DE4021990A1

DE4021990A1 - Verfahren zur herstellung eines permamentmagneten aus metall der seltenerden und einer eisenkomponente

Info

Publication number: DE4021990A1
Application number: DE4021990A
Authority: DE
Inventors: Fumitoshi Yamashita; Masami Wada
Original assignee: Matsushita Electric Industrial Co Ltd
Current assignee: Panasonic Holdings Corp
Priority date: 1989-07-12
Filing date: 1990-07-11
Publication date: 1991-01-24
Anticipated expiration: 2010-07-12
Also published as: JPH0344904A; US5201962A; DE4021990C2

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagneten aus einer Legierung aus Metall der Seltenerden und einer Eisenkomponente. Insbesondere betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagneten mit einer hohen Restflußdichte und einer hohen thermischen Stabilität, wobei Flocken oder Plättchen einer Legierung, die Metall der Selten erden und eine Eisenkomponente enthält, die man durch ein extremes Abkühlverfahren (super quenching process) erhält, als Ausgangsstoff verwendet werden.

Aus der US-PS 48 02 931 ist eine flockige Legierung aus Metall der Seltenerden und einer Eisenkomponente, die man durch ein extremes Abkühlverfahren erhält, mit einer relativ hohen Koerzitivkraft bekannt und stellt momentan einen sehr begehrten Stoff für einen Permanentmagneten dar. Um diese flockige Legierung zu produzieren, wird der extreme Abkühlprozess mit einer Abkühlgeschwindig keit von z. B. 10⁴°C/sec oder höher, ausgehend von einem geschmolzenen Zustand bei hoher Temperatur, durchge führt, wobei ein Teil im geschmolzenem Zustand gefroren ist. Bei dieser so entstandenen flockigen Legierung handelt es sich um eine Legierung im Ungleichgewichtszu stand mit einer magnetischen Phase und einer amorphen Phase, und diese Legierung wird durch die Formel R₂TM₁₄B ausgedrückt, wobei es sich bei R um mindestens ein Me tall der Seltenerden und bei TM entweder um Fe oder Fe, das teilweise durch Co ersetzt ist, handelt. Falls wäh rend der Herstellung der flockigen Legierung eine Wärme behandlung bei einer Temperatur höher als die Kristalli sationstemperatur in beispielsweise Ar-Gas enthaltender inerter Atmosphäre durchgeführt wird, kann man die flockige Legierung erhalten, in welcher eine R₂TM₁₄B- Phase zufällig angehäuft wird. Falls insbesondere die Korngröße der R₂TM₁₄B-Phase sich auf 40 bis 400 nm ein stellt, kann man die maximale Eigenkoerzitivkraft erhal ten, und zwar basierend auf der Zusammensetzung der Legierung, welche ohne weiteres das Niveau eines prak tisch verwendbaren Permanentmagneten erreicht. Dennoch besitzt die flockige Legierung im allgemeinen eine Dicke innerhalb eines Bereiches von 20 bis 30 µm und kann deshalb nicht direkt als Material für den Permanentmag neten verwendet werden. Dementsprechend ist es erfor derlich, daß die Legierungsflocken oder -plättchen zu einem Aggregat von einer erforderlichen Gestalt durch Verwendung von geeigneten Mitteln ausgebildet werden, während die Flocken miteinander verbunden oder zusammen gebacken werden. Als Mittel zum Zusammenbacken der Le gierungsflocken ist z.B. die Verwendung eines geeigneten synthetischen Harzes oder einer Heißpresse oder einer zweistufigen Heißpresse denkbar.

Ein Kunstharzmagnet von 80% relativer Dichte, der durch Wärmebehandlung der flockigen Legierung, die man durch Anwendung des extremen Abkühlprozesses erhält, z.B. der flockigen Legierung aus Nd₁₃Fe₈₃B₄, bei einer Temperatur höher als die Kristallisationstemperatur hergestellt worden ist und die Korngröße der Nd₂Fe₂₄B-Phase, welche sich auf einen Wert innerhalb des Bereiches von 40 bis 400 nm einstellt, aufweist, besitzt eine Restflußdichte von 6,1 kG, eine Eigenkoerzitivkraft von 15 kOe bei einem Temperaturkoeffizienten von -0,42%/°C und einem Curie-Punkt von 310°C. In diesem Fall werden die Flocken der Legierung durch Anwendung von Kunstharz miteinander zusammengebacken, und deshalb ist es nicht schwierig, daß man eine relative Dichte mit Werten von höher als 80% erhält. Dementsprechend können die magnetischen Eigenschaften des zuvor beschriebenen Kunstharzmagneten kaum noch verbessert werden.

Andererseits besitzt ein heißgepreßter Magnet mit einer relativen Dichte von 98 bis 99%, bei welchem die Flocken der Legierung aus Nd₁₃Fe₈₃B₄ ohne Verwendung eines Kunst harzbinders miteinander zusammengebacken worden sind, eine Restflußdichte von 7,9 kG, eine Eigenkoerzitivkraft von 16 kOe bei einem Temperaturkoeffizienten von - 0,47%/°C und einen Curie-Punkt von 310°C. Deshalb kann dieser heißgepreßte Magnet im Vergleich zu einem Kunst harzmagneten hohe magnetische Eigenschaften besitzen, sofern er eine hohe Dichte aufweist. Dennoch ist von den drei Faktoren, die die Eigenkoerzitivkraft, den Tempera turkoeffizienten der Eigenkoerzitivkraft und den Curie- Punkt aufweisen, die die thermische Stabilität merklich beeinflussen, welche von der nicht-reversiblen Demagne tisierung dargestellt wird, der Temperaturkoeffizient der Eigenkoerzitivkraft etwas hoch, und der Wert der Restflußdichte ist um etwa 10 bis 30% niedriger als die Restflußdichte von 9,0 bis 11,3 kG eines Sm-Co-gesin terten Magneten, der entsprechend einem pulvermetallur gischen Verfahren hergestellt worden ist.

Ein zweistufig heißgepreßter Magnet mit einer relativen Dichte von 98 bis 99%, welcher aus der flockigen Legie rung aus Nd₁₃Fe₈₃B₄ durch Anwendung des extremen Ab kühlprozesses hergestellt und einem Gußstauchen unter worfen worden ist, besitzt eine Restflußdichte von 11,8 kG, eine Eigenkoerzitivkraft von 13 kOe bei einem Tempe raturkoeffizienten von -0,60%/°C und einen Curie-Punkt von 310°C. Dieser zweistufig heißgepreßte Magnet kann hohe magnetische Eigenschaften im Vergleich zu denen des heißgepreßten Magnetes durch Anwendung der zuvor be schriebenen Technik besitzen, und insbesondere über steigt der Wert seiner Restflußdichte den des gesin terten Magneten aus Sm-Co, der entsprechend einem Pul vermetallurgischen Verfahren hergestellt worden ist. Dennoch ist von den drei Faktoren, die die Eigenkoer zitivkraft, den Temperaturkoeffizienten der Eigenkoer zitivkraft und den Curie-Punkt umfassen, welche merklich die thermische Stabilität des Magneten beeinflußen, die von der nichtreversiblen Demagnetisierung respräsentiert wird, der Temperaturkoeffizient der Eigenkoerzitivkraft etwas hoch und der Wert der Restflußdichte etwa um 12 bis 13% verringert und dessen Temperaturkoeffizient um etwa 143% erhöht. Das bedeutet, daß trotz Gewährleistung einer extrem hohen Restflußdichte die thermische Stabi lität des Magneten wie z.B. die nichtreversible Demag netisierung verringert wird. Dementsprechend ist die Verwendung des zweistufig heißgepreßten Magneten in verschiedenen Motoren oder Betätigungsgliedern, welche gewöhnlich bei einer hohen Temperatur benutzt werden, begrenzt im Hinblick auf den begrenzten Temperaturwert, unter dem sie benutzt werden können. Deshalb gibt es keine andere Möglichkeit, als den gesinterten Magneten aus einer Sm und Co enthaltenen Zusammensetzung zu ver wenden, welche teurer als ein Permanentmagnet aus B und Fe als Hauptkomponenten ist, welcher aus ergiebigen lichten seltenen Erden wie Nd und Pr hergestellt worden ist.

Ein herkömmliches Verfahren zur Herstellung des zwei stufig heißgepreßten Magneten besteht darin, die flockige Legierung, die man durch Anwendung des extremen Abkühlprozesses erhalten hat und ein Metall der Selten erden und eine Eisenkomponente enthält, in einen Gieß hohlraum zu füllen, der von einer Form aus z.B. Graphit gebildet und auf etwa 700°C in Ar-Gas enthaltener inerter Atmosphäre oder im Vakuum vorgewärmt worden ist, sowie einen einseitig wirkenden Druck aufzubauen, wenn die Legierungsflocken auf die gewünschte Temperatur durch Hitzeübertragung aus der Form oder durch Verwendung eine Hochfrequenz-Heizquelle erhitzt worden sind. Demnach erfordert dieses Verfahren zur Herstellung eines zwei stufig heißgepreßten Magneten eine Erwärmungstemperatur von 600 bis 900°C und einen Druck von 1 bis 3 t/cm². Das nachfolgende Heißpressen wird unter Verwendung einer Form mit einer relativ großen Oberfläche durchgeführt. Im allgemeinen erfordert das nachfolgende Heißpressen eine Erwärmungstemperatur von etwa 700°C und einen Druck von 0,7 bis 1,5 t/cm². Dieses Verfahren erfordert eine präzise Steuerung der Erwärmungstemperatur und des an gelegten Druckes in zeitlicher Koordination. Da das Material auf eine Temperatur höher als die Kristallisa tionstemperatur der R₂dTM₁₄B-Phase erwärmt wird, neigt die R₂TM₁₄B-Phase der Legierungsflocken, die das Metall der Seltenerden und die Eisenkomponente enthalten, grob zu werden. Dementsprechend muß die Korngröße der flocki gen Legierung im Vergleich zur Größe reduziert werden, die durch die Eigenkoerzitivkraft entsprechend der Zu sammensetzung der Legierung repräsentiert wird.

Wie zuvor behandelt wurde, kann der Permanentmagnet, der aus der flockigen Legierung hergestellt worden ist, welche das Metall der Seltenerden, z.B. B, und die Ei senkomponente, z.B. Fe mit der Verwendung von er giebigen Metallen der lichten Seltenerden wie Nd und Pr enthalten, eine höhere Restflußdichte in Abhängigkeit von dem Herstellungsverfahren als der gesinterte Magnet aus teurem Sm und Co ergeben. Dennoch ist der Permanent magnet aus der zuvor beschriebenen flockigen Legierung gegen eine Reduzierung der Eigenkoerzitivkraft oder ein Anwachsen des Temperaturkoeffizienten der Eigenkoerzi tivkraft anfällig und besitzt daher das Problem, daß aufgrund der Reduzierung der Eigenkoerzitivkraft oder des Anstieges des Temperaturkoeffizienten die durch die nicht-reversible Demagnetisierung repräsentierte ther mische Stabilität nachteilig beeinflußt werden kann. Ebenfalls ist das Herstellungsverfahren kompliziert, wobei Schwierigkeiten in der präzisen Steuerung und Bearbeitung bestehen, und deshalb sinkt die Ausbeute, wenn die zuvor erwähnten Stoffe als Material für prak tisch einsetzbare Permanentmagneten verwendet werden.

Aufgabe der Erfindung ist es daher, ein verbessertes Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagneten zu schaffen, das genau steuerbar und einfach genug ist, um einen Permanentmagneten herzustellen, dessen Restfluß dichte von 9 bis 11,3 kG im wesentlichen gleich der oder höher als die des gesinterten Magneten aus Sm-Co ist und dessen Eigenkoerzitivkraft und Temperaturkoeffizient mit denen des heißgepreßten Magneten vergleichbar sind.

Eine weitere Aufgabe der Erfindung liegt darin, das Verfahren derart zu verbessern, daß ein Permanentmagnet mit einer gewünschten Form aus einer flockigen Legierung aus einem Metall der Seltenerden und einer Eisenkom ponente hergestellt und einen thermisch stabilen Zustand besitzt und deshalb in einem höheren Temperaturbereich als die herkömmlichen Magnete verwendet werden kann.

Diese Aufgaben werden dadurch gelöst, daß ein Aggregat, bei welchem die Legierungsflocken, die aus dem Metall der Seltenerden und der Eisenkomponente durch Anwendung des extremen Abkühlprozesses hergestellt worden sind, zusammengedrückt wird, mit einer einseitig gerichteten Druckkraft und einem durch ein Paar von Elektroden fließenden elektrischen Strom beaufschlagt wird, um das Aggregat einer plastischen Deformation zu unterwerfen, um eine horizontale Fläche in Preßrichtung auszuweiten.

Bei Anwendung der Erfindung bestehen die Legierungs flocken, die unter Anwendung des extremen Abkühl prozesses hergestellt worden sind, aus Flocken einer im Ungleichgewicht befindlichen Legierung mit einer R₂TM₁₄B- Phase und einer amorphen Phase und kann durch Abkühlen der Legierung, die das Metall der Seltenerden und die Eisenkomponente enthält, von einem geschmolzenen Zustand bei hoher Temperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 104°C/sec oder höher erhalten werden, wobei ein Teil im geschmolzenem Zustand gefroren ist.

Falls ein einziges Walzverfahren zur extremen Abkühlung verwendet wird, haben die sich daraus ergebenen Legie rungsflocken eine Dicke im allgemeinen innerhalb des Bereiches von 20 bis 30 µm. Die Legierungsflocken in diesem Zustand haben im allgemeinen eine unregelmäßige Bandform, und es ist daher wünschenswert, daß die Legie rungsflocken mechanisch pulverisiert werden, um ein Legierungspulver zu bilden, das nachfolgend so auszubil den ist, daß es eine Korngröße innerhalb des Bereiches von einigen zehn bis einigen hundert µm besitzt, um die Handhabung zu erleichtern.

Die Legierungsflocken aus dem Metall der Seltenerden und der Eisenkomponente können einen Maximalwert der mag netisch isotropen Eigenkoerzitivkraft aufgrund der Le gierungszusammensetzung aufweisen, falls sie zu einer Struktur konditioniert werden, bei welcher die R₂TM₁₄B- Phase mit einer Korngröße von im allgemeinen 40 bis 400 nm zufällig angehäuft ist. Der hierbei benutzte Ausdruck "Konditionierung" bedeutet eine Erwärmung der Legie rungsflocken auf eine Temperatur höher als die Kristal lisationstemperatur der R₂TM₁₄B-Phase in einer beispiels weise ein Ar-Gas enthaltenden inerten Atmosphäre, und, falls die Wärmebehandlung mittels Warmwalzen durchge führt wird, ist es möglich, daß die Legierungsflocken eine leicht magnetisierbare Achse in einer Richtung senkrecht zu einer Ebene jeder Legierungsflocke erhal ten. Die Kristallgröße der R₂TM₁₄B-Phase dieser Legie rungsflocken liegt vorzugsweise innerhalb des Bereiches von 40 bis 400 nm, so daß die Eigenkoerzitivkraft den maximalen Wert aufgrund der Legierungszusammensetzung erreicht, oder im Bereich eines Wertes kleiner als der vorgenannte Bereich. Falls die Kristallgröße größer als 400 nm ist, neigt die R₂TM₁₄B-Phase dazu, grobkörnig zu werden, wobei der Wert der Eigenkoerzitivkraft konse quenterweise sinkt und gleichzeitig der Temperaturkoef fizient ansteigt, wodurch der Permanentmagnet seine thermische Stabilität verliert. Falls andererseits die Kristallgröße erheblich kleiner als 40 nm ist, wird die R₂TM₁₄B-Phase des Permanentmagneten noch klein genug sein, um die Eigenkoerzitivkraft daran zu hindern, den Maximalwert aufgrund der Legierungszusammensetzung zu erreichen, und als Folge des Mangels einer ausreichenden Höhe der Eigenkoerzitivkraft wird der Permanentmagnet seine thermische Stabilität ebenfalls verlieren.

Damit der Wert der Eigenkoerzitivkraft einen praktischen Wert innerhalb des Bereiches der R₂TM₁₄B-Phase erhält, in der die Eigenkoerzitivkraft maximal wird, wird vorzugs weise R aus einem der Metalle der lichten Seltenerden wie z.B. Nd und/oder Pr ausgewählt, dessen Anteil inner halb des Bereiches von 13 bis 15 Atom-% liegt. Falls der Anteil von R kleiner als 13 Atom-% ist, neigt der Wert der Eigenkoerzitivkraft dazu abzusinken, begleitet von einem Absinken der thermischen Stabilität des erfin dungsgemäß hergestellten Permanentmagneten. Falls ander erseits der Anteil von R größer als 15 Atom-% ist, wird die Restflußdichte des erfindungsgemäß hergestellten Permanentmagneten sinken. Die Festsetzung des Anteils von B innerhalb des Bereiches von 5 bis 7 Atom-% ist wünschenswert und wirksam, um eine plastische Deforma tion zu ermöglichen, die durch Anlegen eines in einer Richtung wirkenden Druckes und des elektrischen Stromes hervorgerufen wird.

Es ist anzumerken, daß zu Gewährleistung einer ther mischen Stabilität in Verbindung mit dem Temperaturkoef fizienten der Restflußdichte des erfindungsgemäßen Per manentmagneten ein Ansteigen des Curie-Punktes wichtig ist und daß zu diesem Zweck ein Anteil von Fe durch Co ersetzt werden kann. Während der Curie-Punkt mit einer Geschwindigkeit von etwa 10°C pro einem Atom-% Co an steigt, ist ein Ansteigen über 20 Atom-% nicht wün schenswert, da sowohl die Restflußdichte als auch der Temperaturkoeffizient dazu neigen abzusinken. Ebenfalls können ein oder mehrere Metalle der Seltenerden mit Y sowie ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe Si, Al, Nb, Hf, Mo, Ga, P und C in einer Menge nicht größer als 3 Atom-% enthalten sein, wodurch eine Reduzierung der Restflußdichte nicht erfolgen wird. Dementsprechend kann neben der Legierungszusammensetzung aus den Legierungs flocken, die das Metall der Seltenerden und die Eisen komponente enthalten und durch Anwendung des extremen Abkühlprozesses hergestellt sind, ein R-TM-B- oder R- TM-B-M-System verwendet werden.

Das Aggregat, in dem die durch Anwendung des extremen Abkühlprozesses hergestellten Legierungsflocken fest miteinander zusammengebacken sind, das bei der Ausfüh rung der Erfindung angewendet werden kann, kann entweder so ausgebildet sein, daß die Legierungsflocken direkt aneinander gebunden sind, oder können derart ausgebildet sein, daß die Legierungsflocken miteinander durch Ver wendung eines organischen oder anorganischen Binders zusammengebacken sind. Dennoch sollte unabhängig von der Verwendung des Binders das zur Ausführung der Erfindung verwendbare Aggregat von einer Art sein, daß es sich wölbt, wenn die Druckkraft daran durch die Elektroden angelegt wird, und einen Wert von ρ /S×C (wobei den Eigenwiderstand, S die spezifische Schwerkraft und C die spezifische Wärme darstellen) geringer als der ρ/S×C- Wert der Elektrode besitzt. Das Aggregat kann ihre rela tive Dichte auf einen Wert bis zu 70% bei Anwesenheit von Lunkern und/oder der Binderpartikel verringert haben und ebenfalls in einer Vielzahl zwischen den Elek troden angeordnet sein.

Die Beaufschlagung des Aggregates mit einem nur in einer Richtung wirkenden Druck und einem elektrischen Strom durch zwei Elektroden wird im folgenden beschrieben. Der an das Aggregat vor der Anlegung des elektrischen Stro mes angelegte Druck kann von geringer Höhe sein, die jedoch ausreicht, um das Aggregat mit dem Elektroden paar elektrisch zu verbinden. Unter dem Druck wird eine Gleichspannung und/oder eine niederfrequente Spannung (O<ω « ωpi, wobei die Frequenz und pi die Anzahl der Schwingungen des Ionenplasmas ist) über die Elektroden angelegt, um eine Entladung zu erzeugen. Anschließend wird der angelegte Druck erhöht, um die plastische De formation zu erhöhen, und gleichzeitig wird eine Joulesche Wärme, die das Aggregat erwärmen kann, darin aufgrund des Flusses des elektrischen Stroms zwischen den Elektroden erzeugt. Die in diesem Anfangszustand bewirkte Entladung macht sich in der Aufrechterhaltung eines Plasmas bemerkt, welches durch Abgabe der Primär elektroden aus der negativen Elektrode (Kathode) ent steht. Durch den Effekt eines Ionen-Bombardement aus dem Plasma lagern sich Gasmoleküle, die an einer Oberfläche der oder an Zwischenräume bildenden Flächen in dem Ag gregat haften, zwischen den Elektroden an, und eine daran niedergeschlagene Oxidschicht kann beseitigt wer den, und zwar mit der Folge, daß die Fläche oder Flächen des Aggregates in einen aktiven Status umgewandelt wer den, so daß der elektrische Strom gleichförmig hindurch fließen und gleichzeitig eine Diffusion der Atome und eine plastische Deformation leicht erfolgen kann. Es ist anzumerken, daß zur Unterdrückung einer Oberflächenoxi dierung, die sich auf dem Aggregat ereignen kann, wenn der aus dem entladenen Plasma resultierende Druck wirkt und die Temperatur der Legierungsflocken ansteigt, es wünschenswert ist, daß das Aggregat im wesentlichen in einer Vakuumumgebung von 10^-1 Torr oder niedriger ange ordnet wird.

Gleichzeitig mit dem Ansteigen des am Aggregat angeleg ten Druckes wird durch den Fluß des elektrischen Stromes durch das Aggregat die Joulesche Wärme erzeugt, wie zuvor kurz angesprochen wurde. Das Ansteigen des Druckes kann bedingt sein durch den Fluß des elektrischen Stro mes oder umgekehrt. Durch Erzeugung der Jouleschen Wärme findet die plastische Deformation und die Bindung der Atome an der Grenzschicht zwischen sämtlichen benachbar ten Legierungsflocken statt. Die obere Grenze, auf die der Druck ansteigt, sollte innerhalb von 200 bis 500 kgf/cm² pro Bereich der in axialer Richtung projizierten Oberfläche liegen, welche schließlich als Folge der plastischen Deformation entsteht. Falls er kleiner als 200 kgf/cm² ist, kann das Aggregat dem Störwiderstand nicht widerstehen.

Damit der Permanentmagnet mit der gewünschten Form ent sprechend der Erfindung hergestellt werden kann, ohne daß ein Schleifverfahren angewendet wird, kann das Elek trodenpaar als Stempel in Kombination mit einer geeig neten Gesenkform oder in Kombination mit einem Kern zur Bildung eines Hohlraums mit einer gewünschten Form ver wendet werden, wodurch der Permanentmagnet in der Ge stalt eines hohlen Permanentmagneten herzustellen ist. Wenn insbesondere die Gesenkform und der Kern zu einem Schwimmsystem gehören, können die Seitenflächen und Endflächen des erfindungsgemäß hergestellten Permanent magneten in vorteilhafter Weise in jede gewünschte Form gebracht werden. Falls das Verhältnis S/So des Bereiches S der in axialer Richtung des erfindungsgemäß herge stellten Permanentmagneten projizierten Fläche zum Be reich So der in axialer Richtung des Aggregats proji zierten Fläche in einem Bereich von 1,5 bis 3,0 liegt, kann die Restflußdichte des Permanentmagneten in axialer Richtung ebenfalls auf einem Wert gehalten werden, der im wesentlichen gleich dem des herkömmlichen gesinterten Magneten aus Sm-Co ist.

Nachfolgend wird ein Ausführungsbeispiel der Erfindung anhand der beiliegenden Figuren näher erläutert. Es zeigen:

Fig. 1 einen Graph, der die Beziehung zwischen dem axial projizierten Oberflächenbereich eines erfindungsgemäß hergestellten Per manentmagneten relativ zu dem eines Aggr egates und der Restflußdichte zeigt;

Fig. 2 einen Graph, der die Beziehung zwischen der relativen Dichte des Aggregates und der Eigenkoerzitivkraft zeigt;

Fig. 3(a) einen Graph, der die entsprechenden De magnetisierungskurven in der axialen Richtung und in einer Richtung senkrecht zur axialen Richtung zeigt;

Fig. 3(b) einen Graph, der den Verlauf der Tempera tur in Abhängigkeit einer Demagnetisie rungskurve zeigt; und

Fig. 4 einen Graph, der die Temperaturabhängig keit eines nicht-reversiblen Demagneti sierungsfaktors zeigt.

Legierte Matrizen (NdxFe_100-x-y-zCo_yB_z) der in Tabelle 1 ge zeigten entsprechenden Zusammensetzungen a, b, c, d, e und f wurden durch Anwendung einer Hochfrequenz-Erwär mungstechnik in einer Ar-Gas-Atmosphäre erhitzt, um einen geschmolzenen Zustand bei hoher Temperatur zu erreichen, und anschließend auf eine einzelne Walze gesprüht, die aus Cu besteht und mit einer Umfangsge schwindigkeit von etwa 50 m/sek angetrieben wird, um entsprechende, ein Metall der Seltenerden und eine Ei senkomponente enthaltende Legierungsflocken mit einer Dicke von etwa 20 µm herzustellen. Die Koerzitivkraft der Legierungsflocken jeder Zusammensetzung a bis f betrug etwa 3 bis 6 kOe bei einer Magnetisierung auf 50 kOe durch Anlegung eines Impulses.

Tabelle 1

Matrix-Zusammensetzungen

Die Legierungsflocken jeder Zusammensetzung a bis f wurden nacheinander in geeigneter Form auf eine Korn größe von 53 bis 530 µm pulverisiert und anschließend bei 700°C in der Ar-Gas-Atmosphäre wärmebehandelt, um wärmebehandelte Legierungsflocken a′, b′, c′, d′, e′ und f′ zu erzeugen. Die Werte der Koerzitivkraft der Legie rungsflocken jeder Zusammensetzung a′ bis f′ bei einer Magnetisierung auf 50 kOe durch Anlegung eines Impulses sind nachfolgend in Tabelle 2 aufgeführt.

Tabelle 2

Die legierten Flocken jeder Zusammensetzung werden in entsprechende zylindrische Hohlräume mit einem Innen durchmesser von 7,3 mm, 12 mm, 14 mm, 16 mm und 19 mm gefüllt, wobei jeder Hohlraum von zwei Graphit-Elektro den und einer Gesenkform gebildet wird, gefolgt von der Anlegung eines Druckes von 300 kgf/cm² durch die Elek troden, damit ein elektrischer Strom direkt über diese für 12 bis 20 Sekunden in einer Vakuum-Umgebung von 10^-1 bis 10^-2 Torr fließen kann. Bei jeder Elektrode liegt ρ/S×C auf einem Wert von 10^-3, und die Stromdichte be trug 400 bis 480 A/cm² im axial-horizontalen Bereich. Die Legierungsflocken in jedem Hohlraum zeigen ein An steigen der Temperatur als Folge einer Jouleschen Wärme, die durch Anlegung des Druckes und des elektrischen Stromes induziert wird. Obwohl zu dieser Zeit eine plastische Deformation und ein direktes Verbinden der Legierungsflocken miteinander fortschreitet, wird die Zufuhr des elektrischen Stromes dann unterbrochen, wenn die relative Dichte noch gering ist, wodurch sie abküh len können, um ein entsprechendes zylindrisches Aggregat zu bilden, in dem die Legierungsflocken miteinander zu sammengebacken sind und deren ρ/S×C-Wert innerhalb des Bereiches von 10^-4 bis 10^-5 liegt.

Anschließend wurde jedes Aggregat in einem zylindrischen Hohlraum mit einem Innendurchmesser von 20 mm an geordnet, welcher aus einer Gesenkform eines Schwimm systems und Graphit-Elektroden mit einem ρ/S×C-Wert von 10^-3 gebildet ist, gefolgt von der Anlegung eines Druckes von 50 kgf/cm² durch die Elektroden, damit das ent sprechende Aggregat mit den Elektroden elektrisch ver bunden werden kann. Anschließend wurde in einer Vakuum- Umgebung von 10^-1 bis 10^-2 Torr eine Gleichspannung von 20 V mit einer Impulsbreite von 40 msek für 60 sek ange legt, um ein Entladungsplasma innerhalb des Hohlraums zu bilden. Anschließend erfolgte eine direkte Zufuhr eines elektrischen Stroms von 1,5 kA für 40 bis 60 sek, und gleichzeitig stieg der Druck auf 942 kgf.

Es ist anzumerken, daß der Druck von 942 kgf einem Wert von 300 kgf/cm² pro axial projiziertem Oberflächenbe reich entspricht, den man schließlich bei plastischer Deformation erhält. In diesem Fall ist jedes Aggregat ein Produkt der Selbsterwärmung aufgrund der Jouleschen Wärme und eines Wärmestroms von den Elektroden, und die plastische Deformation findet bei einer Durchschnittsge schwindigkeit von 10^-4 mm/sek statt. Diese Durchschnitts geschwindigkeit ist sehr hoch für die Verformungsrate. Dementsprechend führte die Zufuhr des elektrischen Stro mes für 40 bis 60 sek zu einer Temperatur der Gesenk form, welche schließlich 700 bis 750°C erreichte. Durch Abkühlung jedes Aggregates nacheinander entstand ein entsprechender Permanentmagnet mit einem Außendurch messer von etwa 20 mm und einem Permeanzkoeffizienten Pc ≈ 1. Für entsprechende Arten a bis f und a′ bis f′ der für die so hergestellten Permanentmagneten verwen deten Legierungsflocken sind die entsprechenden relati ven Dichten RD (%) der für die so hergestellten Perma nentmagneten verwendeten Aggregate, die Anzahl n der in den Hohlräumen angeordneten Aggregate, das Verhältnis S/So der axial projizierten Oberflächenbereiche der so hergestellten Permanentmagneten zu denen der entsprech enden Aggregate, deren Eigenkoerzitivkräfte Hcj bei Raumtemperatur nach der Magnetisierung auf 50 kOe durch Anlegen von Impulsen und deren entsprechende Restfluß dichten Br in Tabelle 3 aufgelistet.

Tabelle 3

In Fig. 1 ist ein Graph dargestellt, der die Beziehung zwischen dem Verhältnis S/So und der Restflußdichte Br zeigt, welche man bei jedem in Tabelle aufgeführten Aggregat erhält. In dem Graph von Fig. 1 repräsentiert b′ die Verwendung von 13 Atom-% Nd und f′ die Verwen dung von 15 Atom-% Nd, und ihre ursprünglichen Flocken haben entsprechende Koerzitivkräfte von etwa 16 bis 17 kOe. Bezüglich b′ und f′ ist die Restflußdichte in der axialen Richtung im Vergleich zum Verhältnis S/So hoch. Insbesondere liegt bei b′, wenn das Verhältnis S/So etwa 1,5 beträgt, die Restflußdichte auf einem Wert von 9 kG, jedoch überschreitet die Restflußdichte ohne weiteres den Wert von 11 kG, wenn das Verhältnis S/So etwa 3,0 beträgt. Dieser Wert der Restflußdichte entspricht an scheinend der Restflußdichte von 9 kG bei der Verbindung SmCo₅, bei welcher es sich um einen gesinterten Magneten aus Sm-Co handelt, und gleichfalls der Restflußdichte von 10,5 bis 11,3 kG bei Sm(Co, Fe, Cu, Zr). Es ist anzumerken, daß bei einem Vergleich von b′ und f′ für denselben Wert des Verhältnisses S/So f′ mit 15 Atom-% Nd eine höhere Restflußdichte als b′ aufweist.

In Fig. 2 ist ein Graph dargestellt, der die Beziehung zwischen der relativen Dichte RD und der Eigenkoer zitivkraft des entsprechenden Aggregates von b′ und f′ entsprechend der Tabelle 3 jeweils zeigt. Auch wenn die Kristallgröße der R₂TM₁₄-Phase einen Wert erreicht, der mit dem Maximalwert der Eigenkoerzitivkraft vergleichbar ist, basierend auf der aus der Wärmebehandlung entstan denen Legierungszusammensetzung, würde die Verwendung von Nd innerhalb des Bereiches von 13 bis 15 Atom-% zu der Eigenkoerzitivkraft von 10 kOe oder höher unabhängig von dem Verhältnis S/So führen. Falls sogar die Legie rungszusammensetzung und die Kristallgröße der R₂TM₁₄B- Phase unverändert bleiben, wird dennoch die Eigenkoerzi tivkraft von der relativen Dichte des Aggregates beein flußt. Die relative Dichte des Aggregates liegt vorzugs weise innerhalb des Bereiches von etwa 70 bis 90%.

Fig. 3(a) und 3(b) zeigen die Demagnetisierungskurven in der axialen Richtung und in einer Richtung senkrecht zur axialen Richtung sowie die Beziehung zwischen dem Temperaturkoeffizienten der Restflußdichte und dem Tem peraturkoeffizienten der Eigenkoerzitivkraft, wobei man diese beiden Werte erhält, wenn die Probe Nr. 6 ent sprechend Tabelle 3 zerkleinert und bearbeitet worden ist.

Aus den Graphen wird deutlich, daß sich die magnetische Anisotropie in der axialen Richtung entwickelt, in der die Druckkraft angelegt worden ist. Dennoch beträgt der Temperaturkoeffizient des Restmagnetflusses -0,07%, was für den erfindungsgemäß hergestellten Permanentmagneten insbesondere wegen der Wirkung des Austausches von Co gegen einen Anteil von Fe sehr klein ist. Ebenfalls ist anzumerken, daß der Temperaturkoeffizient der Eigenkoer zitivkraft, die einen merklichen Einfluß auf die ther mische Stabilität, die durch die nicht-reversible Demag netisierung repräsentiert wird, ermöglicht, -0,48%/°C beträgt, was trotz des erfindungsgemäßen Permanentmagne ten, in welchem sich die magnetische Anisotropie ent wickelt hat, sehr gering ist. Dieser Wert ist vergleich bar mit dem des heißgepreßten Magneten, der magnetisch isotrop ist, und um 20% kleiner als der des zweistufig heißgepreßten Magnetes, welcher magnetisch anisotrop ist.

In Fig. 4 ist ein Graph dargestellt, der einen Ver gleich zwischen der Temperaturabhängigkeit jeder der Proben Nr. 10, Nr. 11 und Nr. 15, die in Tabelle 3 auf geführt sind und entsprechende Werte einer Eigenkoerzi tivkraft gemäß Tabelle 3 besitzen, bezüglich des nicht reversiblen Demagnetisierungsfaktors und der Temperatur abhängigkeit des kommerziell erhältlichen gesinterten Magnetes aus Nd-Fe(Co)-B (bezeichnet als "Vergleichs magnet") enthält. Es ist anzumerken, daß jede Probe einen Außendurchmesser von 20 mm und einen Permeanz koeffizienten Pc ≈ 1 besitzt und der nicht-reversible Demagnetisierungsfaktor (Φo-Φi)/Φo für jede Temperatur berechnet wurde, indem die Gesamtmenge Φo der Magnet flüsse ermittelt wurde, nachdem sie auf 50 kOe durch Anlegung eines Impulses entsprechend einem Verfahren zum Ziehen einer Prüfspule magnetisiert worden ist, und anschließend, nachdem sie für eine Stunde auf eine frei wählbare Temperatur erwärmt worden ist, wiederum die Gesamtmenge Φi der Magnetflüsse bei Raumtemperatur be stimmt wurden. Der kommerziell erhältliche gesinterte Magnet aus Nd-Fe(Co)-B ist der einzige Magnet, der nach einem pulvermetallurgischen Verfahren hergestellt wird und eine Eigenkoerzitivkraft von 12,6 kOe, einen Tempe raturkoeffizienten der Eigenkoerzitivkraft von -0,60 %/°C und eine Restflußdichte von 12,3 kG besitzt.

Wie aus Fig. 4 ersichtlich ist, weist der erfindungsge mäß hergestellte Permanentmagnet trotz einer Eigenkoer zitivkraft von 10,1 kOe einen nicht-reversiblen Demagne tisierungsfaktor (non-reversible demagnetizing factor) auf, der kleiner als der des kommerziell erhältlichen gesinterten Magneten (Vergleichsmagneten) ist. Bei dem erfindungsgemäß hergestellten Permanentmagneten wird der nicht-reversible Magnetisierungsfaktor beträchtlich sinken, wenn der Wert der Eigenkoerzitivkraft etwa 15 kOe erreicht, und deshalb kann der erfindungsgemäß her gestellte Permanentmagnet vorteilhaft bei hohen Tempera turen verwendet werden.

Somit kann mittels des erfindungsgemäßen Verfahrens ein Permanentmagnet unter Verwendung von Legierungsflocken hergestellt werden, die als Ausgangsmaterial dienen und zusätzlich zu B und/oder Fe als Hauptkomponente ein oder mehrere ergiebige Metalle der Seltenerden wie z.B. Nd und Pr enthalten, die durch die Verwendung des extremen Abkühlprozesses gewonnen werden. Wichtige Merkmale des erfindungsgemäßen Verfahrens sind der direkte Tempera turanstieg, basierend auf der Jouleschen Wärme und der Entladung im Bereich von Sekunden, und in der gleich zeitigen Beaufschlagung mit Druckkraft. Dementsprechend besteht ein Vorteil der Erfindung darin, daß eine genaue Steuerung und eine schnelle Verarbeitung möglich sind. Dies ist sehr wichtig, um ein Absinken der Eigenkoerzi tivkraft und ein entsprechendes Ansteigen des Tempera turkoeffizienten zu unterdrücken, was ansonsten dazu führt, daß die R₂TM₁₄B-Phase des erfindungsgemäßen Per manentmagneten grob wird. Ebenfalls kann nicht nur die Restflußdichte im wesentlichen auf dem Wert von 9 bis 11 kG des durch ein pulvermetallurgisches Verfahren herge stellten gesinterten Magnetes aus Sm-Co liegen, sondern die thermische Stabilität, die durch die nicht-rever sible Demagnetisierung repräsentiert wird, wird hoch sein.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagneten, dadurch gekennzeichnet, daß ein Aggregat mit einer in einer Richtung wirkenden Druckkraft und einem elektri schen Strom durch ein Paar von Elektroden beaufschlagt wird, damit das Aggregat einer plastischen Deformation unterworfen wird, um einen axial projizierten Ober flächenbereich auszudehnen, wobei das Aggregat miteinan der verbundene Legierungsflocken enthält, die mindestens aus einem Metall der Seltenerden und einer Eisenkom ponente bestehen.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierungsflocken aus einer sich im Ungleichgewicht befindlichen Legierung stammen, welche durch die chemische Formel R_xTM_100-x-yB_y ausgedrückt wird, wobei es sich bei R um Nd und/oder Pr und bei TM um Fe oder Fe, das teilweise durch Co er setzt ist, handelt und x den Anteil von R in Atom-% repräsentiert und im Bereich von 13 bis 15 liegt und y den Anteil von B in Atom-% repräsentiert und im Bereich zwischen 5 und 7 liegt, und daß die Legierung aus einer amorphen Phase und einer magnetischen Phase, ausgedrückt durch R₂TM₁₄B, besteht.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die relative Dichte des Aggregates im Bereich von 70 bis 90% liegt.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß es sich bei dem Aggregat um ein Mehrfach-Aggregat handelt.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Wert von ρ/S×C (wobei es sich bei ρ um den Eigenwiderstand, bei S um die spezi fische Schwerkraft und bei C um die spezifische Wärme handelt) bei den Elektroden größer als bei dem Aggregat ist.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Beaufschlagung mit Druck und elektrischem Strom bei einer Atmosphäre von 10^-1 Torr oder niedriger durchgeführt wird.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Beaufschlagung mit elek trischem Strom in zwei Stufen durchgeführt wird, welche eine Entladung und eine Beaufschlagung mit Joulescher Wärme umfassen.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Beaufschlagung mit Druck zumindest während der Beaufschlagung mit Joulescher Wärme bei einem Druck von 200 bis 500 kgf/cm² durchge führt wird, wobei ein endgültiger axialer Schnitt flächenbereich als Referenz genommen wird.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis (S/So) eines projizierten Schnittflächenbereiches (S) des Permanent magneten zu einem projizierten Schnittflächenbereich (So) des Aggregates innerhalb des Bereiches von 1,5 bis 3,0 liegt.