdüse chargiert, und es wurde ein Schmelzen durch ein Hochfrequenzinduktionsheizen in einer Argonatmosphäre ermöglicht. Die sich ergebende Heißschmelze wurde anschließend über einer einzigen Kupferwalze mit einem Durchmesser von 300 mm ausgestoßen, wobei diese sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 42 m/s drehte, und zwar zum Herstellen eines dünnen Legierungsbands. Die Temperatur der Heißschmelze im Augenblick des Ausstoßens wurde zu 1350°C bestimmt. Bei Analysierung des sich ergebenden dünnen Legierungsbands mit Hilfe eines induktiv gekoppelten Plasmas ICP wurde festgestellt, daß die Legierungsbahn 2,16 Atom-% Bor enthielt.
Anschließend wurde das derart wärmebehandelte dünne Legierungsband in einer Quarzröhre in Vakuum eingeschlossen und bei einer Temperatur von 720°C während 15 Minuten wärmebehandelt. Jedes der derart wärmebehandelten Legierungsbänder wurde anschließend in einer Reibschale pulverisiert, um ein Legierungspulver mit einem Partikeldurchmesser von nicht mehr als 30 µm zu erhalten, das anschließend in einer Stickstoffgasatmosphäre von 10 atm. bei einer Temperatur von 450°C während 80 Stunden wärmebehandelt wurde (Nitrierbehandlung), und zwar zum Herstellen eines Magnetwerkstoffpulvers. Die Zusammensetzung des sich ergebender Magnetwerkstoffpulvers wurde zu Sm6,88Zr2,29Co24,77B1,97N9,00FeBalance bestimmt.
Bei Untersuchung des zuvor erwähnten Magnetwerkstoffpulvers mit Hilfe einer Röntgenbeugung wurde bestätigt, daß alle Beugungsspitzen mit Ausnahme der geringen Beugungsspitze von α-Fe in dem Beugungsbild durch die Kristallstruktur mit hexagonalem System vom TbCu7-Typ indiziert werden konnten, was darauf hindeutet, daß die Hauptphase des Magnetwerkstoffpulvers durch die TbCu7-Phase gebildet wurde. Ferner wurde als Ergebnis der Röntgenbeugung bestimmt, daß die Gitterkonstanten a und c der TbCu7-Phase zu a = 0,4925 nm; c = 0,4258 nm bestimmt werden konnten, mit einem Verhältnis der Gitterkonstanten c/a von 0,8646.
Anschließend wurden das Magnetwerkstoffpulver vom zuvor erwähnten TbCu7-Typ und das R2Fe14B-System Magnetwerkstoffpulver bestehend aus Partikeln mit einem Partikeldurchmesser von nicht mehr als 50 µm, das durch Sieben erhalten wurde (MQP-B-Pulver: Handelsname, ein Produkt von GM Co.) gemäß den in der Tabelle 7 gezeigten Verhältnissen zum Vorbereiten von fünf Arten einer Magnetwerkstoffpulvermischung zusammengemischt. Anschließend wurde jede Magnetwerkstoffpulvermischung gewichtsmäßig mit 2% Epoxidharz gemischt und dann bei einem Druck von 8000 kg/cm2 formgepreßt. Der sich ergebende Preßkörper wurde bei einer Temperatur von 150°C während 2,5 Stunden zum Erhalten von fünf Arten von Verbundmagneten ausgehärtet.
Anschließend wurden die magnetischen Eigenschaften der derart erhaltenen Verbundmagneten (die Restmagnetisierungsflußdichte, die Koerzitivkraft und das maximale Energieprodukt) bei Raumtemperatur gemessen, und die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle 7 gezeigt. Diese Tabelle 7 zeigt auch als Referenz die Fülldichte und die magnetischen Eigenschaften bei Raumtemperatur eines Verbundmagneten (Beispiel 37-6), der unter Einsatz lediglich des zuvor erwähnten Magnetpulvermaterials vom TbCu7-Typ hergestellt wurde, und eines Verbundmagneten (Vergleichsbeispiel 3), der unter Einsatz lediglich des zuvor erwähnten R2Fe14B- Systemmagnetwerkstoffpulvers hergestellt wurde.
Wie sich anhand von Tabelle 7 erkennen läßt, waren die Verbundmagnete der Beispiele 37-1 bis 37-5, die unter gleichzeitigem Einsatz des Magnetwerkstoffpulvers vom zuvor erwähnten TbCu7-Typ und des Magnetwerkstoffpulvers gemäß dem R2Fe14B-Systems, wie oben beschrieben, hergestellt wurden, im Vergleich zu dem Verbundmagnet gemäß dem Beispiel 37-6, der unter Einsatz lediglich des zuvor erwähnten Magnetwerkstoffpulvers vom TbCu7-Typ hergestellt wurde, im Hinblick auf die Packungsdichte und demnach auf die magnetischen Eigenschaften überlegen.
Zudem wies der Verbundmagnet gemäß dem Vergleichsbeispiel 3, der unter Einsatz lediglich des zuvor erwähnten R2Fe14B-System Magnetwerkstoffpulvers hergestellt wurde, eine schlechte Korrosionsbeständigkeit auf, so daß dessen magnetische Eigenschaften sich leicht verschlechtern würden.
Im Gegensatz hierzu wiesen die Verbundmagnete gemäß den Beispielen 37-1 bis 37-5, die unter gleichzeitigem Einsatz des Magnetwerkstoffpulvers von dem zuvor erwähnten TbCu7-Typ und einem anderen Magnetwerkstoffpulver vom R2Fe14B-Typ, wie oben beschrieben, hergestellt wurden, im Hinblick auf die Korrosionsbeständigkeit exzellente Eigenschaften auf. Beispielsweise zeigten dann, wenn die Verbundmagnete gemäß den Beispielen 37-1 bis 37-5 einem Korrosionstest in einem Thermo- Hygrostat unter den Bedingungen von 90% Feuchtigkeit und 80°C Temperatur zum Feststellen der Veränderung jedwedger magnetischer Eigenschaften unterzogen wurden, die Verbundmagnete mit nicht weniger als 50% des Magnetwerkstoffpulvers vom TbCu7-Typ im wesentlichen keine Bildung von Rost, was auf eine exzellente Korrosionsbeständigkeit hindeutet. Jedoch wurde bei zunehmendem Anteil des R2Fe14B-System Magnetwerkstoffpulvers in dem Verbundmagnet die Erzeugung von Rost merklich, wodurch sich die magnetischen Eigenschaften des Verbundmagneten erheblich verschlechterten.
Die Tabelle 8 zeigt die Ergebnisse des Korrosionstests, der bei dem Verbundmagneten der Beispiele 37-1 bis 37-5 sowie dem in Tabelle 7 beschriebenen Verbundmagnet des Vergleichsbeispiels 3 durchgeführt wurde.
Tabelle 8
Wie oben erwähnt, ist es gemäß der vorliegenden Erfindung möglich, einen Magnetwerkstoff mit exzellenter Restmagnetisierungsflußdichte zu schaffen. Demnach ist es bei Einsatz eines derartigen exzellenten Magnetwerkstoffs möglich, einen Permanentmagneten herzustellen, beispielsweise einen Verbundmagneten, der exzellente magnetische Eigenschaften aufweist.
Zusätzliche Vorteile und Modifikationen ergeben sich einfach für die mit dem Stand der Technik Vertrauten. Demnach ist die Erfindung in ihren weiteren Aspekten nicht auf die spezifischen Details und hier jeweils gezeigten beschriebene beispielhafte Einrichtungen begrenzt. Demnach können zahlreiche Modifikationen durchgeführt werden, ohne von dem Sinngehalt oder Schutzbereich des allgemeinen erfinderischen Konzepts abzuweichen, wie es durch die nachfolgenden Patentansprüche und deren Äquivalente definiert ist.

Claims (13)

1. Magnetwerkstoff mit einer Zusammensetzung gemäß einer allgemeinen Formel:
R1xR2yBzAuM100-x-y-z-u
wobei R1 zumindest ein Element ausgewählt aus den Seltenerdenelemten einschließlich Y ist; R2 zumindest ein Element ausgewählt aus Zr, Hf und Sc ist; A zumindest ein Element ausgewählt aus H, N, C und P ist; M zumindest ein Element ausgewählt aus Fe und Co ist; x, y, z und u individuell zu 2 ≦ x, 2 ≦ x + y ≦ 20, 0,001 ≦ z ≦ 10, 0 ≦ u ≦ 20 festgelegte Atom-% sind; und eine Hauptphase des Magnetwerkstoffs eine Kristallstruktur vom TbCu7-Typ ist.
2. Magnetwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Verhältnis der Gitterkonstanten a und c der Kristallstruktur vom TbCu7-Typ (c/a) 0,847 oder mehr ist.
3. Magnetwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß R1 50 Atom-% oder mehr Sm enthält.
4. Magnetwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß z in der allgemeinen Formel eine Gleichung 0,1 ≦ z ≦ 3 erfüllt.
5. Magnetwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß M 50 Atom-% oder mehr Fe enthält.
6. Magnetwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß M 70 Atom-% oder mehr Fe enthält.
7. Magnetwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß y in der allgemeinen Formel eine Gleichung 0,1 ≦ y ≦ 10 erfüllt.
8. Magnetwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß u in der allgemeinen Formel eine Gleichung 0,1 ≦ u ≦ 10 erfüllt.
9. Verbundmagnet, dadurch gekennzeichnet, daß er enthält:
ein Magnetwerkstoffpulver mit einer Zusammensetzung, die durch eine allgemeine Formel wie folgt dargestellt ist:
R1xR2yBzAuM100-x-y-z-u
wobei R1 zumindest ein Element ausgewählt von den Seltenerdenelementen einschließlich Y ist; R2 zumindest ein Element ausgewählt von Zr, Hf und Sc ist; A zumindest ein Element ausgewählt von H, N, C und P ist M zumindest ein Element ausgewählt von Fe und Co ist; x, y, z und u individuell zu 2 ≦ x, 2 ≦ x + y ≦ 20, 0,001 ≦ z ≦ 10, 0 ≦ u ≦ 20 festgelegte Atom-% sind; und eine Hauptphase des Magnetwerkstoffs eine Kristallstruktur vom TbCu7-Typ ist; und
ein Bindemittel.
10. Verbundmagnet nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß das Bindemittel ein synthetisches Material ist.
11. Verbundmagnet nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß das Magnetwerkstoffpulver nicht mehr als 5 Vol-% eines feinen Pulvers mit einem Partikeldurchmesser von 2,8 µm oder weniger enthält.
12. Verbundmagnet nach Anspruch 9, das ferner ein Magnetwerkstoffpulver mit einer Hauptphase gemäß einer R2Fe14B-Phase enthält, dadurch gekennzeichnet, daß R zumindest ein Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Seltenerdenelementen einschließlich Y ist.
13. Verbundmagnet nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß ein gewichtsmäßiges Mischverhältnis (A/B) zwischen einem Magnetwerkstoffpulver (A) mit der durch R1xR2yBzAuM100-x-y-z-u dargestellten allgemeinen Formel und einem Magnetwerkstoffpulver (B) mit der R2Fe14B-Phase als Hauptphase zwischen 0,1 und 10 liegt.
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