DE60117205T2

DE60117205T2 - Magnetisches Legierungspulver für Dauermagnet und zugehöriges Herstellungsverfahren

Info

Publication number: DE60117205T2
Application number: DE60117205T
Authority: DE
Inventors: Hiroyuki Hirakata-shi Tomizawa; Yuji Uji-shi KANEKO
Original assignee: Neomax Co Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2000-09-18
Filing date: 2001-09-18
Publication date: 2006-07-27
Anticipated expiration: 2021-09-19
Also published as: DE60117205D1; EP1189245B1; CN1257516C; EP1189245A2; US20020112783A1; CN1360316A; US6818041B2; ATE318005T1; EP1189245A3

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung betrifft ein magnetisches Seltenerd-Legierungspulver, welches zur Herstellung von Seltenerd-Haftmagneten, Sintermagneten und anderen geeigneten Magneten benutzt wird, die in unterschiedlichen Motoren- und Aktuatortypen eingesetzt werden können, und einen Dauermagneten, hergestellt durch Nutzung eines solchen magnetischen Legierungspulvers.
Eine Nd-Fe-B-Seltenerd-magnetische Legierung wird durch ein Blockgussverfahren oder ein Streifengussverfahren massenproduziert, bei welchem ein geschmolzenes Legierungsmaterial abgekühlt und erstarrt wird, wodurch eine Struktur, enthaltend eine Nd₂Fe₁₄B-tetragonale Phase als eine primäre Phase ausgebildet wird.
Zusätzlich zu dem oben beschriebenen Massenherstellungsverfahren ist ein weiteres Verfahren zum Herstellen von Pulver einer Nd-Fe-B Typ magnetischen Seltenerd-Legierung durch ein Gasverdüsungsverfahren, beispielsweise in den japanischen Patentveröffentlichungen Nr. 5-18242, 5-53853, 5-59165, 7-110966, US-Patent Nr. 4,585,473 offenbart.
Das Gasverdüsungsverfahren ist ein Verfahren, bei welchem eine geschmolzene Metalllegierung in einer Inertgasatmosphäre verdüst wird, was freien Fall von Flüssigkeitstropfen der geschmolzenen Metalllegierung bewirkt, um so Pulverpartikel aus den Flüssigkeitstropfen der geschmolzenen Metalllegierung herzustellen. Bei dem Gasverdüsungsverfahren werden während dem freien Fall die Flüssigkeitstropfen der geschmolzenen Metalllegierung erstarrt, so dass durch dieses Verfahren im Wesentlichen kugelförmige Pulverpartikel hergestellt werden.
Bei den oben beschriebenen vorbekannten Verfahren sind die durch das Gasverdüsungsverfahren hergestellten Pulverpartikel jedoch nur in der Lage, eine ungenügende Koerzitivkraft auszuüben. Die Ursache, warum eine Koerzitivkraft des magnetischen Pulvers bei diesem Verfahren zu gering ist, ist, dass eine für das endgültigen Kristallisieren einer Metalllegierung mit genereller Zusammensetzung erforderliche Abschreckgeschwindigkeit nicht durch das konventionelle Gasverdüsungsverfahren erzielt werden konnte.
Um eine ausreichende Koerzitivkraft durch Nutzung eines Gasverdüsungsverfahrens zu erhalten, welche in der Praxis akzeptiert ist, ist es notwendig, ein Verfahren zum feineren Pulverisieren des Pulvers und einen Sinterprozess nach dem Verdüsungsverfahren durchzuführen, oder die Partikelgrößen des magnetischen Pulvers zu klassifizieren und selektiv zu filtern, so dass nur bestimmte Niedrigniveaupartikeigrößen benutzt werden, was eine Verschlechterung der Fördermenge verursacht. Solche zusätzlichen Verfahren beseitigen den Vorteil des Verdüsungsverfahrens, das magnetisches Pulver zum Herstellen des Magneten ohne eines Pulverisierungsverfahrens erhalten werden kann, und verursacht auch ein zusätzliches Problem, indem die Fördermenge aufgrund der erforderlichen Klassifizierung signifikant verringert wird.
Aus den oben genannten Gründen wird das Gasverdüsungsverfahren in der Praxis nicht als ein Verfahren für große Quantitäten von Nd-Fe-B Typ Seltenerd-Magnetlegierungspulver benutzt. Gegenwärtig wird, nachdem eine Nd-Fe-B Typ Seltenerd-Magnetlegierung durch ein Schmelzspinnverfahren hergestellt wird, die Legierung pulverisiert, wodurch feines Pulver hergestellt wird.
Um den Nachteil der ungenügenden Abschreckgeschwindigkeit bei dem Gasverdüsungsverfahren zu beseitigen, wird auch ein zweites Verdüsungsverfahren durchgeführt, bei dem Flüssigkeitstropfen des geschmolzenen Metalls auf eine Abkühlplatte gesprüht werden, so dass das Abkühlen durch die Abkühlplatte weiter beschleunigt wird, wie in der japanisch offengelegten Patentveröffentlichung Nr. 1-8205 beschrieben. Gemäß einem solchen Gasverdüsungsverfahren kann magnetisches Pulver mit magnetischer Anisotropie erhalten werden und die Abschreckgeschwindigkeit ist ausreichend hoch, so dass die Legierungsstruktur viel feiner ist und die Koerzitivkraft erhöht wird. Bei diesem Verfahren werden jedoch geschmolzene Metallpartikel, welche nicht vollständig abgekühlt sind, kräftig auf die Abkühlplatte gesprüht, so dass ein Problem darin besteht, dass die Form des Magnetpulvers verdichtet wird. Die Verdichtung des Magnetpulvers verschlechtert die Pulverfließbarkeit und verringert die Verdich tungseffizienz erheblich, wodurch die Produktionsfördermenge bei einem Druck- oder Verdichtungsprozess und einem Einspritzprozess sehr verringert wird.
Ein magnetisches Legierungspulver gemäß dem Oberbegriff von Anspruch 1 ist aus der WO 00 45397 A (nächstliegender Stand der Technik) bekannt. WO 00 45397 A offenbart ferner ein Verfahren, bei welchem eine Legierung in einer Vakuum- oder Inertgas-Atmosphäre in einem Ofen geschmolzen wird. Die Schmelze wird dann einer Gießpfanne zugeführt, welche eine Düse zum Aufbringen eines Schmelzflusses der Legierung auf eine rotierende Scheibe aufweist. Die Scheibe bremst den Schmelzfluss durch Schleuderverdüsen zu feinen Flüssigkeitstropfen. Die Schleuderverdüsten feinen Flüssigkeitstropfen werden dann durch ein Abkühlmittel abgekühlt, um schnell erstarrte, im Wesentlichen kugelförmige Tropfen herzustellen. Die im Wesentlichen kugelförmigen Tropfen werden dann ferner durch eine stationäre oder rotierende wasserabgekühlte Abschreckabdeckung abgeschreckt (splat-quenched), um im Wesentlichen flockenartige Partikel herzustellen. Folglich ist die Partikelform des magnetischen Legierungspulvers erhalten durch das in dem nächstliegenden Stand der Technik offenbarte Verfahren nicht kugelförmig.
Ausgehend von WO 00 45397 ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, die magnetischen Eigenschaften des bekannten Produkts zu verbessern und ein Verfahren zum Herstellen des verbesserten Produkts bereitzustellen.
Als eine Lösung zu der Aufgabe, schlägt die vorliegende Erfindung ein wie in Anspruch 1 angegebenes Produkt und ein wie in Anspruch 4 angegebenes Verfahren vor. Bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung sind in den abhängigen Unteransprüchen angegeben.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICNNUNGEN
Sowohl die vorherige Zusammenfassung als auch die nachfolgende detaillierte Beschreibung der bevorzugten Ausführungsbeispiele der Erfindung werden bei Betrachtung in Zusammenhang mit den beigefügten Zeichnungen besser verstanden. Um die Erfindung zu veranschaulichen, sind in den Zeichnungen bevorzugte Ausführungsbeispiele veranschaulicht, welche gegenwärtig bevorzugt werden. Es soll jedoch ver standen werden, dass die Erfindung nicht auf die genaue Anordnung und Einheiten, wie gezeigt, beschränkt ist. In den Zeichnungen:
ist 1 eine Ansicht, welche einen Aufbau einer Gasverdüsungsvorrichtung, welche in einem bevorzugten Ausführungsbeispiel der Erfindung benutzt wird, veranschaulicht;
ist 2A ein Graph, welcher die Abhängigkeit der Restmagnetisierung Jr (oder restmagnetischer Flussdichte B_r) von der Pulverpartikelgröße vor und nach der Wärmebehandlung bei Probe Nr. 1 (Beispiel) und Probe Nr. 17 (Vergleichsbeispiel) zeigt;
ist 2B ein Graph, welcher die Abhängigkeit der Koerzitivkraft H_cJ von der Pulverpartikelgröße vor und nach der Wärmebehandlung bei Probe Nr. 1 (Beispiel) und Probe Nr. 17 (Vergleichsbeispiel) zeigt;
ist 3 ein Graph, welcher die magnetischen Eigenschaften (Entmagnetisierungskurve bei unterschiedlichen Temperaturen) für einen Haftmagneten nach Probe Nr. 3 (Beispiel) zeigt;
ist 4 ein Graph, welcher die magnetischen Eigenschaften (Entmagnetisierungskurve bei unterschiedlichen Temperaturen) für einen Haftmagneten nach Probe Nr. 18 (Vergleichsbeispiel) zeigt,
ist 5 ein Graph, welcher ein für das Beispiel erhaltenes Röntgendiffraktionsmuster eines Pulvers vor einer Wärmebehandlung zum Kristallisieren zeigt, die Abszissenachse repräsentiert Diffraktionswinkel (2θ) und die Ordinatenachse repräsentiert eine Diffraktionsintensität; und
ist 6 ein Graph, welcher ein für das Vergleichbeispiel erhaltenes Röntgendiffraktionsmuster eines Pulvers vor einer Wärmebehandlung zum Kristallisieren zeigt, die Abszissenachse repräsentiert Diffraktionswinkel (2θ) und die Ordinatenachse repräsentiert eine Diffraktionsintensität.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben herausgefunden, dass, wenn magnetisches Pulver des Typs Nd-Fe-B Seltenerd-Magnetlegierung durch ein Verdüsungsverfahren hergestellt wurde, dass, wenn Kohlenstoff (C) für einen Teil an Bor (B) des Nd-Fe-B Typs Seltenerd-Magnetlegierung ersetzt wurde, eine hohe Koerzitivkraft stabil und zuverlässig in einem breiten Bereich der Partikelgröße erzielt werden konnte und folglich haben die Erfinder die bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung erdacht und entwickelt.
Die Gründe, warum die Koerzitivkraft durch Ersetzen von Kohlenstoff für einen Teil an Bor des Nd-Fe-B Typs Seltenerd-Magnetlegierung verbessert wird, ist wie folgend. Da die Abschreckfähigkeit (oder amorphe Erzeugungsleistung) der Legierung durch das Einbringen von Kohlenstoff erhöht wird, wird es schwierig, die Kristallstruktur zu vergröbern, sogar bei den gleichen Abschreckbedingungen und die feine Kristallstruktur wird erhalten.
Gemäß der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegende Erfindung kann ausreichende Abkühlung des magnetischen Pulvers durch nur ein generelles Verdüsungsverfahren ohne Sprühen oder Aufbringen der geschmolzenen Legierungspartikel gegen eine bestimmte Abkühlplatte erzielt werden, so dass die Form des magnetischen Pulvers nicht zusammengedrückt wird und zuverlässig als kugelförmig beibehalten wird. Deshalb ist es möglich, Pulver mit überlegener Fließbarkeit und sehr hoher Koerzitivkraft zu erhalten.
Wie oben beschrieben wird gemäß bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung der Kristallisationsprozess während Abschrecken durch Ersetzen von Kohlenstoff für einen Teil an Bor variiert, wodurch ein feineres magnetisches Pulvergefüge erhalten wird. Es ist somit unnötig, die Prozessbedingungen und Vorrichtungen zum Gasverdüsen von konventionellen Verfahrensbedingungen und Vorrichtungen signifikant oder grundlegend zu ändern.
Es ist bei einem Nd-Fe-B Typ Magnet bekannt, dass Kohlenstoff für einen Teil an Bor ersetzt werden kann. Die Tatsache, dass Kohlenstoff enthaltendes Nd-Fe-B Legierungspulver durch ein Gasverdüsungsverfahren produziert werden kann, ist z.B. in den japanischen offengelegten Patenten, Veröffentlichungsnummern 1-8205 und 2-70011 beschrieben. Es ist jedoch weder bekannt, noch wurde es vorgeschlagen, dass die Ersetzung von Kohlenstoff für Bor auf eine Art und Weise durchgeführt werden kann, die eine sehr signifikante Erhöhung der Koerzitivkraft, erzeugt in dem Verdüsungsverfahren, erzielt und die Erfinder der vorliegenden Erfindung waren die Ersten, die diese Tatsache entdeckt haben.
In dem Fall, in dem eine magnetische Legierung mit hoher Koerzitivkraft aus einer geschmolzenen Legierung für einen Nd-Fe-B Typ Seltenerd-Magnet durch Streifengussverfahren oder ein anderes geeignetes Verfahren hergestellt wird, besteht kein Bedarf, dass Kohlenstoff für einen Teil an Bor ersetzt wird. In dem Fall, in dem Pulver einer Nd-Fe-B Typ Seltenerd-Magnetlegierung durch das Gasverdüsungsverfahren hergestellt wurde, war es jedoch unmöglich, ein Pulver mit einer praktisch umsetzbaren Koerzitivkraft ohne Einsetzen von Kohlenstoff herzustellen.
Für die Nd-Fe-B Legierung, zu welcher Kohlenstoff nicht hinzugefügt wird, ist die Viskosität der geschmolzenen Legierung hoch. Wenn das Gasverdüsungsverfahren durchgeführt wird, tritt oft Verstopfung in einer Zufuhrbahn der geschmolzenen Legierung in die Gasverdüsungsvorrichtung auf. Es ist notwendig, das Gasverdüsungsverfahren wiederholend auszusetzen, um Wartung und Säuberung der Zufuhrbahn der geschmolzenen Legierung durchzuführen. Im Gegensatz dazu, für die geschmolzene Legierung mit einer Zusammensetzung gemäß den bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung, ist die Viskosität dieser, aufgrund Zufügung von Kohlenstoff erheblich reduziert. Folglich wird das Verdüsungsverfahren der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung reibungslos und ohne Unterbrechungen durch Nutzung der Gasverdüsungsvorrichtung durchgeführt und die Produktivität wird wesentlich erhöht.
Um diese neuen Wirkungen aufgrund der einzigartigen Ersetzung an Kohlenstoff gemäß der vorliegenden Erfindung zu erhalten, ist der totale Gehalt (B + C) von Bor und Kohlenstoff innerhalb des Bereichs von etwa 0,5 Masseprozent bis ungefähr 2,0 Masseprozent und das Kohlenstoffverhältnis (C/(B + C)) ist in dem Bereich von ungefähr 0,05 bis ungefähr 0,90.
Ein Teil an Fe kann durch einen oder mehrere Typen von Elementen ausgewählt aus einer Gruppe, bestehend aus Co, Ni, Mn, Cr und Al ersetzt werden. Außerdem können ein oder mehrere Typen von Elementen ausgewählt aus einer Gruppe, bestehend aus S, P, Si, Cu, Sn, Ti, Zr, V, Nb, Mo und Ga hinzugefügt werden. Insbesondere ist die Hinzufügung von S, P und/oder Si zu bevorzugen, weil die Viskosität der geschmolzenen Legierung verringert wird und die verdüsten Pulverpartikel viel feiner werden und die Partikelgrößenverteilungskurve wird in ihrer Schärfe wesentlich erhöht. Wenn die Partikelgröße eines verdüsten Pulvers gering gehalten wird, schreitet die Abkühlung bei einer ausreichenden Geschwindigkeit fort, sogar in einem mittleren Abschnitt von jedem Pulverpartikel, so dass die Struktur des Pulverpartikels viel feiner ist und die Koerzitivkraft wesentlich erhöht wird. Wenn die Partikelgröße gering ausgebildet wird, wird die Pulverfließbarkeit erhöht, so dass es auf geeignete Weise für Spritzgießen eingesetzt werden kann. Andererseits sind Ti, Zr, V, Nb und/oder Mo mit B oder C kombinierbar und wirken beim Abschrecken als ein Erstarrungskern oder Kern, um so dazu beizutragen, die Kristallstruktur der Partikel sehr fein auszubilden.
Nachfolgend werden bestimmte bevorzugte Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung beschrieben.
1 zeigt eine beispielhafte Anordnung einer Gasverdüsungsvorrichtung, welche in den bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung auf geeignete Art und Weise benutzt werden kann. Die in 1 gezeigte Vorrichtung enthält vorzugsweise einen Schmelzofen 1, welcher gekippt werden kann, eine Schmelzkammer 3, enthaltend einen Behälter 2, wie beispielsweise eine Gießpfanne, und eine Abschreckkammer 5, in welcher magnetisches Pulver 4 durch Gasverdüsen geformt wird. Sowohl die Schmelzkammer 3 als auch die Abschreckkammer 5 werden auf geeignete Weise mit einer Inertgasatmosphäre (Argon oder Helium) gefüllt.
In dem Schmelzofen 1 wird eine geschmolzene Legierung 6 mit der oben beschriebenen Zusammensetzung erzeugt und in dem Behälter 2 gegossen. Eine Düse 7 ist in einem Bodenabschnitt des Behälters 2 angeordnet und eine geschmolzene Metallströmung 8 der geschmolzenen Legierung 6 wird durch die Düse 7 in das Innere der Abschreckkammer 5 eingeführt. In der Abschreckkammer 5 wird ein Strahl 9 gegen die geschmolzene Metallströmung 8 gesprüht, wodurch kleine geschmolzene Legierungstropfen ausgeformt werden. Die kleinen Tropfen verlieren während des freien Falls durch ein atmosphärisches Gas ihre Wärme, um so abgelöscht zu werden. Die kleinen Metalltropfen, welche durch das Abschrecken erstarrt werden, werden als ein magnetisches Pulver 4 in einem unteren Abschnitt der Gasverdüsungsvorrichtung aufgesammelt.
Bei diesem bevorzugten Ausführungsbeispiel wird Wärmebehandlung für das magnetische Pulver, hergestellt durch die oben beschriebene Gasverdüsungsvorrichtung, in einer Argon(Ar)-Gasatmosphäre durchgeführt. Vorzugsweise ist die Temperatur-Erhöhungsgeschwindigkeit in dem Bereich von ungefähr 0,08°C/sek. bis ungefähr 15°C/sek. und das magnetische Pulver wird bei Temperaturen von ungefähr 500°C bis ungefähr 800°C für einen Zeitraum von ungefähr 30 Sekunden bis ungefähr 60 Minuten gehalten. Danach wird das magnetische Pulver auf Raumtemperatur abgekühlt. Durch die Wärmebehandlung wird eine Phase kristallisiert, welche während des Gasverdüsungsverfahrens nicht ganz kristallisiert und im Wesentlichen amorph ist. Es ist möglich R₂Fe₁₄B-Kristallphasen zu erzeugen.
Um zu verhindern, dass die Legierung oxidiert, ist die Wärmebehandlungsatmosphäre vorzugsweise ein Inertgas, wie beispielsweise Ar-Gas oder N₂-Gas von ungefähr 50 kPa oder weniger. Alternativ kann die Wärmebehandlung in einem Vakuum von ungefähr 0,1 kPa oder weniger durchgeführt werden.
Betreffend das magnetische Pulver dieses Ausführungsbeispiels, so wird der Oxidationswiderstand durch Hinzufügung von Kohlenstoff erhöht, so dass die Wärmebehandlung in einer Luftatmosphäre durchgeführt werden kann. Das magnetische Pulver dieses Ausführungsbeispiels hat bereits eine kugelförmige Form bei einer Kristallisationsstufe durch Verdüsen und wird danach nicht einem mechanischen Pulverisierungsprozess unterworfen. Aus diesem Grund ist die insgesamte Oberfläche der Pulverpartikel per Masseneinheit des Pulvers viel kleiner als die von pulverisiertem Pulver. Demzufolge hat das magnetische Pulver dieses Ausführungsbeispiels einen Vorteil, dass es schwierig zu oxidieren ist, wenn es in Kontakt mit der Luft bei anderen Prozessen ist.
Wenn ein Haftmagnet hergestellt wird, wird das magnetische Pulver von unterschiedlichen bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung vorzugsweise mit einem Epoxidharz oder Nylon gemischt und verdichtet, um eine erwünschte Form zu erzeugen. In dieser Phase kann ein weiteres magnetisches Pulver, wie beispielsweise ein Sm-T-N magnetisches Pulver oder ein hartes ferritisches magnetisches Pulver mit dem magnetischen Pulver der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung gemischt werden.
Unterschiedliche Typen von rotierenden Maschinen, wie beispielsweise ein Motor, ein Aktuator und/oder andere geeignete Vorrichtungen, können durch die Nutzung des oben beschriebenen Haftmagneten hergestellt werden.
In dem Fall, in dem das magnetische Pulver durch Spritzverdichten für einen Haftmagneten benutzt wird, wird das magnetische Pulver vorzugsweise klassifiziert, so dass eine mittlere Partikelgröße D₅₀ (in dieser Beschreibung lediglich als "eine Partikelgröße" bezeichnet) ungefähr 150 μm oder weniger ist. Besonders bevorzugt ist eine durchschnittliche Partikelgröße des magnetischen Pulvers von ungefähr 1 μm bis ungefähr 100 μm. Weiterhin bevorzugt ist der Bereich der durchschnittlichen Partikelgröße von ungefähr 5 μm bis ungefähr 50 μm. In dem Fall, in dem das magnetische Pulver durch Druckverdichten für einen Haftmagneten benutzt wird, ist es ausreichend, dass die Partikelgröße ungefähr 300 μm oder weniger ist. In diesem Fall ist die Klassifizierung nicht erforderlich. Besonders bevorzugt ist die durchschnittliche Partikelgröße des Pulvers von ungefähr 5 μm bis ungefähr 200 μm. Der Bereich von ungefähr 5 μm bis ungefähr 150 μm ist besonders bevorzugt.
Ein Sintermagnet kann durch Nutzung des magnetischen Pulvers der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung hergestellt werden. In diesem Fall wird z.B. ein Presskörper des magnetischen Pulvers durch Nutzung einer bekannten Pressvorrichtung produziert und dann wird der Presskörper gesintert.
In dem Fall, in dem eine geschmolzene Legierung eines Legierungsmaterials für einen Nd-Fe-B Typ Seltenerd-Magnet, zu welchem Kohlenstoff nicht hinzugefügt wird, durch das Gasverdüsungsverfahren pulverisiert wird, variiert die Koerzitivkraft abhängig von der Größe eines Pulverpartikels sehr stark, wie nachfolgend beschrieben.
Insbesondere, je größer der Durchmesser des Pulverpartikels ist, je geringer ist die Koerzitivkraft H_cJ. Die Ursache hierfür ist, dass größere Pulverpartikel ungenügend während des Verdüsungsverfahrens abgekühlt werden, so dass die Kristallstruktur grob ist. Aus diesem Grund ist es erforderlich, das Pulver, hergestellt durch das Gasverdüsungsverfahren, aus einer konventionellen Nd-Fe-B Legierung, zu welcher Kohlenstoff nicht hinzugefügt worden ist, zu klassifizieren und mittels eines Siebs zu filtern und eine Einstellung der Partikelgrößenverteilung muss durchgeführt werden, damit größere Partikel nicht enthalten sind.
Im Gegensatz dazu, bei den bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung, wird die amorphe Erzeugungseigenschaft der Legierung durch die Hinzufügung von Kohlenstoff sehr verbessert, so dass Partikel mit einer großen Partikelgröße ausreichend abgeschreckt werden können. Als ein Ergebnis dessen, wird eine sehr hohe Koerzitivkraft ausgeübt. Deshalb ist es möglich, ohne das durch das Gasverdüsungsverfahren erhaltene Pulver zu klassifizieren, das Pulver für Herstellung eines Haftmagneten oder eines Sintermagneten zu benutzen.
Nachfolgend werden bestimmte Beispiele der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung beschrieben.
In diesem Beispiel der bevorzugten Ausführungsbeispiele wurden Ausgangslegierungen mit unterschiedlichen Zusammensetzungen, wie in Tabelle 1 unten angegeben, benutzt und die Ausgangslegierungen wurden in einer Ar-Gasatmosphäre verdüst, um so Pulver mit kugelförmigen Partikeln herzustellen. Temperaturen der geschmolzenen Legierungen beim Verdüsen waren ungefähr 1400°C bis ungefähr 1500°C. Die Temperatur der Ar-Gasatmosphäre war ungefähr 30°C.
Als nächstes wurde das resultierende Pulver durch ein Sieb klassifiziert und Pulver mit einer Partikelgröße von ungefähr 38 μm bis 63 μm wurde erhalten. Danach wurden die magnetischen Eigenschaften (die restmagnetische Flussdichte B_r und die Koerzitivkraft H_cJ) des Pulvers ausgewertet. Die ausgewerteten Ergebnisse für Proben Nr. 1 bis 20 sind in Tabelle 1 angegeben. Die Werte in Tabelle 1 wurden durch einen vibrierenden Proben-Magnetmesser gemessen.
Tabelle 1
Unter den Proben sind Proben Nr. 1 bis 16 Beispiele der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung und Proben Nr. 17 bis 20 Vergleichsbeispiele. Betreffend Probe Nr. 1 (das Beispiel) und Probe Nr. 17 (das Vergleichsbeispiel), nachdem die Wärmebehandlung für 5 Minuten bei ungefähr 600°C in einer Ar-Atmosphäre durchgeführt worden war, wurden die magnetischen Eigenschaften für respektive Partikelgrößen gemessen. 2A und 2B zeigen Abhängigkeiten der magnetischen Eigenschaften (die Restmagnetisierung J_r und die Koerzitivkraft H_cJ) von Pulverpartikelgröße vor und nach der Wärmebehandlung für jeweils Probe Nr. 1 (das Beispiel) und Probe Nr. 17 (das Vergleichsbeispiel). In dem Graph kennzeichnen die durch "•" und "o" jeweils angedeuteten Daten die magnetischen Eigenschaften vor der Wärmbehandlung und die magnetischen Eigenschaften nach der Wärmebehandlung von Probe Nr. 1. Daten gekennzeichnet durch "
" und "Δ" repräsentieren jeweils die magnetischen Eigenschaften vor der Wärmebehandlung und die magnetischen Eigenschaften nach der Wärmebehandlung für Probe Nr. 17.
Wie in den 2A und 2B veranschaulicht, ist in dem Fall des magnetischen Pulvers nach dem Beispiel (Probe 1) eine hohe Koerzitivkraft in einem breiten Bereich der Partikelgröße von ungefähr 210 μm oder weniger erhalten worden. Im Gegensatz dazu, in dem Fall des Vergleichbeispiels (Probe Nr. 17), kann eine hohe Koerzitivkraft nur für Partikelgrößen von 106 μm oder weniger erzielt werden.
Es ist sehr schwierig, Pulverpartikel mit einem Durchmesser von ungefähr 100 μm oder weniger durch das Gasverdüsungsverfahren durch Massenherstellung zu produzieren. Demzufolge, wenn ein Dauermagnet mit hoher Koerzitivkraft mit dem Pulver des Vergleichsbeispiels herzustellen ist, ist es notwendig, das grobe magnetische Pulver mit einer relativ geringen Koerzitivkraft durch Klassifizieren des Pulvers, geformt durch das Gasverdüsungsverfahren zu beseitigen. Solch eine Klassifizierung senkt die Produktionsfördermenge erheblich.
Wie aus 2B ersichtlich, in dem Beispiel der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung, je geringer die Partikelgröße ist, je höher ist die Koerzitivkraft. Demzufolge wird magnetisches Pulver mit geringerer Partikelgröße, auch in dem bevorzugten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung bevorzugt. Insbesondere wird bevorzugt, dass die Partikelgröße ungefähr 200 μm oder weniger ist. Besonders bevorzugt ist die Partikelgröße ungefähr 150 μm oder weniger ist.
Als nächstes wurden Haftmagneten durch Nutzung des Pulvers gemäß Probe Nr. 3 (das Beispiel) und Probe Nr. 18 (das Vergleichsbeispiel) hergestellt. Die Partikelgrößen der benutzten magnetischen Pulver sind ungefähr 106 μm oder weniger und die Partikelgrößenverteilung wurde nicht korrigiert.
Die Bewertung der magnetischen Eigenschaften der Haftmagneten wurde durch einen BH-Indikator durchgeführt. 3 zeigt die magnetischen Eigenschaften (die Entmagnetisierungskurve), gemessen für den Haftmagneten der Probe Nr. 3. 4 zeigt die magnetischen Eigenschaften (die Entmagnetisierungskurve), gemessen für den Haftmagneten für Probe Nr. 18.
Aus den Entmagnetisierungskurven wurden bei jeweiligen Temperaturen, gezeigt in den 3 und 4, Temperatur-Koeffizienten der Restmagnetisierung J_r (= Restmagnetisierungsflussdichte B_r) und die Koerzitivkraft H_cJ in dem Bereich von ungefähr 20°C bis ungefähr 100°C berechnet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 unten angegeben.
Tabelle 2
Wie aus Tabelle 2 ersichtlich ist der Temperatur-Koeffizient der Koerzitivkraft H_cJ aufgrund der Hinzufügung von Kohlenstoff verringert.
Als nächstes wurden Röntgen-Diffraktionsanalysedaten für das magnetische Pulver des Beispiels und des Vergleichsbeispiels erhalten. 5 ist ein Graph, welcher ein für das Beispiel erhaltenes Pulver Röntgen-Diffraktionsmuster vor der Wärmebehandlung zum Kristallisieren zeigt. 6 ist ein Graph, welcher ein für das Vergleichsbeispiel erhaltenes Pulver Röntgen-Diffraktionsmuster vor der Wärmebehandlung zum Kristallisieren zeigt. Die Abszissenachse repräsentiert einen Beugungswinkel (2θ) und die Ordinatenachse repräsentiert eine Intensität des Diffraktions-Höchstwerts.
Aus den wie in 5 und dgl. gezeigten Diffraktionsanalysedaten geht hervor, dass das magnetische Legierungspulver gemäß der vorliegenden Erfindung eine zweite Verbundphase mit einem intensiven Röntgen-Diffraktions-Höchstwert bei Gitterabstand d von ungefähr 0,295 bis ungefähr 0,300 nm enthält. In dem Nahbereich des Gitterabstands von ungefähr 0,18 nm wurde zusätzlich ein Diffraktions-Höchstwert beobachtet, welcher durch die zweite Verbundphase verursacht sein konnte. Die Stellen der Diffraktions-Höchstwerte entsprechen jeweils den Nahbereich von 2θ = 30 Grad und den Nachbereich von 2θ = 50 Grad in dem Fall, in dem eine Röntgenquelle CuKα Strahlen ist. Die durch die zweite Verbundphase verursachten Diffraktions-Höchstwerte sind noch deutlicher zu beobachten, wenn die Wärmebehandlung bei Temperaturen von ungefähr 500°C bis ungefähr 800°C für das magnetische Pulver durchgeführt wird. Dies zeigt, dass, wenn eine vor der Wärmebehandlung vorhandene amorphe Phase kristallisiert wird, sowohl die primäre Phase als auch die zweite Verbundphase wächst.
Der oben erwähnte Diffraktions-Höchstwert der zweiten Verbundphase hat eine Intensität von ungefähr 10% bis ungefähr 200% in Bezug auf den Diffraktions-Höchstwert (Gitterabstand von ungefähr 0,214 nm) einer (410) Ebene einer Verbundphase mit einer Nd₂Fe₁₄B tetragonalen Struktur.
Bevorzugte Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung sind in Bezug auf das Gasverdüsungsverfahren beschrieben. Alternativ kann magnetisches Pulver der vorliegenden Erfindung durch Benutzung eines anderen Verdüsungsverfahrens (z.B. Schleuderverdüsungsverfahren) oder andere geeignete Verfahren hergestellt werden.
Es wird bevorzugt, dass die Form der Pulverpartikel unmittelbar nach dem Verdüsungsverfahren kugelförmig ist, aber die kugelförmige Form ist nicht immer erforderlich. In dem Fall, in dem die Form der Pulverpartikel nicht kugelförmig ist, verringert sich die Pulverfließbarkeit, aber die Wirkung der Verbesserung der Wetterbeständigkeit und des Oxidationswiderstands aufgrund der Zufügung von Kohlenstoff wird ausreichend erlangt.
In einem weiteren Beispiel der bevorzugten Ausführungsbeispiele wurde eine Ausgangslegierung mit einer wie in Tabelle 3 angegebenen Zusammensetzung benutzt, um somit verdüstes Pulver unter denselben Bedingungen wie die der vorher beschriebenen Beispiele der bevorzugten Ausführungsbeispiele zu erhalten. Das resultierende verdüste Pulver wurde durch einen Sieb klassifiziert und Pulverpartikelgrößen von ungefähr 38 μm bis ungefähr 63 μm wurden erhalten. Danach wurden die magnetischen Eigenschaften (die restmagnetische Flussdichte B_r und die Koerzitivkraft H_cJ) des Pulvers ausgewertet. Die Auswertungsergebnisse sind in Tabelle 3 angegeben.
Tabelle 3
Aus Tabelle 3 geht hervor, dass überlegene magnetische Eigenschaften in dem Beispiel gemäß eines bevorzugten Ausführungsbeispiels der vorliegenden Erfindung erzielt werden.
In weiteren Beispielen der bevorzugten Ausführungsbeispiele wurde Pulver durch Abschrecken von jeweiligen Legierungen der Proben Nr. 1, 3, 17 und 18, wie in Tabelle 1 angegeben, durch ein Verdüsungsverfahren hergestellt. Die Temperatur der geschmolzenen Legierung beim Verdüsen war ungefähr 1500°C und andere Verdüsungsbedingungen wurden gleich für die jeweiligen Proben festgelegt. Dann wurde ein Massenverhältnis (ein Aufsammlungsverhältnis) von feinem Pulver (Partikelgröße: ungefähr 63 μm oder weniger), enthaltend in dem erhaltenen verdüsten Pulver, zu dem gesamten Pulver gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 unten angegeben.
Tabelle 4
Wie aus Tabelle 4 ersichtlich, sind die Aufsammlungsverhältnisse für Proben Nr. 1 und 3 ungefähr 70% oder mehr und sind erstaunlich höher als die Aufsammlungsverhältnisse für Proben Nr. 17 und 18 der Vergleichsbeispiele. Dies zeigt, dass die Hinzufügung von C zu der Reduzierung der Partikelgröße des verdüsten Pulvers beiträgt. Die Hauptursache, warum die Partikelgröße reduziert wird, ist, dass die Viskosität der geschmolzenen Legierung beim Verdüsen, aufgrund einer geeigneten Menge von hinzugefügten Elementen, sehr verringert wird.
Gemäß den unterschiedlichen bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung, werden hohe Koerzitivkräfte mit einem breiten Bereich von Partikel größen erzielt, ohne dass die Prozessbedingungen des Gasverdüsungsverfahrens wesentlich verändert werden, so dass das produzierte Pulver sehr wirksam ist und zur Nutzung als ein Material für ein Haftmagnet vorteilhaft ist. Zusammen mit einem Niedrig-Temperatursinterverfahren, wie beispielsweise Warmpressverfahren, kann ein Sintermagnet erhalten werden. Zusätzlich kann ein magnetischer anisotropischer Magnet, wenn Warmbearbeitung genutzt wird, erhalten werden.
Gemäß der vorliegenden Erfindung ist Kohlenstoff im Wesentlichen enthalten, so dass es unnötig ist, die Mischung von Kohlenstoff zu der Legierung auszuschließen. Deshalb ist es unnötig, einen bestimmten Prozess zum Entfernen von Kohlenstoff durchzuführen und gescheiterte Komponente im Verlauf der Prozesse und aufgesammelte Magnetprodukte können direkt wiedergeschmolzen und wiederverwendet werden. Zudem ist die Wetterbeständigkeit, aufgrund der Einschlüsse von Kohlenstoff, vorteilhaft überlegen.
Gemäß den bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung wird die Koerzitivkraft abhängig von den Temperaturen kaum geändert und der Widerstand zur irreversiblen Wärmeentmagnetisierung ist sehr hoch. Da die Form des magnetischen Pulvers kugelförmig ist, ist die Fließbarkeit überlegen und die Verdichtungseffizienz wird sehr verbessert. Demzufolge wird die Materialfüllgeschwindigkeit erhöht und die Füllzeit wesentlich reduziert. Somit ist es möglich, eine Presszykluszeit dramatisch zu reduzieren. Zusätzlich kann die Füllgenauigkeit beim Verdichten erhöht werden und die Größengenauigkeit der Produkte kann verbessert werden, so dass mechanisches Bearbeiten nach der Verdichtung ausgeschlossen werden kann.
Da der hinzugefügte Kohlenstoff die Oxidationsreaktionsfähigkeit des Seltenerdmagneten reduziert, werden die magnetischen Eigenschaften nicht durch Erwärmen oder Feuerung während des Produktionsprozesses verschlechtert, noch wird die Sicherheit des Verfahrens reduziert oder beeinflusst. Außerdem ist es möglich ohne Bereitstellen eines bestimmten Schutzfilms zum Verbessern der Wetterbeständigkeit auf einer Oberfläche des Magneten, die Wetterbeständigkeit zu verbessern und zu verhindern, dass der Magnet im Laufe der Zeit sich verschlechtert.
Während die vorliegende Erfindung in Bezug auf bevorzugte Ausführungsbeispiele davon beschrieben worden ist, ist es für den Fachmann offensichtlich, dass die offenbarte Erfindung auf viele Art und Weisen modifiziert werden kann und viele Ausführungsformen andere als die, welche oben angegeben und beschrieben worden sind, annehmen kann. Demzufolge wird mit den beigefügten Ansprüchen beabsichtigt, alle diese Modifikationen der Erfindung, welche innerhalb des Schutzbereichs der Erfindung fallen, abzudecken.

Claims

Magnetisches Legierungspulver für einen Dauermagneten, enthaltend: R von 20 Massenprozent bis 40 Massenprozent (R ist Y oder wenigstens ein Seltenerdelement); T von 60 Massenprozent bis 79 Massenprozent (T ist ein Übergangsmetallelement enthaltend Fe als eine primäre Komponente); und Q von 0,5 Massenprozent bis 2,0 Massenprozent (Q ist ein Element enthaltend B (Bor) und C (Kohlenstoff)), wobei das magnetische Legierungspulver eine Verbundphase mit einer Nd₂Fe₁₄B tetragonalen Struktur enthält und durch ein Verdüsungsverfahren geformt ist, dadurch gekennzeichnet, dass die Partikelform des magnetischen Legierungspulvers kugelförmig ist, die Koerzitivkraft H_cJ 400 kA/m oder mehr ist, das magnetische Legierungspulver die Verbundphase mit Nd₂Fe₁₄B tetragonaler Struktur als eine primäre Strukturphase und eine zweite Verbundphase mit einem Diffraktions-Höchstwert, an einer Stelle, an der der Gitterabstand d 0,295 nm bis 0,300 nm ist, enthält, ein Intensitätsverhältnis des Diffraktions-Höchstwerts der zweiten Verbundphase zu einem Diffraktions-Höchstwert (Gitterabstand ist ungefähr 0,214 nm) in Bezug auf eine (410) Ebene der ersten Verbundphase mit der Nd₂Fe₁₄B tetragonalen Struktur 10% oder mehr ist, und das Verhältnis des C-Gehalts zu dem totalen Gehalt an B und C 0,05 bis 0,90 ist.
Das magnetische Legierungspulver nach Anspruch 1, wobei ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Co, Ni, Mn, Cr und Al einen Teil an Fe, enthaltend in T ersetzen.
Das magnetische Legierungspulver nach Anspruch 1, wobei ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Si, P, Cu, Sn, Ti, Zr, V, Nb, Mo und Ga hinzugefügt ist/sind.
Ein Herstellungsverfahren eines magnetischen Legierungspulvers für einen Dauermagneten nach Anspruch 1, enthaltend die Verfahrensschritte: Erzeugen einer geschmolzenen Legierung, enthaltend: R von 20 Massenprozent bis 40 Massenprozent (R ist Y oder wenigstens ein Seltenerdelement); T von 60 Massenprozent bis 79 Massenprozent (T ist ein Übergangsmetallelement enthaltend Fe als eine primäre Komponente); und Q von 0,5 Massenprozent bis 2,0 Massenprozent (Q ist ein Element enthaltend B (Bor) und C (Kohlenstoff), wobei das Verhältnis des C-Gehalts zu dem totalen Gehalt an B und C 0,05 bis 0,90 ist), und Verdüsen der geschmolzenen Legierung in eine nicht-oxidierende Atmosphäre zum Erhalt eines magnetischen Legierungspulvers, enthaltend eine erste Verbundphase mit Nd₂Fe₁₄B tetragonaler Struktur als eine primäre Strukturphase und eine zweite Verbundphase mit einem Diffraktions-Höchstwert, an einer Stelle, an der der Gitterabstand d 0,295 nm bis 0,300 nm ist und ein Intensitätsverhältnis des Diffraktions-Höchstwerts der zweiten Verbundphase zu einem Diffraktions-Höchstwert (Gitterabstand ist ungefähr 0,214 nm) in Bezug auf eine (410) Ebene der ersten Verbundphase mit der Nd₂Fe₁₄B tetragonalen Struktur 10% oder mehr ist.
Das Herstellungsverfahren eines magnetischen Legierungspulvers nach Anspruch 4, wobei das Pulver kugelförmig ist.
Das Herstellungsverfahren des magnetischen Legierungspulvers nach Anspruch 5, wobei eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur von ungefähr 500°C bis ungefähr 800°C für das Pulver durchgeführt wird.
Ein Dauermagnet, hergestellt durch das magnetische Legierungspulver für einen Dauermagneten nach Anspruch 1.
Ein Verfahren zum Herstellen eines Dauermagneten, umfassend die Schritte: Aufbereiten von magnetischem Legierungspulver für einen Dauermagneten, hergestellt durch das Herstellungsverfahren für magnetisches Legierungspulver nach Anspruch 4; und Herstellen eines Dauermagneten durch das magnetische Legierungspulver für einen Dauermagneten.