DE3752160T2

DE3752160T2 - Magnetische Legierung und Herstellungsverfahren

Info

Publication number: DE3752160T2
Application number: DE3752160T
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: 1998-04-16
Anticipated expiration: 2007-09-29
Also published as: ATE109921T1; DE3750367T2; DE3750367D1; EP0288637A2; EP0288637B1; EP0288637A3; ATE162001T1; DE3752160D1; US5076861A

Description

Diese Erfindung betrifft Magnetlegierungen und Verfahren zu deren Herstellung.
Magnetlegierungen und insbesondere daraus hergestellte Permanentmagnete werden in einem großen Gebiet, von Haushaltselektrogeräten zu peripheren Konsoleneinheiten von Großcomputern, verwendet.
Mit einem in vergangener Zeit wachsenden Bedarf für kleinere und wirkungsvollere Elektrogeräte wurde es zunehmend notwendig, daß Permanentmagnete ein immer höheres Leistungsvermögen aufweisen. Typische, derzeit verwendete Magnete sind Alnico, Hartferritmagnete und Seltenerd-Übergangsmetall-Magnete. Insbesondere kann ein R-Co- (R bezeichnet ein Seltenerdelement) Permanentmagnet und ein R-Fe-B-Permanentmagnet, welche Seltenerd-Übergangsmetall Magnete sind, eine hohe magnetische Leistung erzeugen, so daß bis jetzt eine große Menge Forschung in bezug auf diese durchgeführt worden ist.
Beispielsweise wurden die folgenden Verfahren zur Herstellung eines R-Fe-B-Permanentmagneten entwickelt:
(1) Sintern eines R-Fe-B-Materials unter Verwendung einer Pulvermetallurgie-Technik (Druckschriften 1 und 2).
(2) Ein schnellabgeschrecktes dünnes Fragment mit einer Dicke von etwa 30 µm (Mikrometer) wird durch eine Schmelzspinnvorrichtung, die zur Herstellung einer amorphen Legierung verwendetet wird, hergestellt. Aus dem dünnen Fragment wird ein Magnet durch Kunstharzbindung hergestellt (Druckschriften 3 und 4).
(3) Mechanisches Ausrichten eines durch Verfahren 2 erhaltenen schnellabgeschreckten dünnen Fragments durch ein zweistufiges Warmpressverfahren (Druckschriften 4 und 5).
Druckschrift 1: japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 46008/1984.
Druckschrift 2: M. Sagawa, S, Fujimura, N. Togawa, H. Yamamoto und Y. Matushita: J. Api. Phys. Vol 55(6), 15. März, S. 2083 (1984).
Druckschrift 3: japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 211549/1983
Druckschrift 4: R.W. Lee: Appl. Phys. Lett. Vol 46(8), 15. April, S. 790 (1985).
Druckschrift 5: japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 100402/1985
Bei Verfahren (1) wird zunächst ein Legierungsbarren durch Schmelzen und Gießen hergestellt und pulverisiert, um ein Metailpulver mit einer geeigneten Teilchengröße (mehrere Mikrometer) zu erhalten. Es wird Pulver zusammen mit zur Formung zugesetzten Bindemittel benötigt, und es wird in einem magnetischen Feld gepreßt um einen Formkörper zu erhalten. Der Formkörper wird bei annähernd 1100ºC in einer Argon-Atmosphäre während 1 Stunde gesintert und danach auf Raumtemperatur schnellabgeschreckt. Nach dem Sintern wird der Sinterkörper bei annähernd 600ºC wärmebehandelt um die Koerzitivkraft zu verbessern.
Bei Verfahren (2) wird zunächst unter Verwendung einer Schmelzspinnvorrichtung bei einer optimalen Substratgeschwindigkeit ein schnellabgeschrecktes dünnes Fragment einer R-Fe-B-Legierung hergestellt. Das derart erhaltene bandartige dünne Fragment mit einer Dicke von 30 µm (Mikrometer) ist ein Aggregat von Kristallen mit einem Durchmesser von nicht mehr als 100 nm (1000 Angström). Es ist spröde und leicht zerbrechlich. Da die Kristallkörner isotrop verteilt sind, ist das dünne Fragment magnetisch isotrop. Das dünne Fragment wird auf eine geeignete Teilchengröße pulverisiert und mit einem Harz geknetet. Das Gemisch wird danach gepreßt.
Verfahren (3) erzeugt einen dichten, Anisotropie aufweisenden R-Fe-B-Magneten durch Aussetzen des nach Verfahren (2) erhaltenen schnellabgeschreckten, dünnen Fragments einem sogenannten zweistufigen Warmpressverfahren in Vakuum oder in einer Inertgasatmosphäre.
Während des Warmpressverfahrens wird einachsiger Druck angelegt um die einfache Magnetisierungsachse parallel zur Druckrichtung auszurichten und den Magneten anisotrop zu machen.
Es ist so ausgelegt, daß die Kristallkörner des durch die Schmelzspinnvorrichtung erzeugten dünnen Fragments einen kleineren Korndurchmesser aufweisen als den Korndurchmesser derjenigen Kristallkörner, welche die größte Koerzitivkraft aufweisen, so daß der optimale Korndurchmesser erhalten wird, wenn die Kristallkörner während des nachfolgenden Warmpressverfahrens vergröbert werden.
Obwohl die vorstehend beschriebenen Verfahren aus dem bekannten Stand der Technik zur Herstellung von Permanentmagneten, die als Hauptbestandteile ein Seltenerdelement, Eisen und Bor enthalten, verwendet werden können, weisen sie die folgenden Nachteile auf.
Verfahren (1) erfordert den Schritt, eine Legierung zu pulverisieren. Da eine R-Fe-B-Legierung gegenüber Sauerstoff sehr aktiv ist, beschleunigt der Pulverisierungsschritt noch eine Oxidation, wodurch die Sauerstoffkonzentration des Sinterkörpers nachteilig erhöht wird. Weiterhin muß bei der Formung des Pulvers ein Formungs-Zusatzstoff wie etwa Zinkstearat verwendet werden. Der Formungs-Zusatzstoff wird vor dem Sinterschritt aus dem Formkörper entfernt, aber mehrere Prozent davon verbleiben in Form von Kohlenstoff im Magneten.
Dieser Kohlenstoff erniedrigt in ungünstiger Weise das magnetische Leistungsvermögen der R-Fe-B-Legierung erheblich.
Der durch Druckformen der Legierung mit dem dazu zugesetzten Formungs-Zusatzstoff erhaltene Formkörper wird als Grünkörper bezeichnet, der sehr spröde und schwierig zu handhaben ist. Es ist daher nachteilig ein großer Arbeitsaufwand erforderlich, die Grünkörper in einer ordentlich angeordneten Form in einen Sinterofen einzubringen. Die Herstellung eines R-Fe-B- Permanentmagneten erfordert somit im allgemeinen nicht nur eine kostenaufwendige Ausrüstung, sondern sie hat auch eine niedrige Produktivität, was hohe Herstellungskosten zur Folge hat. Es kann daher nicht behauptet werden, daß Verfahren (1) in der Lage ist die Vorzüge eines R-Fe-B-Magneten, der in bezug auf die Materialkosten verhältnismäßig kostengünstig ist, in bester Weise zu nutzen.
Sowohl Verfahren (2) als auch Verfahren (3) verwendet eine Vakuum-Schmelzspinnvorrichtung. Diese Vorrichtung hat eine sehr niedrige Produktivität und ist derzeit sehr kostenaufwendig.
Verfahren (2), das sich ein Kunstharzbindeverfahren zu eigen macht, erzeugt einen Magneten mit theoretischer Isotropie und somit ein Niederenergie-Erzeugnis. Da das Quadrat der Hysterese-Schleife nicht gut ist, ist dieser Magnet sowohl hinsichtlich der Temperatureigenschaften als auch der Verwendung nachteilig.
Verfahren (3) ist ein einzigartiges Verfahren, indem das Warmpressverfahren in zwei Stufen verwendet wird. Es kann jedoch nicht geleugnet werden, daß dieses Verfahren bei tatsächlicher Massenproduktion sehr uneffizient ist.
Weiterhin weisen die Kristallkörner gemäß diesem Verfahren bei einer relativ hohen Temperatur von beispielsweise mehr als 800ºC eine beträchtliche Grobheit auf, wodurch die Koerzitivkraft iHc derart stark erniedrigt wird, daß ein praktisch verwendbarer Permanentmagnet nicht erhältlich ist.
Ein weiteres Verfahren (4) zur Herstellung eines Permanentmagneten ist in der französischen Patentveröffentlichung Nr. 2 586 323 offenbart. In dieser Offenbarung wird ein Verfahren verwendet umfassend das Schmelzen einer Legierung, Gießen der geschmolzenen Legierung in eine Form, ihr Guß und entweder Warmbearbeiten vor dem Guß oder Aufbringen eines Harzes danach. Dieses Verfahren führt zu einem Permanentmagneten, wobei Oxidationsprobleme und die Erfordernis einen Grünkörper zu handhaben überwunden werden. Der entstandene Permanentmagnet weist auch gegenüber den vorstehenden Verfahren (1), (2) und (3) geringfügig verbesserte magnetische Eigenschaften auf. Die Verbesserung ist jedoch nicht erheblich und angesichts der Bedeutung derartiger Magnete werden bessere magnetische Eigenschaften als essentiell erachtet. Weiterhin weist ein derartiger Magnet immer noch den Nachteil einer nicht akzeptabel niedrigen Koerzitivkraft auf, da die Kristallkörner relativ klein sind.
Die vorliegende Erfindung zielt darauf ab, die vorstehend beschriebenen Nachteile der bekannten Verfahren zu beseitigen und eine Magnetlegierung und ein Verfahren zu deren Herstellung bereitzustellen, welche in einfacher Weise bei der Herstellung eines kostengünstigen Permanentmagneten mit hohem Leistungsvermögen verwendet werden können.
Gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird eine Seltenerd-Eisen-Bor Magnetlegierung nach Anspruch 1 bereitgestellt.
Gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zur Herstellung einer Seltenerd-Eisen-Bor Magnetlegierung nach Anspruch 11 bereitgestellt.
Wie vorstehend beschrieben weisen die bekannten Verfahren zur Herstellung von Seltenerd-Eisen Magneten schwerwiegende Nachteile auf, wie etwa die Schwierigkeit der Handhabung von pulverisiertem Pulver und eine niedrige Produktivität.
Um diese Nachteile zu vermindern wurden Verfahren zur Herstellung von Magneten in einem Massenzustand untersucht und es wurde festgestellt, daß es möglich ist eine ausreichende Koerzitivkraft zu erhalten durch Gießen eines Rohmaterials, enthaltend ein Seltenerdelement, ein Übergangsmetall und Bor als die Hauptbestandteile, so daß es eine feine Stengelmakrostruktur bzw. säulenförmige Makrostruktur aufweist. Um einen Magneten herzustellen wird das Gußmaterial wärmebearbeitet um den Magneten anisotrop zu machen und der Magnet wird danach wärmebehandelt. Um dies detaillierter auszuführen:
(1) Da die Makrostruktur des Gußkörpers eine feine Stengelstruktur hat, ist es möglich einen Magneten mit planarer Anisotropie dadurch herzustellen (der Grad der Ausrichtung der einfachen Magnetisierungsachse beträgt etwa 70%), daß der Magnet im gegossenen Zustand einfach wärmebehandelt wird.
(2) Da die Makrostruktur des Gußkörpers eine feine Stengelstruktur hat, beschleunigt eine Warmbearbeitung den Vorgang, den Magneten einachsig anisotrop zu machen, wodurch der Grad der Ausrichtung der einfachen Magnetisierungsachse erheblich verstärkt wird, und
(3) infolge von (1) und (2) ist es möglich einen Magneten mit hohem Leistungsvermögen herzustellen ohne den Schritt, den Magneten in Pulverform, welche schwierig zu handhaben ist, zu überführen, so daß eine Wärmebehandlung und eine strikte Kontrolle der Atmosphäre entfällt, wodurch die Produktivität eines Magneten verbessert wird und der Kostenaufwand für die Ausrüstung erheblich verringert wird.
Üblicherweise wird angenommen, daß die optimale Zusammensetzung für einen R-Fe-B-Magneten wird R&sub1;&sub5;Fe&sub7;&sub7;B&sub8; ist, wie in Druckschrift 2 vorstehend beschrieben. Bei dieser Zusammensetzung liegen R und B in einem höheren Anteil vor als in der Zusammensetzung R2Fe82,4B5,9, welche erhalten wird durch Berechnung der Hauptphasenverbindung R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B in prozentualen Anteilen. Dies beruht darauf, daß sowohl eine nicht-magnetische Phase, wie etwa eine R-reiche Phase und eine B-reiche Phase, als auch die Hauptphase notwendig sind um eine Koerzitivkraft zu erhalten.
Im Gegensatz dazu wird in der geeigneten Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung der maximale Wert für die Koerzitivkraft erhalten, wenn der Gehalt von B geringer ist als der in der Hauptphase. Üblicherweise wurde dieser Zusammensetzungsbereich nicht in größerem Umfang in Erwägung gezogen, da die Koerzitivkraft stark verringert wird, wenn ein Sinterverfahren verwendet wird.
Wenn jedoch ein Gußverfahren angewandt wird, ist die Koerzitivkraft einfach zu erhalten, wenn der Gehalt von B niedriger ist als in der stöchiometrischen Zusammensetzung, und sie ist schwierig zu erhalten, wenn der Gehalt von B höher ist.
Es wird angenommen, daß der Grund für dieses Phänomen wie folgt ist:
Unabhängig davon, ob das Sinterverfahren oder das Gußverfahren angewandt wird, entspricht der Mechanismus der Koerzitivkraft selbst dem Modell der Kristallisationskeimbildung. Dies ist offensichtlich aus der Tatsache, daß die Anfangsmagnetisierungskurven der Koerzitivkräfte in beiden Fällen einen steilen Anstieg zeigen, wie etwa diejenigen von SmCo&sub5;.
Die Koerzitivkraft eines Magneten dieses Typs entspricht im wesentlichen dem Modell einer einzelnen magnetischen Domäne. In anderen Worten gilt für diesen Fall, daß wenn eine R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Verbindung mit magnetischer Anisotropie eines großen Kristalls zu groß ist, der Magnet eine Grenze der magnetischen Domäne in den Kristallkörnern aufweist, so daß durch eine Verschiebung der magnetischen Grenze leicht eine reverse Magnetisierung verursacht wird, wodurch die Koerzitivkraft verringert wird.
Andererseits liegen, wenn die Kristallkörner auf eine geringere als eine bestimmte Abmessung verkleinert werden, in den Körnern keine magnetischen Grenzen vor, und da reverse Magnetisierung nur durch Rotation verursacht wird, nimmt die Koerzitivkraft einen hohen Wert an.
In kurzen Worten ist es notwendig, um eine geeignete Koerzitivkraft zu erhalten, daß die R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase einen geeigneten Korndurchmesser aufweist. Der geeignete Korndurchmesser beträgt etwa 10 µm (Mikrometer) und bei einem Magneten vom Sintertyp ist es möglich den Korndurchmesser festzulegen durch Einstellen der Korngröße des Pulvers vor dem Sintern.
Andererseits muß bei Anwendung eines Gießverfahrens Aufmerksamkeit in bezug auf die Zusammensetzung und den Erstarrungsvorgang aufgebracht werden, da die Größe der Kristallkörner der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase im Erstarrungsschritt des geschmolzenen Materials festgelegt wird.
Insbesondere hat die Zusammensetzung einen großen Einfluß auf die Korngröße, und wenn nicht weniger als 8 Atomprozent B aufgenommen werden neigt die nach dem Guß vorliegende R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase zu Ausbildung grober Körner, so daß es schwierig ist eine gute Koerzitivkraft zu erhalten, sofern nicht die Abschreckrate über das übliche hinaus erhöht wird.
Andererseits ist es in einem Bereich mit niedrigem Borgehalt einfach feinere Kristallkörner zu erhalten durch Auswahl einer geeigneten Gießform, Steuerung der Gießtemperatur, etc.. Dieser Bereich kann unter einer anderen Blickrichtung als eine an Fe reichere Phase als die R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase bezeichnet werden, und im Erstarrungsschritt wird zunächst Fe als ein Primärkristall auskristallisiert und danach erscheint die R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase durch peritektische Reaktion. Zu diesem Zeitpunkt erstarrt die R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase um den Primärkristall Fe herum, da die Abschreckrate erheblich höher ist als die Gleichgewichtsreaktion. In diesem Zusammensetzungsbereich ist, da B in geringer Menge vorliegt, eine an B reichere Phase, wie etwa eine R&sub1;&sub5;Fe&sub7;&sub7;B&sub8; Phase, die eine für einen Magneten vom Sintertyp typische Zusammensetzung ist, praktisch vernachlässigbar. Die Wärmebehandlung wird durchgeführt um den Fe Primärkristall zu diffundieren, um einen Gleichgewichtszustand zu erhalten, wobei die Koerzitivkraft in hohem Maße von der Diffusion der Fe Phase abhängt.
Es wird nunmehr erläutert, warum in der vorliegenden Erfindung eine Stengelmakrostruktur verwendet wird.
Wie vorstehend beschrieben hat eine Einführung der Stengelstruktur zwei Wirkungen; zum einen ermöglicht sie einen Permanentmagneten mit planarer Anisotropie und zum anderen ermöglicht sie es während der Warmbearbeitung einen Permanentmagneten mit hohem Leistungsvermögen zu erhalten.
Die erstere Wirkung, wird zunächst erläutert. Die intermetallische Verbindung R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B, die der Ursprung des Magnetismus eines R-Fe-B-Magneten wird, hat die Eigenschaft die einfache Magnetisierungsachse C in einer Ebene senkrecht zu den Stengeikristallen auszurichten, wenn diese Stengelstrukturen gebildet werden. In anderen Worten liegt die C-Achse nicht in der Richtung des Stengelkristall-Wachstums, sondern in einer dazu senkrecht liegenden Ebene, der Permanentmagnet weist demnach Anisotropie in einer Ebene auf. Dieser Permanentmagnet besitzt auf natürliche und sehr vorteilhafte Weise ein höheres Leistungsvermögen als ein Permanentmagnet mit einer einachsigen Makrostruktur. Selbst bei Einführung der Stengelstruktur muß der Korndurchmesser in bezug auf die Koerzitivkraft fein sein, und es ist daher erwünscht, daß der Gehalt von B niedrig ist.
Die Einführung einer Säulenstruktur verstärkt weiterhin die Wirkung einer Warmbearbeitung, um Anisotropie zu erzeugen. Wenn der Grad magnetischer Ausrichtung definiert wird als:
wobei Bx, By, Bz Restmagnetfelddichten in den Richtungen x, y bzw. z darstellen, beträgt der Grad magnetischer Ausrichtung im isotropen Magneten etwa 60% und im planar anisotropen Magneten etwa 70%. Die Wirkung von Warmbearbeitung auf eine Erzeugung von Anisotropie (eine Verstärkung des Grads magnetischer Ausrichtung) besteht unabhängig vom Grad der magnetischen Ausrichtung des zu bearbeitenden Materials, aber je höher der Grad der magnetischen Ausrichtung des Ursprungsmaterials ist, desto höher ist der Grad der magnetischen Ausrichtung des endgültig verarbeiteten Materials. Eine Verstärkung des Grads der magnetischen Ausrichtung des Ursprungsmaterials durch Einführung einer Stengelstruktur ist daher wirksam um schließlich einen anisotropen Magneten mit hohem Leistungsvermögen zu erhalten.
Nunmehr wird ein bevorzugter Zusammensetzungsbereich einer Magnetlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung erläutert.
Als ein Seltenerdelement wird mindestens eines ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu verwendet. Pr ruft das beste magnetische Leistungsverhalten hervor.
In der Praxis werden Pr, Pr-Nd Legierung, Ce-Pr-Nd Legierung, etc. verwendet. Zusatz einer geringen Menge eines Elements, z.B. eines schweren Seltenerdelements wie etwa Dy und Tb, und von Al, Mo, Si, etc. verstärkt die Koerzitivkraft.
Die Hauptphase eines R-Fe-B-Magneten ist R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B. Es ist daher, wenn der Gehalt von R weniger als etwa 8 Atomprozent beträgt, unmöglich die vorstehend beschriebene Verbindung zu bilden und der Magnet weist eine kubische Struktur auf, die gleich der eines alpha-Eisen-Magneten ist, so daß es unmöglich ist, hohe magnetische Eigenschaften zu erhalten.
Andererseits nimmt eine nicht-magnetische, an R reiche Phase zu, wenn der Gehalt von R 30 Atomprozent übersteigt, wodurch die magnetischen Eigenschaften in hohem Maße verringert werden. Der geeignete Bereich für R ist daher von 8 bis 30 Atomprozent. Bei der vorliegenden Erfindung beträgt der Gehalt von R, da der Magnet durch Guß hergestellt wird, bevorzugt von 8 bis 25 Atomprozent.
B ist essentiell zur Bildung einer R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase, und wenn der Gehalt von B weniger als 2 Atomprozent beträgt, wird eine rhomboedrische R-Fe-Struktur gebildet, so daß eine hohe Koerzitivkraft nicht zu erwarten ist. Andererseits nimmt eine nicht-magnetische, an B reiche Phase zu, wenn der Gehalt von B 28 Atomprozent übersteigt, wodurch die Restmagnetfelddichte in hohem Maße verringert wird. Bei einem Gußmagnet beträgt der Gehalt von B bevorzugt 2 bis 8 Atomprozent. Wenn er 8 Atomprozent übersteigt ist es schwierig eine feine R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase zu erhalten, so daß die Koerzitivkraft vermindert ist.
Co ist ein Element, welches wirksam ist um den Curie-Punkt eines R-Fe-B-Magneten zu erhöhen. In wenigen Worten dargestellt wird ein Fe-Gitterplatz durch Co substituiert, wobei R&sub2;CO&sub1;&sub4;B gebildet wird, diese Verbindung hat jedoch eine niedrige magnetische Kristallanisotropie und bei einer mengenmäßigen Erhöhung nimmt die Koerzitivkraft des Magneten insgesamt ab. Es ist daher, um eine Koerzitivkraft von nicht weniger als 1 KOe bereitzustellen bevorzugt, nicht mehr als 50 Atomprozent Co zu verwenden.
Al hat eine die Koerzitivkraft erhöhende Wirkung (Druckschrift 6: Zhang Maocai et al: Proceedings of the 8th International Workshop of Rare-Earth Magnets, S. 541 (1985)).
Druckschrift 6 zeigt die Wirkung von Al auf einen Sintermagneten, aber bei einem Gußmagneten wird die gleiche Wirkung hervorgerufen. Da Al jedoch ein nicht-magnetisches Element ist, wird bei Erhöhung der zugesetzten Al-Menge die Restmagnetfelddichte erniedrigt. Wenn die Menge 15 Atomprozent übersteigt wird die Restmagnetfelddichte auf einen Wert erniedrigt, der nicht mehr als der eines Hartferrits ist, und das Verhalten eines Seltenerdmagneten mit hohem Leistungsvermögen wird nicht erreicht. Die zuzusetzende Al- Menge beträgt daher nicht mehr als 15 Atomprozent.
Die Erfindung wird, lediglich beispielhaft, in der beigefügten Zeichnung veranschaulicht, die ein Fließdiagramm der Herstellung eines R-Fe-B-Magneten unter Verwendung einer Magnetlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt.
Eine Legierung mit der in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzung wurde zunächst in einem Induktionsofen geschmolzen und in eine Eisenform gegossen um eine Stengelstruktur zu bilden.
Der Guß wurde 24 Stunden bei 1000ºC für eine magnetische Härtung wärmebehandelt
Für den Fall eines Magneten vom Guß-Typ wurde der Guß in diesem Stadium geschnitten und geschliffen, wodurch ein Magnet erhalten wurde mit ebener Anisotropie, die erhalten wurde durch Ausnutzung der Anisotropie der Stengelkristalle.
Für den Fall eines Magneten vom isotropen Typ wurde der Gußkörper vor Wärmebehandlung einer Warmbearbeitung unterzogen.
Bei diesem Beispiel wurde als Warmbearbeitung ein Warmpressverfahren verwendet. Die Bearbeitungstemperatur betrug 1000ºC.
Die magnetischen Eigenschaften jedes der Magnete, die sowohl durch Gießen der entsprechenden Legierungen als auch durch weiteres Warmpressen der Gußlegierungen erhalten wurden, sind in Tabelle 2 gezeigt.
Sowohl Pr&sub1;&sub4;Fe&sub8;&sub2;B&sub4;, welches das höchste Leistungsvermögen unter diesen aufwies, und Nd&sub1;&sub5;Fe&sub7;&sub7;B&sub8;, welches die optimale Zusammensetzung in Druckschrift 2 war, wurden in eine Eisenform gegossen um eine Stengelstruktur zu bilden, in eine Vibrationsform um eine gleichachsige Struktur zu bilden und in eine Keramikform um grobe Körner zu bilden. Die magnetischen Eigenschaften der entsprechenden Magnete wurden miteinander verglichen und die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt. TABELLE 1 TABELLE 2
wobei 10e = 10&sup4;/4πAm&supmin;¹
1MGOe = 8 KJm&supmin;³ TABELLE 3
wobei 10e = 10&sup4;/4πAm&supmin;¹
1MGOe = 8 KJm&supmin;³
Aus Tabelle 3 ist offensichtlich, daß die eine geringere Menge von B enthaltenden zusammensetzungen ein höheres magnetisches Leistungsvermögen zeigen.
Zusätzlich wird beobachtet, daß alle die magnetischen Eigenschaften wie etwa die Koerzitivkraft ihc, das maximale Energieprodukt (BH) max und der Grad der magnetischen Ausrichtung bei einer durch ein Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung gebildeten Stengelstruktur besser sind als diejenigen der anderen Magnete sowohl bei Gießen als auch nach Unterziehen einer Warmbearbeitung.
Wie vorstehend beschrieben, ist es gemäß einem Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagneten unter Verwendung einer Magnetlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung möglich einen Megneten mit hohem Leistungsvermögen lediglich durch Wärmebehandlung eines Gußbarrens ohne dessen Pulverisierung zu erhalten, wodurch die Produktivität vorteilhaft erhöht wird.

Claims

1. Anisotrope Seltenerd-Eisen-Bor Magnetlegierung, umfassend eine Legierung von zwischen etwa 8 bis 30 Atomprozent mindestens eines Seltenerdelements, zwischen etwa 2 und 8 Atomprozent Bor und der Rest Eisen, dadurch gekennzeichnet, daß die Magnetlegierung eine Stengelmakrostruktur aufweist.

2. Seltenerd-Eisen-Bor Magnetlegierung nach Anspruch 1, wobei die Magnetlegierung eine in einer Ebene senkrecht zur Kristallwachstumsrichtung ausgerichtete einfache Magnetisierungsachse hat.

3. Seltenerd-Eisen-Bor Magnetlegierung nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, wobei das Eisen in einer Menge bis zu etwa 88 Atomprözent vorhanden ist.

4. Seltenerd-Eisen-Bor Magnetlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das Seltenerdelement ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Yttrium, Lanthan, Cer, Praseodym, Neodymium, Promethium, Samanum, Europium, Gadolinium, Terbium, Dysprosium, Holmium, Erbium, Thulim, Ytterbium, Lutetium und Gemischen davon.

5. Seltenerd-Eisen-Bor Magnetlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, weiterhin umfassend eine wirksame Menge Kobalt zur Erhöhung der Curie-Temperatur eines aus der Magnetlegierung gebildeten Magneten.

6. Seltenerd-Eisen-Bor Magnetlegierung nach Anspruch 5, wobei das Kobalt in einer Menge bis zu etwa 50 Atomprozent vorhanden ist.

7. Seltenerd-Eisen-Bor Magnetlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, weiterhin umfassend eine wirksame Menge mindestens eine die Koerzitivkraft verstärkende Komponente ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Aluminium, Molybdän, Kupfer und Gemischen davon, zur Verstärkung der Koerzitivkraft eines aus der Magnetlegierung gebildeten Magneten.

8. Seltenerd-Eisen-Bor Magnetlegierung nach Anspruch 7, wobei die die Koerzitivkraft verstärkende Komponente in einer Menge bis zu etwa 15 Atomprozent vorhanden ist.

9. Seltenerd-Eisen-Bor Magnetlegierung nach Anspruch 4, wobei das Seltenerdelement ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Neodymium, Praseodym, Cer und Gemischen davon, weiterhin umfassend eine wirksame Menge Kobalt zur Erh4hung der Curie-Temperatur der Magnetlegierung und eine wirksame Menge mindestens von einem ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Aluminium, Molybdän, Kupfer und Gemischen davon, zur Verstärkung der Koerzitivkraft eines aus der Magnetlegierung gebildeten Magneten.

10. Seltenerd-Eisen-Bor Magnetlegierung nach Anspruch 9, wobei Kobalt in einer Menge bis zu etwa 50 Atomprozent vorhanden ist und die die Koerzitivkraft verstärkende Komponente Aluminium in einer Menge bis zu etwa 15 Atomprozent ist.

11. Verfahren zur Herstellung einer Seltenerd-Eisen-Bor Magnetlegierung, umfassend:

Gießen einer geschmolzenen Legierungszusammensetzung, umfassend mindestens ein Seltenerdelement, Eisen und Bor in eine Eisenform bei einer kontrollierten Gießtemperatur um einen planen anisotropen Gußblock mit einer Stengelmakrostruktur zu bilden.