DE3750367T2

DE3750367T2 - Dauermagnet und sein Herstellungsverfahren.

Info

Publication number: DE3750367T2
Application number: DE3750367T
Authority: DE
Inventors: Koji Akioka; Osamu Kobayashi; Tatsuya Shimoda
Original assignee: Seiko Epson Corp
Current assignee: Seiko Epson Corp
Priority date: 1987-04-30
Filing date: 1987-09-28
Publication date: 1994-12-08
Anticipated expiration: 2007-09-29
Also published as: ATE109921T1; DE3750367D1; EP0288637A2; DE3752160T2; EP0288637B1; EP0288637A3; ATE162001T1; DE3752160D1; US5076861A

Description

Die Erfindung bezieht sich auf Dauermagneten und Verfahren zu deren Herstellung.
Dauermagneten werden in einem weiten Gebiet von elektrischen Haushaltsgeräten bis zu peripheren Steuerungseinheiten von Großcomputern verwendet.
Bei einer neuerdings steigenden Nachfrage nach elektrischen Geräten von geringerer Größe und höherer Leistungsfähigkeit, wurde von Dauermagneten höhere und höhere Leistung verstärkt gefordert. Typische Dauermagnete, die gegenwärtig in Verwendung sind, sind Alnico, harte Ferritmagnete und Seltenerdelement-Übergangsmetallmagnete. Insbesondere können ein R-Co Dauermagnet (R stellt ein Seltenerdeelement dar) und ein R-Fe-B Dauermagnet, die Seltenerdeelement-Übergangsmetallmagnete sind, eine hohe magnetische Leistung erzielen, so daß bisher in Bezug auf sie viel geforscht wurde.
Beispielsweise wurden die folgenden Verfahren zum Herstellen eines R- Fe-B Dauermagneten entwickelt:
(1) Sintern eines R-Fe-B Materials unter Verwendung einer Pulvermetallurgietechnik (Referenzen 1 und 2).
(2) Ein schnell abgekühltes dünnes Fragment von etwa 30 um Dicke wird durch eine Schmelzrotationsvorrichtung hergestellt, die zum Herstellen einer amorphen Legierung verwendet wird. Ein Magnet wird aus dem dünnen Fragment durch Verbinden mit Harz hergestellt (Referenzen 3 und 4).
(3) Mechanisches Ausrichten eines durch das Verfahren (2) erhaltenen, schnell abgekühlten, dünnen Fragments durch ein Zweischritt- Heißpreßverfahren (Referenzen 4 und 5).
Referenz 1: Japanische Patent-Offenlegungsschrift Nr. 46008/1984.
Referenz 2: M. Sagawa, S. Fujimura, N. Togawa, H. Yamamoto und Y. Matushita: J. Apl. Phys. Vol. 55 (6), 15. März, S. 2083 (1984).
Referenz 3: Japanische Patent-Offenlegungschrift Nr. 211549/1983.
Referenz 4: R.W. Lee: Appl. Phys. Lett. Vol 46 (8), 15. April, S. 790 (1985).
Referenz 5: Japanische Patent-Offenlegungsschrift Nr. 10040211985.
Beim Verfahren (1) wird zuerst ein Legierungsgußstück durch Schmelzen und Gießen hergestellt und pulverisiert, um ein Metallpulver mit einer geeigneten Teilchengröße (einige Mikrometer) zu erhalten. Das Pulver wird mit einem Binder eines Formungszusatzes gebraucht und in einem Magnetfeld gepreßt, um einen geformten Körper zu erhalten. Der geformte Körper wird bei etwa 1100ºC in Argonatmosphäre 1 Stunde lang gesintert und danach schnell auf Raumtemperatur abgekühlt. Nach dem Sintern wird der gesinterte Körper bei etwa 600ºC wärmebehandelt, um die Koerzitivkraft zu verbessern.
Bei Verfahren (2) wird zuerst ein schnell abgekühltes, dünnes Fragment einer R-Fe-B Legierung unter Verwendung einer Schmelzrotationsvorrichtung bei einer optimalen Substratgeschwindigkeit hergestellt. Das so erhaltene bandförmige, dünne Fragment mit einer Dicke von 30 um ist eine Anhäufung von Kristallen mit einem Durchmesser von nicht mehr als 100 nm (1000 Angström). Es ist spröde und zerbrechlich. Da die Kristallkörner isotrop verteilt sind, ist das dünne Fragment magnetisch isotrop. Das dünne Fragment wird dann bis zu einer geeigneten Partikelgröße pulverisiert und mit einem Harz geknetet. Die Mischung wird dann gepreßt.
Das Verfahren (3) stellt einen dichten R-Fe-B Magneten her, der Anisotropie besitzt, indem es das durch das Verfahren (2) erhaltene, schnell abgekühlte, dünne Fragment einem sogenannten Zweistufen- Heißpreßvorgang im Vakuum oder in einer Inertgasatmosphäre unterwirft.
Während des Heißpreßvorgangs wird uniaxialer Druck aufgebracht, um die Achsen leichter Magnetisierbarkeit parallel zur Druckrichtung auszurichten und den Magnet anisotrop zu machen.
Es ist so vorgesehen, daß die Kristallkörner des dünnen, von der Schmelzrotationsvorrichtung erzeugten Fragments einen geringeren Korndurchmesser besitzen als die Kristallkörner, die die größte Koerzitivkraft zeigen, so daß man den optimalen Korndurchmesser erhält, wenn die Kristallkörner während des nachfolgenden Heißpreßvorgangs gröber werden.
Obwohl die vorangehend beschriebenen Verfahren des Stands der Technik verwendet werden können, um Dauermagneten mit einem Seltenerdelement, Eisen und Bor als den Hauptbestandteilen herzustellen, haben sie die folgenden Schwächen.
Das Verfahren (1) erfordert den Schritt des Pulverisierens einer Legierung. Da eine R-Fe-B Legierung in Sauerstoff sehr reaktionsfähig ist, beschleunigt der Pulverisierungsschritt die Oxidation weiter, wodurch die Sauerstoffkonzentration des gesinterten Körpers störend erhöht wird. Außerdem muß, wenn das Pulver geformt wird, ein Formungszusatz wie Zinkstearat verwendet werden. Der Formungszusatz wird aus dem geformten Körper vor dem Sinterungsschritt entfernt, es bleiben jedoch mehrere Prozent davon in Form von Kohlenstoff in dem Magneten. Dieser Kohlenstoff erniedrigt unvorteilhaft die magnetische Leistung der R-Fe-B Legierung deutlich.
Der geformte Körper, den man durch das Preßformen der Legierung mit dem dazugegebenen Formungszusatz erhält, wird Rohling (green body) genannt. Dieser ist sehr spröde und schwierig zu handhaben. Deshalb erfordert es ungünstigerweise viel Aufwand, die Rohlinge in einen Sinterofen ordentlich angeordnet einzubringen. Deshalb erfordert die Herstellung eines R-Fe-B Dauermagneten allgemein nicht nur eine teure Ausrüstung, sondern hat auch eine geringe Rentabilität, was zu hohen Herstellungskosten führt. Man kann deshalb nicht sagen, daß das Verfahren (1) die Vorzüge eines R-Fe-B Magneten am besten nutzen kann, der bei den Materialkosten vergleichsweise günstig ist.
Beide Verfahren (2) und (3) verwenden eine Vakuum-Schmelzrotationsvorrichtung. Diese Vorrichtung hat eine sehr geringe Produktivität und ist zur Zeit sehr teuer.
Das Verfahren (2), das den Vorgang des Verbindens mit Harz enthält, erzeugt einen Magneten, der theoretisch isotrop ist und deshalb ein niedriges Energieprodukt besitzt. Da die Rechteckform der Hystereseschleife nicht gut ist, ist dieser Magnet ungünstig bei den Temperatureigenschaften und bei der Verwendung.
Das Verfahren (3) ist ein ungewöhnliches Verfahren, bei dem der Heißpreßvorgang in zwei Schritten verwendet wird. Es kann jedoch nicht geleugnet werden, daß dieses Verfahren bei der tatsächlichen Massenproduktion sehr uneffektiv ist.
Außerdem sind gemäß diesem Verfahren die Kristallkörner bei einer relativ hohen Temperatur von beispielsweise mehr als 800ºC deutlich gröber, was die Koerzitivkraft iHc so stark verringert, daß man keinen praktisch anwendbaren Dauermagneten erhält.
Ein weiteres Verfahren (4) zum Herstellen eines Dauermagneten ist in der französischen Patentveröffentlichung Nr. 2 586 323 beschrieben. Bei dieser Offenbarung wird ein Verfahren verwendet, das aufweist: Schmelzen einer Legierung, Gießen der geschmolzenen Legierung in eine Form, die sie formt, und entweder Warmverformen vor dem Formen oder Aufbringen eines Harzes danach. Dieses Verfahren ergibt einen Dauermagneten, der die Probleme der Oxidation und die Notwendigkeit, einen Rohling zu handhaben, überwindet. Der resultierende Dauermagnet hat auch gering verbesserte magnetische Eigenschaften gegenüber den vorherigen Verfahren (1), (2) und (3). Die Verbesserung ist jedoch nicht bedeutsam, und die Wichtigkeit derartiger Magneten vorausgesetzt werden bessere magnetische Eigenschaften als wesentlich angesehen. Ein derartiger Magnet leidet jedoch noch an dem Nachteil, daß die Koerzitivkraft unannehmbar niedrig ist, da die Kristallkörner relativ winzig sind.
Die vorliegende Erfindung strebt danach, die oben beschriebenen Nachteile bekannter Verfahren zu eliminieren und einen Dauermagneten mit hoher Leistung und geringen Kosten sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung zu schaffen.
Nach einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren geschaffen, wie in Anspruch 1 wiedergegeben.
Nach einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren geschaffen, wie in Anspruch 2 wiedergegeben.
Nach einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Dauermagnet geschaffen, wie in Anspruch 12 wiedergegeben.
Wie vorhergehend beschrieben, besitzen die bekannten Verfahren zum Herstellen von Seltenerdelement-Eisenmagneten ernste Schwächen, wie die Schwierigkeit beim Umgang mit feingemahlenem Pulver und die geringe Rentabilität.
Um diese Schwächen abzumildern, wurden Verfahren zum Herstellen von Magneten im Ganzen untersucht, und es wurde festgestellt, daß es möglich ist, eine ausreichende Koerzitivkraft zu erhalten durch Gießen eines Rohmaterials, das ein Seltenerdenelement, ein Übergangsmetall und Bor als die Hauptbestandteile enthält, so daß man eine feine säulenförmige Makrostruktur hat, durch Warmverformen des Gußkörpers, um den Magneten anisotrop zu machen, und durch Wärmebehandeln des Magneten.
Um dies mehr im einzelnen zu sagen:
(1) Da die Makrostruktur des Gußkörpers eine feine säulenförmige Struktur besitzt, ist es möglich, einen Magneten mit ebener Anisotropie (das Ausmaß der Ausrichtung der Achse leichter Magnetisierbarkeit ist etwa 70%) nur durch Wärmebehandlung des Magneten in dem gegossenen Zustand herzustellen;
(2) da die Makrostruktur des Gußkörpers eine feine säulenförmige Struktur besitzt, beschleunigt das Warmverformen den Vorgang des uniaxial-anisotrop Machens des Magneten und erhöht dadurch deutlich das Ausmaß der Ausrichtung der Achsen der leichten Magnetisierbarkeit; und
(3) als Folge von (1) und (2) ist es möglich, einen Hochleistungsmagneten herzustellen, ohne den Schritt, die Legierung in eine pulverisierte Form zu bringen, die schwierig zu handhaben ist, so daß Wärmebehandlung und strenge Kontrolle der Atmosphäre ausgelassen werden können und dadurch die Rentabilität eines Magneten gesteigert werden kann und die Ausrüstungskosten wesentlich reduziert werden können.
Als optimale Zusammensetzung eines R-Fe-B Magneten wird herkömmlicherweise R&sub1;&sub5;Fe&sub7;&sub7;B&sub8; angesehen, wie in der vorangehenden Referenz 2 beschrieben. Diese Zusammensetzung ist R- und B-reicher als die Zusammensetzung R&sub2;Fe82.4B5.9,, die man durch Berechnen der Hauptphasenverbindung R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B nach Prozenten erhält. Das kommt daher, weil eine nichtmagnetische Phase wie eine R-reiche Phase und eine B-reiche Phase sowie die Hauptphase notwendig sind, um eine Koerzitivkraft zu erhalten.
Demgegenüber wird bei der geeigneten Zusammensetzung mit der vorliegenden Erfindung der Maximalwert der Koerzitivkraft erreicht, wenn der B-Gehalt niedriger ist als der Gehalt an Hauptphase. Bisher wurde dieser Zusammensetzungsbereich nicht sehr in Erwägung gezogen, weil die Koerzitivkraft deutlich reduziert wird, wenn ein Sinterprozeß verwendet wird.
Wenn jedoch ein Gießprozeß angenommen wird, kann man die Koerzitivkraft leicht erhalten, wenn der B-Gehalt niedriger ist als die stöchiometrische Zusammensetzung, und schwierig erhalten, wenn der B-Gehalt größer ist.
Man glaubt, daß der Grund für dieses Phänomen folgender ist:
Der Mechanismus der Koerzitivkraft richtet sich, ob ein Sinterprozeß oder ein Gießprozeß eingesetzt wird, nach dem Keimbildungsmodell. Das wird aus der Tatsache deutlich, daß die Anfangs-Magnetisierungskurven der Koerzitivkräfte bei beiden Fällen einen steilen- Anstieg zeigen, wie die von SmCo&sub5;.
Die Koerzitivkraft eines Magneten dieses Typs richtet sich im wesentlichen nach dem Modell einer einzigen magnetischen Domäne. Mit anderen Worten, wenn in diesem Fall eine R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Verbindung mit einer magnetischen Anisotropie großer Kristalle zu groß ist, hat der Magnet eine Magnetdomänenwand in den Kristallkörnern, so daß Ummagnetisierung durch die Bewegung der magnetischen Wand einfach erfolgt und dadurch die Koerzitivkraft verringert wird.
Wenn andererseits die Kristallkörner auf weniger als eine bestimmte Abmessung verkleinert sind, gibt es in den Körnern keine magnetische Wand, und da die Ummagnetisierung nur durch Drehen bewirkt wird, wird die Koerzitivkraft groß.
Kurz gesagt, um eine passende Koerzitivkraft zu erhalten, ist es nötig, daß die R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase einen passenden Korndurchmesser besitzt. Der passende Korndurchmesser ist etwa 10 um, und bei einem Magnet des Sintertyps ist es möglich, den Korndurchmesser durch Anpassen der Korngröße des Pulvers vor dem Sintern zu bestimmen.
Andererseits muß beim Einsatz des Gießprozesses die Aufmerksamkeit der Zusammensetzung und dem Erstarrungsvorgang gelten, da die Größe der Kristallkörner der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase bei dem Schritt des Erstarrens des geschmolzenen Materials festgelegt wird.
Besonders die Zusammensetzung hat einen großen Einfluß auf die Korngröße, und, wenn nicht weniger als 8 At-% von B enthalten sind, neigt die R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase als Guß dazu, grobe Körner zu besitzen, so daß es schwierig ist, eine gute Koerzitivkraft zu erhalten, wenn nicht die Abkühlrate mehr als üblich erhöht wird.
Andererseits ist es in einem Bereich mit wenig Bor einfach, feinere Kristallkörner durch Auswahl einer passenden Form, durch Steuern der Gußtemperatur, etc. zu erhalten. Man kann von einem anderen Standpunkt aus sagen, daß dieser Bereich eine Phase ist, die reicher an Fe ist als die R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase, und daß bei dem Erstarrungsschritt Fe zuerst auskristallisiert als Primärkristall und nachfolgend die R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase durch peritektische Reaktion auftritt. Dabei erstarrt die R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase um den Primärkristall Fe, da die Abkühlrate viel größer ist als die Gleichgewichtsreaktion. In diesem Zusammensetzungsbereich ist eine B- reichere Phase, wie eine R&sub1;&sub5;Fe&sub7;&sub7;B&sub8; Phase, die eine typische Zusammensetzung eines Magnets des Sintertyps ist, fast zu vernachlässigen, da weniger B vorhanden ist. Die Wärmebehandlung wird ausgeführt, um den Primärkristall Fe zu diffundieren und so den Gleichgewichtszustand zu erreichen. Die Koerzitivkraft hängt stark von der Diffusion der Fe Phase ab.
Der Grund, warum bei der vorliegenden Erfindung eine säulenförmige Makrostruktur verwendet wird, wird nun erklärt.
Wie vorangehend beschrieben, hat die Annahme der säulenförmigen Struktur zwei Effekte; der eine ist, daß sie den Dauermagneten eine ebene Anisotropie besitzen läßt, und der andere ist, daß sie den Dauermagneten befähigt, während des Warmverformens eine hohe Leistung zu erhalten.
Der erste Effekt wird zuerst erklärt. Die intermetallische Verbindung R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B, die die Quelle des Magnetismus des R-Fe-B Magneten wird, besitzt die Eigenschaft, daß sie die Achse der leichten Magnetisierbarkeit C in einer Ebene rechtwinklig zu den säulenförmigen Kristallen verteilt, wenn die säulenförmigen Strukturen wachsen. Mit anderen Worten, die C-Achse liegt nicht in der Richtung des säulenförmigen Kristallwachstums, sondern ist in einer dazu rechtwinkligen Ebene, was heißt, daß der Dauermagnet Anisotropie in einer Ebene besitzt. Dieser Dauermagnet besitzt natürlich und sehr vorteilhaft eine höhere Leistung als ein Dauermagnet, der eine uniaxiale Makrostruktur besitzt. Selbst wenn die säulenförmige Struktur genommen wird, muß der Korndurchmesser hinsichtlich der Koerzitivkraft fein sein, und es ist deshalb erwünscht, daß der B Gehalt gering ist.
Einer säulenförmigen Struktur verbessert außerdem die Wirkung des Warmverformens auf das Zustandebringen der Anisotropie. Wenn der Grad der magnetischen Ausrichtung definiert ist als:
wobei Bx, By, Bz die remanente magnetische Flußdichte in den Richtungen x, y bzw. z bezeichnen, ist der Grad der magnetischen Ausrichtung bei dem isotropen Magneten ungefähr 60% und bei dem eben anisotropen Magnet ungefähr 70%. Die Wirkung des Warmverformens auf das Zustandebringen der Anisotropie (Verbessern des Grads der magnetischen Ausrichtung) besteht ohne Rücksicht auf den Grad der magnetischen Ausrichtung des verarbeiteten Materials, aber je höher der Grad der magnetischen Ausrichtung des ursprünglichen Materials ist, desto höher ist der Grad der magnetischen Ausrichtung des fertig verarbeiteten Materials. Deshalb ist eine Erhöhung des Grads der magnetischen Ausrichtung des ursprünglichen Materials durch säulenförmige Struktur wirksam, um schließlich einen anisotropen Magneten mit hoher Leistung zu erhalten.
Ein bevorzugter Zusammensetzungsbereich eines Dauermagneten gemäß der vorliegenden Erfindung wird nun erklärt.
Als Seltenerdenelement wird mindestens eines verwendet, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu besteht. Pr erzeugt die größte magnetische Leistung.
In der Praxis werden Pr, eine Pr-Nd Legierung, eine Ce-Pr-Nd Legierung, etc. verwendet. Die Zugabe einer geringen Menge eines Elements, z. B. von schweren Seltenerdelementen wie Dy, Tb und von Al, Mo, Si, etc., verbessert die Koerzitivkraft.
Die Hauptphase eines R-Fe-B Magneten ist R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B. Deshalb ist es, wenn der R Gehalt geringer ist als ungefähr 8 At- %, unmöglich, die oben beschriebene Zusammensetzung zu bilden, und der Magnet besitzt eine kubische Struktur, die gleiche wie eine Alpha-Eisen Magnet, so daß es unmöglich ist, gute magnetische Eigenschaften zu erhalten.
Wenn andererseits der R Gehalt 30 At-% überschreitet, nimmt eine nichtmagnetische R-reiche Phase zu und verringert dadurch die magnetischen Eigenschaften erheblich. Der passende Bereich für R ist deshalb 8 bis 30 At- % Bei der vorliegenden Erfindung ist der R Gehalt vorzugsweise 8 bis 25 At- %, da der Magnet durch Gießen hergestellt wird.
B ist wesentlich zum Bilden einer R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase, und wenn der B Gehalt geringer ist als 2 At- %, wird eine rhomboedrische R-Fe Struktur gebildet, so daß man keine hohe Koerzitivkraft erwartet. Wenn andererseits der B Gehalt 28 At-% überschreitet, nimmt eine nichtmagnetische B-reiche Phase zu und verringert die remanente magnetische Flußdichte erheblich. Bei einem gegossenen Magneten ist der B Gehalt vorzugsweise 2 bis 8 At- %. Wenn er 8 At- % überschreitet, ist es schwierig, eine feine R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase zu erhalten, so daß die Koerzitivkraft reduziert ist.
Co ist ein wirksames Element zum Erhöhen des Curiepunkts eines R- Fe-B Magneten. Grundsätzlich wird der Platz des Fe durch Co substituiert, um R&sub2;Co&sub1;&sub4;B zu bilden, aber diese Verbindung hat eine kleine magnetische Kristallanisotropie, und bei einer Mengenzunahme nimmt die Koerzitivkraft des Magneten als Ganzes ab. Deshalb ist es, um eine Koerzitivkraft nicht unter 1 KOe zu schaffen, vorzuziehen, nicht mehr als 50 At-% Co zu verwenden.
Al besitzt die Wirkung, die Koerzitivkraft zu erhöhen (Referenz 6: Zhang Moacai et al: Proceedings of the 8th International Workshop of Rare-Earth Magnets, S. 541(1985)).
Referenz 6 zeigt die Wirkung von Aluminium auf einen gesinterten Magneten, aber die gleiche Wirkung wird bei einem gegossenen Magneten erzeugt. Da jedoch Al ein nichtmagnetisches Element ist, wird, wenn die hinzuzufügenden Al Menge erhöht wird, die remanente magnetische Flußdichte verringert. Wenn die Menge 15 At-% überschreitet, wird die remanente magnetische Flußdichte so weit verringert, daß sie nicht größer ist als die eines harten Ferriten, und die Rolle eines Seltenerdmagnets, der eine hohe Leistung besitzt, wird nicht erzielt. Deshalb ist die Menge des hinzuzufügenden Al nicht größer als 15 At-%
Die Erfindung wird nur beispielhaft in der begleitenden Zeichnung erläutert, die ein Flußdiagramm der Herstellung eines R-Fe-B Magneten gemäß der vorliegenden Erfindung ist.
Eine Legierung mit der in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzung wurde zuerst in einem Induktionsofen geschmolzen und in eine Eisenform gegossen, um eine säulenförmige Struktur zu bilden.
Das Gußstück wurde bei 1000ºC 24 Stunden lang zum magnetischen Härten geglüht.
Bei einem Magneten des Gußtyps wurde das Gußstück geschnitten und in diesem Zustand geschliffen, und dadurch wurde ein Magnet mit einer ebenen Anisotropie erhalten durch Ausnutzen der Anisotropie der säulenförmigen Kristalle.
Bei einem Magneten des isotropen Typs wurde der Gußkörper vor dem Glühen war verformt.
Bei dieser Ausführungsform wurde ein Heißpreßverfahren zum Warmverformen verwendet. Die Prozeßtemperatur war 1000ºC.
Die durch Gießen der entsprechenden Legierungen und durch weiteres Heißpreßen der gegossenen Legierungen erhaltenen magnetischen Eigenschaften sind in Tabelle 2 gezeigt.
Pr&sub1;&sub4;Fe&sub8;&sub2;B&sub4;&sub1;, das unter diesen die höchste Leistung hatte, und Nd&sub1;&sub5;Fe&sub7;&sub7;B&sub8;, was bei der Referenz 2 die optimale Zusammensetzung war, wurden in eine Eisenform zum Bilden einer säulenförmigen Struktur gegossen, in eine vibrierende Form gegossen, um eine equiaxiale Struktur zu bilden, und in eine keramische Form gegossen, um grobe Körner zu bilden. Die magnetischen Eigenschaften der entsprechenden Magnete wurden miteinander verglichen, und die Ergebnisse sind in Tabelle 3 dargestellt. TABELLE 1
Nr. Zusammensetzung
1 Pr&sub8;Fe&sub8;&sub8;B&sub4;
2 Pr&sub1;&sub4;Fe&sub8;&sub2;B&sub4;
3 Pr&sub2;&sub0;Fe&sub7;&sub6;B&sub4;
4 Pr&sub2;&sub5;Fe&sub7;&sub1;B&sub4;
5 Pr&sub1;&sub4;Fe&sub8;&sub4;B&sub2;
6 Pr&sub1;&sub4;Fe&sub8;&sub0;B&sub6;
7 Pr&sub1;&sub4;Fe&sub7;&sub6;B&sub8;
8 Pr&sub1;&sub4;Fe&sub7;&sub2;Co&sub1;&sub0;3&sub4;
9 Pr&sub1;&sub4;Fe&sub5;&sub7;Co&sub2;&sub5;B&sub4;
10 Pr&sub1;&sub4;Fe&sub4;&sub2;Co&sub4;&sub0;8&sub4;
11 Pr&sub1;&sub3;Dy&sub2;Fe&sub8;&sub1;B&sub4;
12 Pr&sub1;&sub4;Fe&sub8;&sub0;B&sub4;Si&sub2;
13 Pr&sub1;&sub4;Fe&sub7;&sub8;Al&sub4;B&sub4;
14 Pr&sub1;&sub4;Fe&sub7;&sub8;MO&sub4;B&sub4;
15 Nd&sub1;&sub4;Fe&sub8;&sub2;B&sub4;
16 Ce&sub3;Nd&sub3;P&sub8;Fe&sub8;&sub2;B&sub4;
17 Nd&sub1;&sub4;Fe&sub7;&sub6;Al&sub4;B&sub4;
18 Pr&sub1;&sub4;Fe&sub8;&sub0;Ni&sub2;B&sub4;
19 Pr&sub1;&sub4;Fe&sub8;&sub0;Cu&sub2;B&sub4; TABELLE 2 Gußtyp Warmverformungstyp Nr. TABELLE 3 Guß Typ Orientierungsgrad Warmverformungs Typ Eisenform Vibrierende Form Keramikform Eisenform * 1 Oe = 79,6 A/m 1 MGOe = 7,96 kJ/m³
Aus Tabelle 3 wird klar, daß die Zusammensetzungen, die eine geringere Menge von B enthalten, eine höhere magnetische Leistung zeigen.
Zusätzlich wird beobachtet, daß alle magnetischen Eigenschaften, wie die Koerzitivkraft iHc, das maximale Energieprodukt (BH)max und der Grad der magnetischen Ausrichtung, bei einer säulenförmigen Struktur, die durch ein Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung gebildet wurde, vorzüglicher sind, als die der anderen Magneten, sowohl in Form eines Gußstücks als auch nachdem sie dem Warmverformen unterworfen wurden.
Wie vorangehend beschrieben, ist es gemäß einem Verfahren zum Herstellen eines Dauermagneten gemäß der vorliegenden Erfindung möglich, einen Hochleistungsmagneten nur durch Wärmebehandeln eines Gußstücks zu erhalten, ohne es zu pulverisieren, und dadurch vorteilhaft die Rentabilität zu vergrößern.

Claims

1. Verfahren zum Herstellen eines Dauermagneten, der aus mindestens einem Seltenerdelement, mindestens einem Übergangsmetall und Bor als den Hauptbestandteilen besteht, gekennzeichnet durch, Gießen eines die Hauptbestandteile enthaltenden Rohmaterials, um einen Gußkörper mit einer säulenförmigen Makrostruktur herzustellen, so daß der Gußkörper eben anisotrop ist, und nachfolgend Warmverformen des Körpers bei einer Temperatur nicht unter 500ºC, um die Kristallachsen der Kristallkörner in eine bestimmte Richtung auszurichten, um einen uniaxialen, anisotropen Magneten herzustellen.

2. Verfahren zum Herstellen eines Dauermagneten, der aus mindestens einem Seltenerdelement, mindestens einem Übergangsmetall und Bor als den Hauptbestandteilen besteht, gekennzeichnet durch, Gießen eines die Hauptbestandteile enthaltenden Rohmaterials, um einen Gußkörper mit einer säulenförmigen Makrostruktur herzustellen, so daß der Gußkörper eben anisotrop ist, und nachfolgend Wärmebehandeln des Gußkörpers bei einer Temperatur nicht unter 250ºC.

3. Verfahren nach Anspruch 2, welches Warmverformen des Gußkörpers bei einer Temperatur nicht unter 500ºC einschließt.

4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Seltenerdelement mindestens eines ist, das aus der Gruppe, die aus Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu besteht, ausgewählt ist.

5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das (die) Seltenerdelement(e) in einer Menge zwischen 8 und 30 At-% vorhanden ist (sind).

6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß das (die) Seltenerdelement(e) in einer Menge zwischen 8 und 25 At-% vorhanden ist (sind).

7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß B in einer Menge zwischen 2 und 8 At-% vorhanden ist.

8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Übergangsmetall Fe oder Co ist.

9. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Menge des (der) vorhandenen Übergangsmetalls(metalle) größer ist als 50 At-%.

10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, gekennzeichnet durch Vorhandensein von Al.

11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die Menge des vorhandenen Al geringer ist als 15 At- %.

12. Dauermagnet, herstellt gemäß dem Verfahren eines der vorhergehenden Ansprüche.