DE60205728T2 - Seltenerdlegierungspulver auf eisenbasis und das seltenerdlegierungspulver enthaltende zusammensetzung sowie diese verwendender dauermagnet - Google Patents

Seltenerdlegierungspulver auf eisenbasis und das seltenerdlegierungspulver enthaltende zusammensetzung sowie diese verwendender dauermagnet Download PDF

Info

Publication number
DE60205728T2
DE60205728T2 DE60205728T DE60205728T DE60205728T2 DE 60205728 T2 DE60205728 T2 DE 60205728T2 DE 60205728 T DE60205728 T DE 60205728T DE 60205728 T DE60205728 T DE 60205728T DE 60205728 T2 DE60205728 T2 DE 60205728T2
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
rare earth
iron
earth alloy
powder
alloy
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
DE60205728T
Other languages
English (en)
Other versions
DE60205728D1 (de
Inventor
Hirokazu Kanekiyo
Hirokazu Kitayama
Satoshi Hirosawa
Toshio Miyoshi
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Hitachi Metals Ltd
Original Assignee
Neomax Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Neomax Co Ltd filed Critical Neomax Co Ltd
Publication of DE60205728D1 publication Critical patent/DE60205728D1/de
Application granted granted Critical
Publication of DE60205728T2 publication Critical patent/DE60205728T2/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/22—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces for producing castings from a slip
    • B22F3/225—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces for producing castings from a slip by injection molding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F7/00—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression
    • B22F7/06—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression of composite workpieces or articles from parts, e.g. to form tipped tools
    • B22F7/08—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression of composite workpieces or articles from parts, e.g. to form tipped tools with one or more parts not made from powder
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/0433—Nickel- or cobalt-based alloys
    • C22C1/0441—Alloys based on intermetallic compounds of the type rare earth - Co, Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0207—Using a mixture of prealloyed powders or a master alloy
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
    • H01F1/0575—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together
    • H01F1/0578—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together bonded together
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/058—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IVa elements, e.g. Gd2Fe14C
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Polishing Bodies And Polishing Tools (AREA)

Description

  • GEBIET DER ERFINDUNG
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, welches wirksam als ein Material für Verbundmagneten verwendet werden kann, und ein Verfahren zur Herstellung des Legierungspulvers. Die vorliegende Erfindung betrifft auch einen Verbundmagneten, hergestellt aus dem Seltenerdenlegierungspulver und betrifft des Weiteren verschiedene Arten von elektrischen Geräten, welche den Verbundmagneten enthalten.
  • STAND DER TECHNIK
  • Ein Verbundmagnet wird zur Zeit in verschiedenen Arten von elektrischen Geräten verwendet, umfassend Motoren, Aktuatoren, Lautsprecher, Ampermeter und Fokus-Konvergenzringe. Ein Verbundmagnet ist ein Magnet, welcher erhalten wird, indem ein Magnetpulver und ein Bindemittel (wie ein Gummi oder ein Harz) miteinander vermischt werden und die Mischung anschließend verdichtet und abgebunden wird.
  • Ein Nanoverbundmagnet aus einer Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis (z.B. insbesondere auf Fe-R-B Basis) wurde in jüngster Zeit häufiger als ein Magnetpulver für einen Verbundmagnet eingesetzt, da solch ein Magnetpulver relativ kostengünstig ist. Der Nanoverbundmagnet auf Fe-R-B Basis ist ein Permanentmagnet aus einer Legierung auf Eisenbasis, wobei Kristalle in Nanometergröße aus Boriden auf Eisenbasis (z.B. Fe3B, Fe23B6 und andere weichmagnetische Phasen) und solche mit einer Re2Fe14B-Phase als eine hartmagnetische Phase gleichmäßig innerhalb der gleichen Metallstruktur verteilt sind und magnetisch miteinander über Austausch-Wechselwirkungen gekoppelt werden.
  • Der Nanoverbundmagnet umfasst weichmagnetische Phasen und zeigt eine ausgezeichnete Magnetleistung aufgrund der magnetischen Kopplung zwischen den weich- und hartmagnetischen Phasen. Da es des Weiteren solche weichmagnetischen Phasen sind, die keine Seltenerdelemente R, wie Nd, enthalten, kann der gesamte Prozentanteil der seltenen Erdelemente eher relativ niedrig sein. Dies ist vorteilhaft, um die Herstel lungskosten der Magneten zu verringern und um die Magneten konstant zu liefern. Des Weiteren, da der Magnet keine R-reiche Phase an den Korngrenzen enthält, ist der Magnet auch bezüglich der Antikorrosivität hervorragend.
  • Solch ein Nanoverbundmagnet wird erhalten, indem eine geschmolzene Materiallegierung (d.h. „geschmolzene Legierung") durch ein schnelles Abkühlverfahren verfestigt wird und anschließend die schnellverfestigte Legierung einem geeigneten Wärmebehandlungsverfahren unterworfen wird. Ein Einwalzenverfahren wird häufig verwendet, um die geschmolzene Legierung schnell abzukühlen. Das Einwalzenverfahren ist ein Verfahren des Abkühlens und Verfestigen einer geschmolzenen Legierung, indem die Legierung mit einer rotierenden Kühlwalze in Kontakt gebracht wird. Bei diesem Verfahren weist die resultierende schnell verfestigte Legierung die Form eines dünnen Bandes (oder Streifens) auf, welches(r) in der Richtung der Umfangsgeschwindigkeit der Kühlwalze verlängert ist. Dieses Verfahren des schnellen Abkühlens einer geschmolzenen Legierung in dem die Legierung mit der Oberfläche eines Festkörpers in Kontakt gebracht wird, wird als ein „Schmelze-Abschreckungsverfahren" bezeichnet.
  • Auf der anderen Seite wird, bei der Herstellung eines herkömmlichen weit verbreitet verwendeten Pulvers für einen Verbundmagneten, ein schnell verfestigter dünner Legierungsstreifen mit einer Dicke von 50 μm oder weniger (typischerweise ungefähr 20 μm bis ungefähr 40 μm) erhalten, mit einer Umfangsgeschwindigkeit der Walzenoberflächen von 15 m/s oder mehr. Der schnell verfestigte dünne Legierungsstreifen, der auf diese Weise erhalten wird, wird thermisch behandelt und anschließend auf eine mittlere Teilchengröße von 300 μm oder weniger (typischerweise ungefähr 150 μm) pulverisiert, um ein Seltenerdenlegierungspulver für einen Permanentmagneten zu erhalten. Die Teilchen des auf diese Weise erhaltenen Seltenerdenlegierungspulvers weisen eine flache Form auf und besitzen Aspektverhältnisse von weniger als 0,3. Wie hier verwendet, bedeutet "Aspektverhältnis" das Verhältnis der Größe der Spiegelachse eines Pulverteilchens zu der Größe der Hauptachse dessen. Das Seltenerdenlegierungspulver- oder magnetpulver, welches durch das Schmelze-Abschreckungsverfahren wie oben beschrieben, erhalten wurde, wird im Folgenden einfach als ein "herkömmlich schnell verfestigtes Seltenerdenlegierungspulver" oder ein „herkömmlich schnellverfestigtes Magnetpulver" bezeichnet. Ein MQ Pulver auf Fe-R-B Basis erhältlich von Magnequench International Inc. (im Folgenden als "MQI Inc.") bezeichnet, ist weitverbreitet als ein typisches herkömmliches schnellverfestigtes Magnetpulver bekannt.
  • Indem das herkömmliche schnellverfestigte Seltenerdenlegierungspulver mit einem Harz (oder einem Gummi) vermischt wird, wird ein Verbund zur Herstellung eines Magneten (welcher einfach im Folgenden als ein „Verbund" bezeichnet wird) hergestellt. Ein Zusatzstoff wie ein Schmiermittel wird manchmal mit diesem Verbund vermischt. Anschließend wird durch das Verdichten des resultierenden Verbundes in eine gewünschte Form durch ein Kompressions-, Extrusions- oder Spritzgießverfahren, und anschließend durch Magnetisieren des Verbundes, ein Verbundmagnet als ein Formteil für einen Permanentmagneten (welcher manchmal hier als ein „Permanentmagnetkörper" bezeichnet ist) erhalten. Es sollte festgehalten werden, dass ein Seltenerdenlegierungspulver, welches die gewünschte Permanentmagnetleistung zeigen soll, wenn es magnetisiert wird oder ein magnetisiertes Seltenerdenlegierungspulver hier manchmal als ein "Permanentmagnetpulver" oder einfach „Magnetpulver" oder "magnetisches Pulver" bezeichnet.
  • Das herkömmliche schnellverfestigte Magnetpulver weist eine flache Teilchenform auf wie oben beschrieben. Demzufolge zeigt ein Verbund, erhalten durch das Vermischen des herkömmlichen schnellverfestigten Magnetpulvers mit einem Harz- (oder Gummi-) Pulver eine schlechte Fließfähigkeit oder Packfähigkeit während des Verdichtungsverfahrens auf. Um eine Fließfähigkeit zu erzielen, welche hoch genug ist, um das Verdichtungsverfahren glatt durchzuführen, kann der Prozentanteil des Harzes oder des Gummis erhöht werden. In diesem Fall ist jedoch der Prozentanteil des Magnetpulvers beschränkt. Oder es sind nur beschränkt Verdichtungsverfahren und/oder Formkörperformen für solch einen Formkörper aus solch einem Material mit schlechter Fließfähigkeit möglich.
  • In jüngster Zeit haben verschiedene Arten von elektrischen Geräten des Weiteren ihre Größe verringert, und des Weiteren ihre Leistung verbessert, so dass es immer notwendiger wird, Magnete mit einer noch kleineren Größe und noch höherer Leistung herzustellen. Aus diesem Grund gibt es eine wachsende Forderung nach einer Verbindung, welche eine so hohe Fließbarkeit aufweist, dass auch eine kleine Lücke ausgefüllt wird (z.B. mit einer Breite von ungefähr 2 mm) wie beabsichtigt. Zum Beispiel besteht wie in einem IPM (innerem Permanent-Magnet) Motor umfassend einen Magnet, welcher in einem Rotor eingebettet ist, wie in der japanischen offengelegten Veröffentlichung Nr. 11-206075 beschrieben, ein erhöhter Bedarf nach einer Verbindung mit hoher Fließfähigkeit.
  • Des Weiteren beträgt, wenn das herkömmliche schnell verfestigte Magnetpulver verwendet wird, der Prozentanteil des Magnetpulvers (d.h. das Verhältnis des Volumens des Magnetpulvers zu dem des gesamten Verbundmagneten) höchstens ungefähr 80%, wenn das Pulver durch Kompression verdichtet wird, und höchstens ungefähr 65%, wenn das Pulver durch Spritzgießen verdichtet wird. Der Prozentanteil des Magnetpulvers bestimmt die Leistung der Permanentmagneten als Endprodukt. Um daher die Leistung von Permanentmagneten zu erhöhen, wird vorzugsweise der Prozentanteil des Magnetpulvers erhöht.
  • Um die Fließfähigkeit des herkömmlich schnellverfestigten Magnetpulvers zu erhöhen, schlägt die offengelegte japanische Veröffentlichung Nr. 5-315174 ein Verfahren vor, wobei ein Magnetpulver, welches durch ein Gaszerstäubungsverfahren erhalten wurde, verwendet wird. Gemäß dieser Veröffentlichung, weist das Magnetpulver, hergestellt durch das Gaszerstäubungsverfahren, fast granulare Teilchen auf. Des Weiteren kann durch Zugeben dieses Magnetpulvers zu dem herkömmlichen schnellverfestigten Magnetpulver die Fließfähigkeit erhöht werden. Es ist jedoch schwierig, ein Magnetpulver mit ausreichenden magnetischen Eigenschaften durch ein Gaszerstäubungsverfahren herzustellen. Daher ist dieses Verfahren kein Verfahren, welches in der Industrie angewendet werden kann. Die Gründe sind die Folgenden. Insbesondere führt das Gaszerstäubungsverfahren zu einer langsameren Abkühlgeschwindigkeit als das oben beschriebene Schmelze-Abschreckungsverfahren. Demzufolge können nur sehr wenige feine Teilchen die schnellen Abkühlbedingungen erfüllen, die erfüllt werden sollen, um Teilchen mit ausreichenden magnetischen Eigenschaften zu erhalten. Des Weiteren weist eine Schmelze aus Seltenerdenlegierung mit der in der oben beschriebenen Veröffentlichung offenbarten Zusammensetzung eine relativ hohe Viskosität auf. Daher ist es schwer, feine Teilchen zu erhalten. Demzufolge ist es gemäß des Verfahrens, welches in der oben beschriebenen Veröffentlichung offenbart ist, die Ausbeute an solchen feinen Teilchen mit ausreichenden magnetischen Eigenschaften sehr gering und die Produktivität ist sehr schlecht, da ein Klassifizierungsverfahrensschritt durchgeführt werden muss, um Teilchen mit einer gewünschten Teilchengröße zu erhalten.
  • OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
  • Um die oben beschriebenen Probleme zu überwinden, ist es ein primärer Gegenstand der vorliegenden Erfindung, einen Verbund bereitzustellen, dessen Fließfähigkeit ver bessert wird, indem die Teilchengrößenverteilung eines Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis gesteuert wird, welches zur Herstellung eines Verbundmagneten verwendet wird, und um solch ein Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis bereitzustellen.
  • Ein weiterer Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist es, einen Verbundmagnet bereitzustellen, welcher ausgezeichnete Permanentmagnetleistung zeigt, indem der Verbund verwendet wird und indem die Fließfähigkeit und/oder der Prozentanteil des Magnetpulvers erhöht wird, und ein elektrisches Gerät umfassend solch einen Verbundmagnet.
  • Ein Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst: Ein erstes Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, welches eine mittlere Teilchengröße von 10 bis 70 μm aufweist, und von welchem die Pulverteilchen Aspektverhältnisse von 0,4 bis 1,0 aufweisen; und ein zweites Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, welches eine mittlere Teilchengröße von 70 μm bis 300 μm aufweist und von welchem die Pulverteilchen-Aspektverhältnisse von weniger als 0,3 aufweisen. Die ersten und zweiten Seltenerdenlegierugspulver auf Eisenbasis werden mit einem Volumenverhältnis von 1:49 bis 4:1 vermischt, wodurch die obenbeschriebenen Gegenstände erzielt werden.
  • In einer bevorzugten Ausführungsform weist das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis eine Zusammensetzung auf, dargestellt durch die allgemeine Formel (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz, wobei T wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni; Q wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C und immer B enthält; R wenigstens ein Seltenerdenelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; M wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb; und wobei die Molverhältnisse x, y und z, die folgenden Ungleichungen erfüllen: 10 Atom-% ≦ x ≦ 30 Atom-%; 2 Atom-% ≦ y < 10 Atom-%; 0 Atom-% ≤ z ≤ 10 Atom-% und 0 ≤ m ≤ 0,5.
  • Das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis umfasst vorzugsweise als Bestandteilphasen eine Fe-Phase, eine FeB-Verbindungsphase und eine Verbindungsphase mit einer kristallinen Struktur vom R2Fe14B-Typ, wobei die jeweiligen Bestandteilphasen vorzugsweise eine mittlere Kristallkorngröße von 150 nm oder weniger aufweisen.
  • In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform weist das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis eine Zusammensetzung auf, dargestellt durch die allgemeine Formel: (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz, wobei T wenigstens ein Element ist gewählt aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni; Q wenigstens ein Element ist gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C und welches immer B enthält; R wenigstens ein Seltenerdenelement ist gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; M wenigstens ein Element ist gewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb und immer Ti umfasst; und wobei die Molverhältnisse x, y, z und m, die folgenden Ungleichungen erfüllen: 10 Atom-% ≦ x ≦ 20 Atom-%; 6 Atom-% < y < 10 Atom-%; 0,1 Atom-% ≦ z ≦ 12 Atom-% und 0 ≦ m ≦ 0,5. Der Prozentanteil von Ti zu dem gesamten Element M beträgt vorzugsweise wenigstens 60 Atom-%, besonders bevorzugt 80 Atom-% oder mehr.
  • Das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis umfasst vorzugsweise wenigstens zwei ferromagnetische kristalline Phasen, von denen die hartmagnetischen Phasen vorzugsweise eine mittlere Kristallkorngröße von 5 nm bis 200 nm und die weichmagnetischen Phasen vorzugsweise eine mittlere Kristallkorngröße von 1 nm bis 100 nm aufweisen. Besonders bevorzugt ist die mittlere Kristallkorngröße der hartmagnetischen Phasen größer als die der weichmagnetischen Phasen.
  • Das zweite Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis weist vorzugsweise eine Zusammensetzung auf, dargestellt durch die allgemeine Formel: Fe100-x-yQxRy, wobei Fe Eisen ist; Q wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C und immer B enthält; R wenigstens ein Seltenerdenelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; und wobei die Mol-Verhältnisse x und y folgende Ungleichungen erfüllen: 1 Atom-% ≦ x ≦ 6 Atom-% und 10 Atom-% ≦ y ≦ 25 Atom-%.
  • Ein Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst die folgenden Schritte: (a) Bereitstellen eines ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis, welches eine mittlere Teilchengröße von 10 bis 70 μm aufweist, und wobei die Pulverteilchen Aspektverhältnisse von 0,4 bis 1,0 aufweisen; (b) Bereitstellen eines zweiten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis, welches eine mittlere Teilchengröße von 70 μm bis 300 μm aufweist, und wobei die Pulverteilchen-Aspektverhältnisse von weniger als 0,3 aufweisen; und (c) Vermi schen der ersten und zweiten Seltenerdenlegierungspulver mit einem Volumenverhältnis von 1:49 bis 4:1, wobei die oben beschriebenen Gegenstände erzielt werden.
  • In einer bevorzugten Ausführungsform weist das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis eine Zusammensetzung auf, dargestellt durch die allgemeine Formel (Fe1-m Tm)100-x-y-zQxRyMz, wobei T wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni; Q wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C und immer B enthält; R wenigstens ein Seltenerdenelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; M wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb und immer Ti; und wobei die Mol-Verhältnisse x, y und z, die folgenden Ungleichungen erfüllen: 10 Atom-% ≦ x ≦ 30 Atom-%; 2 Atom-% ≦ y < 10 Atom-%; 0 Atom-% ≦ z ≦ 10 Atom-%; und 0 ≦ m ≦ 0,5.
  • In einer anderen bevorzugten Ausführungsform weist das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis eine Zusammensetzung auf, dargestellt durch die allgemeine Formel: (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz, wobei T wenigstens ein Element ist gewählt aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni; Q wenigstens ein Element ist gewählt aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni; Q wenigstens ein Element ist gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C und immer B umfasst; R wenigstens ein Seltenerdenelement ist gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; M wenigstens ein Element ist gewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb und immer Ti umfasst; und wobei die Mol-Verhältnisse x, y, z und m die folgenden Ungleichungen erfüllen: 10 Atom-% < x ≦ 20 Atom-%; 6 Atom-% < y < 10 Atom-%; 0,1 Atom-% ≦ z ≦ 12 Atom-%; und 0 ≦ m ≦ 0,5.
  • Der Schritt (a) umfasst vorzugsweise die Schritte: Abkühlen einer Schmelze des ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis durch ein Schmelze-Abschreckungsverfahren, und dadurch Bilden einer schnellverfestigten Legierung mit einer Dicke von 70 μm bis 300 μm; und Pulverisieren der schnell verfestigten Legierung.
  • Das Verfahren kann des Weiteren den Schritt des thermisch Behandelns und Kristallisierens der schnellverfestigten Legierung umfassen, bevor der Schritt des Pulverisierens durchgeführt wird.
  • Der Schritt des Pulverisierens wird vorzugsweise mit einer Stiftmühlvorrichtung oder mit einer Hammermühlvorrichtung durchgeführt.
  • Die schnell verfestigte Legierung umfasst vorzugsweise wenigstens eine metastabile Phase, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Fe23B6, Fe3B, R2Fe14B und R2Fe23B-Phasen und/oder eine amorphe Phase.
  • Der Schritt des Abkühlens umfasst vorzugsweise den Schritt des in Kontaktbringens der Schmelze mit einer Walze, welche mit einer Umfangsgeschwindigkeit der Walzenoberfläche von 1 m/s bis 13 m/s rotiert, wodurch eine schnell verfestigte Legierung gebildet wird.
  • Der Schritt des Abkühlens wird vorzugsweise in einer druckreduzierten Atmosphäre durchgeführt.
  • Die druckreduzierte Atmosphäre weist vorzugsweise einen absoluten Druck von 1,3 kPa bis 90 kPa auf.
  • Die zweite Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis weist vorzugsweise eine Zusammensetzung auf, dargestellt durch die allgemeine Formel: Fe100-x-yQxRy, wobei Fe Eisen ist; Q wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C und immer B umfasst, R wenigstens ein Seltenerdenelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; und wobei die Mol-Verhältnisse x und y folgende Ungleichungen erfüllen: 1 Atom-% ≦ x ≦ 6 Atom-% und 10 Atom-% ≦ y ≦ 25 Atom-%.
  • Ein Verbund zur Verwendung zur Herstellung eines Magneten gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst das Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis gemäß einer der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung, welche oben beschrieben wurden, und ein Harz, wodurch die oben beschriebenen Gegenstände erzielt werden. Das Harz ist vorzugsweise ein thermoplastisches Harz.
  • Ein Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Erfindung wird aus der Verbindung gemäß einer der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung, welche oben beschrieben sind, hergestellt. Ein Permanentmagnet mit einer Dichte von wenigstens 4,5 g/cm3 kann erhalten werden. Des Weiteren kann auch ein Permanentmagnet mit einer Dichte von 5,5 g/cm3 oder mehr sogar von 6,0 g/cm3 oder mehr erhalten werden.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer Verbindung zur Verwendung bei der Herstellung eines Magneten gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst folgende Schritte: Herstellen des Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis durch das Verfahren gemäß einer der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindungen, welche oben beschrieben sind; und Vermischen des Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis mit einem Harz.
  • Das Harz ist vorzugsweise ein thermoplastisches Harz.
  • Ein Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagneten gemäß der vorliegenden Erfindung und umfasst vorzugsweise den Schritt des Spritzgießens der Verbindung, welche durch das oben beschriebe Verfahren hergestellt wurde.
  • Ein Motor gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst: Einen Rotor enthaltend den Permanentmagneten nach einer der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung, welche oben beschrieben sind; und einen Stator, welcher so bereitgestellt ist, dass er den Rotor umgibt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung eines Motors gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst folgende Schritte: Herstellung eines Rotors, welcher einen Magnetschlitz in seinem Eisenkern aufweist; Spritzgießen der oben beschriebenen Verbindung zur Verwendung bei der Herstellung eines Magneten in den Magnetschlitz; und Bereitstellen eines Stators, welcher den Rotor umgibt.
  • KURZE BESCHREIBUNG DER FIGUREN
  • 1(a) zeigt eine perspektivische Ansicht, welche schematisch eine dünnstreifige Legierung zeigt, die pulverisiert werden soll und pulverisierte Pulverteilchen für die vorliegende Erfindung.
  • 1(b) zeigt eine perspektivische Ansicht, welche schematisch eine dünnstreifige Legierung darstellt, die pulverisiert werden soll und pulverisierte Pulverteilchen gemäß des Standes der Technik.
  • 2(a) zeigt eine Ansicht, welche einen beispielhaften Aufbau einer Schmelzspinnvorrichtung darstellt (eine Einwalzenvorrichtung), die wirksam in der vorliegenden Erfindung verwendet werden kann.
  • 2(b) zeigt eine teilweise vergrößerte Ansicht dieser.
  • 3 zeigt eine Kurve, welche eine Beziehung zwischen dem maximalen Energieprodukt (BH)max und der Konzentration an Bor in einem Nd-Fe-B Nanoverbundmagnet zeigt, welcher keine Zugabe an Ti enthält; wobei die weißen Balken die Werte der Proben zeigen, welche 10 Atom-% bis 14 Atom-% Nd enthalten, wohingegen die schwarzen Balken die Daten von Proben zeigen, welche 8 Atom-% bis 10 Atom-% Nd enthalten.
  • 4 zeigt eine Kurve, welche eine Beziehung zwischen dem maximalen Energieprodukt (BH)max und der Konzentration an Bor in einem Nd-Fe-B Nanoverbundmagnet darstellt, welcher zugegebenes Ti enthält, wobei die weißen Balken die Werte der Proben darstellen, enthaltend 10 Atom-% bis 14 Atom-% Nd, wohingegen die schwarzen Balken Werte der Proben darstellen, welche 8 Atom-% bis 10% Nd enthalten.
  • 5 zeigt schematisch eine R2Fe14B Verbindungsphase und eine (Fe, Ti)-B-Phase in dem Magneten der vorliegenden Erfindung.
  • 6 zeigt schematisch wie schnellverfestigte Legierungen ihre Mikrostrukturen während des Kristallisationsverfahrens ändern, in einer Situation, in welcher Ti zugegeben ist und in Situationen, in denen Nb oder ein anderes Metallelement anstelle von Ti zugegeben ist.
  • 7 zeigt eine Ansicht, welche den Aufbau einer Stiftmühlvorrichtung zur Verwendung in der vorliegenden Erfindung zeigt.
  • 8 zeigt eine Ansicht, welche die Anordnung der Stifte in der Stiftmühlvorrichtung zeigt, welche in 7 dargestellt ist.
  • 9 zeigt eine Kurve, welche die Röntgenbeugungsmuster für spezifische Beispiele der vorliegenden Erfindung darstellt.
  • 10 zeigt eine SEM Schnittaufnahme eines Verbundmagneten gemäß der vorliegenden Erfindung.
  • 11 zeigt eine SEM Schnittaufnahme eines Verbundmagneten, welcher ein Vergleichsbeispiel darstellt.
  • 12 zeigt ein Kurve, welche das Röntgenbeugungsmuster eines ersten Seltenerdenlegienangspulvers auf Eisenbasis, welches Ti enthält, in einem vierten spezifischen Beispiel der vorliegenden Erfindung zeigt.
  • 13 zeigt eine Kurve, welche die magnetischen Eigenschaften des ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis, welches Ti enthält, in dem vierten spezifischen Beispiel der vorliegenden Erfindung darstellt.
  • BESTE WEISE ZUR DURCHFÜHRUNG DER ERFINDUNG
  • Ein Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis gemäß der vorliegenden Erfindung wird erhalten, indem ein erstes Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, mit einer mittleren Teilchengröße von 10 μm bis 70 μm, und bei welchem die Pulverteilchen Aspektverhältnisse von 0,4 bis 1,0 aufweisen und ein zweites Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, mit einer mittleren Teilchengröße von 70 μm bis 300 μm, und wobei die Pulverteilchen Aspektverhältnisse von weniger als 0,3 aufweisen, miteinander mit einem Volumenverhältnis von 1:49 bis 4:1 vermischt werden.
  • Die Teilchen des ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis weisen Aspektverhältnisse von 0,4 bis 1,0 auf, und besitzen daher eine isometrische Form. Daher besitzt das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis eine hohe Fließfähigkeit. Demzufolge, wenn solch ein Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis mit dem zweiten Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis vermischt wird, welches ein herkömmliches schnellverfestigtes Seltenerdenlegierungspulver ist, kann das resultierende Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis eine erhöhte Fließfähigkeit aufweisen. Um eine geeignete Balance zwischen der Fließfähigkeit und den magnetischen Eigenschaften zu erzielen, liegt das Mischverhältnis vorzugsweise bei 1:49 bis 4:1, besonders bevorzugt bei 1:19 bis 4:1, und noch bevorzugter bei 1:9 bis 4:1.
  • Ein Seltenerdenlegierungspulver erhalten durch das herkömmliche Schmelze-Abschreckungsverfahren wird vorzugsweise als das zweite Seltenerdenlegierungspulver verwendet. Werden die zu erzielenden magnetischen Eigenschaften berücksichtigt, ist ein Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis mit einer Zusammensetzung dargestellt durch die allgemeine Formel: Fe100-x-yBxRy, wobei Fe Eisen ist, B Bor oder eine Mischung aus Bor und Kohlenstoff, R wenigstens ein Seltenerdenelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb, und wobei die Mol-Verhältnisse x und y die folgenden Ungleichungen erfüllen: 1 Atom-% ≦ x ≦ 6 Atom-% und 10 Atom-% ≦ y ≦ 25 Atom-% besonders bevorzugt. Zum Beispiel kann das MQ Pulver, hergestellt von MQI Inc. als das zweite Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis verwendet werden.
  • Im Folgenden wird ein Verfahren zur Herstellung des ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis, welches mit dem zweiten Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis vermischt werden soll, um die Fließfähigkeit dessen zu verbessern, beschrieben.
  • Zunächst wird eine Schmelze der ersten Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis hergestellt. Diese Schmelze wird durch ein Schmelze-Abschreckungsverfahren, wie ein Schmelzespinnverfahren oder ein Streifengießverfahren abgekühlt, wodurch eine schnellverfestigte Legierung mit einer Dicke von 70 μm bis 300 μm gebildet wird. Anschließend wird die schnellverfestigte Legierung thermisch behandelt und kristallisiert, sofern notwendig, und anschließend pulverisiert, um ein Pulver zu erhalten, welches eine mittlere Teilchengröße von 10 μm bis 70 μm aufweist und wobei die Teilchen-Aspektverhältnisse (d.h. das Verhältnis der Größe der kleinen Achse zu der Größe der großen Achse) von 0,4 bis 1,0 sind. Gemäß der vorliegenden Erfindung können wenigstens 60 Masse-% der Pulverteilchen mit Teilchengrößen, die 10 μm überschreiten, Aspektverhältnisse von 0,4 bis 1,0 aufweisen. Es sollte festgehalten werden, dass die mittlere Teilchengröße hierbei aus den Größen der Hauptachsen erhalten wird.
  • Die erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis (ohne Ti)
  • Eine Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis, mit einer Zusammensetzung dargestellt durch die allgemeine Formel 1: (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz, wobei T wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni; Q wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C und immer B umfasst; R wenigstens ein Seltenerdenelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; M wenigstens ein Element ist aus der Gruppe bestehend aus Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb; und wobei die Mol-Verhältnisse x, y und z die folgenden Ungleichungen erfüllen: 10 Atom-% ≦ x ≦ 30 Atom-%; 2 Atom-% ≦ y ≦ 10 Atom-%; 0 Atom-% ≦ z ≦ 10 Atom-%, und wobei 0 ≦ m ≦ 0,5, wird vorzugsweise als die erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis verwendet. Es sollte festgehalten werden, dass eine Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis, umfassend wenigstens 0,5 Atom-% Ti als das Element M in der allgemeinen Formel I, im Folgenden als „Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis" bezeichnet wird und nachfolgend im Detail beschrieben wird, da Ti einzigartige Wirkungen und Funktionen erzielt.
  • In einer bevorzugten Ausführungsform wird eine geschmolzene Legierung mit einer durch die allgemeine Formel I dargestellten Zusammensetzung durch ein Schmelze-Abschreckungsverfahren abgekühlt, um eine schnellverfestigte Legierung umfassend amorphe Phasen zu bilden. Anschließend wird die schnellverfestigte Legierung erwärmt, wodurch Kristalle in Nanometergröße in den Bestandteilphasen gebildet werden. Um eine gleichförmige Struktur zu erhalten, wird das schnelle Abkühlverfahren vorzugsweise innerhalb einer druckreduzierten Atmosphäre durchgeführt. In einer bevorzugten Ausführungsform wird die geschmolzene Legierung in Kontakt mit einer Kühlwalze gebracht, wodurch die schnellverfestigte Legierung gebildet wird. Es sollte festgehalten werden, dass, wenn die schnellverfestigte Legierung, welche durch das Schmelze-Abschreckungsverfahren gebildet wird, notwendige kristalline Phasen aufweist, das nachfolgende Wärmebehandlungsverfahren weggelassen werden kann.
  • In einer bevorzugten Ausführungsform weist der dünne Legierungsstreifen, welcher gerade schnell abgekühlt und verfestigt wurde, eine Dicke von 70 μm bis 300 μm auf, wie oben beschrieben. Wenn ein Schmelzespinnverfahren, wie ein Einwalzenverfahren, eingesetzt wird, kann der gerade schnellverfestigte dünne Legierungsstreifen eine gesteuerte Dicke von 70 μm bis 300 μm aufweisen, indem die Umfangsgeschwindigkeit der Oberfläche der Kühlwalze innerhalb eines Bereichs von 1 m/s bis 13 m/s eingestellt wird. Die Gründe, warum die Dicke des dünnen Legierungsstreifens auf diese Weise eingestellt wird, werden nachfolgend beschrieben.
  • Insbesondere, wenn die Umfangsgeschwindigkeit der Walzenoberfläche geringer als 1 m/s ist, weist der resultierende schnellverfestigte dünne Legierungsstreifen eine Dicke von mehr als 300 μm auf. In diesem Fall wird eine schnellverfestigte Legierungsstruktur gebildet, umfassend ein Übermaß an übermäßig großem α-Fe und Fe2B. Dann wird, auch wenn die Legierung thermisch behandelt wird, kein R2Fe14B als eine hartmagnetische Phase erzeugt, und die gewünschte Permanentmagnetleistung kann nicht erzielt werden.
  • Beträgt auf der anderen Seite die Umfangsgeschwindigkeit der Walzenoberfläche mehr als 13 m/s, weist der resultierende schnellverfestigte dünne Legierungsstreifen eine Dicke auf, die geringer ist als 70 μm. Zusätzlich zerbricht der dünne Legierungsstreifen leicht, im Wesentlichen senkrecht zu der Kontaktoberfläche der Walze (d.h. in der Dicke-Richtung des dünnen Legierungsstreifens), wenn er nach der thermischen Behandlung pulverisiert wird. Als ein Resultat zerbricht der schnellverfestigte dünne Legierungsstreifen leicht in flache Stücke und die resultierenden Pulverteilchen weisen Aspektverhältnisse auf, die kleiner als 0,3 sind. Es ist schwierig, die Fließfähigkeit mit solchen flachen Pulverteilchen, die Aspektverhältnisse von weniger als 0,3 aufweisen, zu erhöhen.
  • Im Hinblick auf diese Betrachtungen wird in einer bevorzugten Ausführungsform die Dicke des schnellverfestigten dünnen Legierungsstreifens auf 70 μm bis 300 μm gesteuert, indem die Umfangsgeschwindigkeit der Walzenoberfläche eingestellt wird. Als ein Ergebnis, kann durch das Durchführen des Pulverisierungsverfahrensschrittes ein Seltenerdenlegienangspulver mit einer mittleren Teilchengröße von höchstens 70 μm und Aspektverhältnissen von 0,4 bis 1,0 erhalten werden.
  • Bevor es thermisch behandelt wird, um kristallisiert zu werden, kann die schnellverfestigte Legierung entweder eine amorphe Struktur aufweisen oder eine Metallstruktur, wobei wenigstens eine metastabile Phase gewählt aus der Gruppe bestehend aus Fe23B6, Fe3B, R2Fe14B und R2Fe23B3, und eine amorphe Phase koexistieren. Wenn die Abkühlgeschwindigkeit sehr hoch ist, verringert sich der Prozentanteil der metastabilen Phase(n) und der Prozentanteil der amorphen Phasen erhöht sich. Es sollte festgehalten werden, dass Fe3B hier Fe3,5B umfasst, welches schwer von Fe3B zu unterscheiden ist.
  • Ein Kristall von Nanometergröße, hergestellt durch das thermische Behandeln der schnellverfestigten Legierung, besteht aus Bestandteilphasen umfassend eine Fe-Phase, eine FeB-Verbindungsphase und eine Verbindungsphase mit einer R2Fe14B Kris tallstruktur. Die mittlere Kristallkorngröße der jeweiligen Bestandteilphase beträgt vorzugsweise 150 nm oder weniger, besonders bevorzugt 100 nm oder weniger und noch bevorzugter 60 nm oder weniger. Gemäß der vorliegenden Erfindung besteht der dünne Legierungsstreifen (mit einer Dicke von 70 μm bis 300 μm), welcher pulverisiert werden soll, aus solchen Kristallen im Nanometergröße und wird leicht in wahllosen Orientierungen zerteilt, als Ergebnis des Pulverisierungsverfahrensschrittes. Daher werden relativ einfach die Pulverteilchen mit einer isometrischen Form (d.h. einem Aspektverhältnis in der Nähe von eins) erhalten. Das heißt, gemäß der vorliegenden Erfindung, sind die erhaltenen Pulverteilchen nicht in einer bestimmten Richtung verlängert, sondern weisen eine isometrische (oder quasi sphärische) Form auf.
  • Wenn auf der anderen Seite der dünne Legierungsstreifen dünner als 70 μm hergestellt wird, indem die Umfangsgeschwindigkeit der Walzenoberfläche erhöht wird, neigt die Metallstruktur des dünnen Legierungsstreifens dazu, senkrecht zu der Kontaktfläche der Walze ausgerichtet zu sein, wie oben beschrieben. In diesem Fall wird der dünne Legierungsstreifen einfach in dieser Orientierung verteilt und die Pulverteilchen, die durch das Pulverisierungsverfahren erhalten werden, werden leicht parallel zu der Oberfläche des dünnen Legierungsstreifens verlängert. Als ein Ergebnis, weisen die Pulverteilchen Aspektverhältnisse auf, die geringer als 0,3 sind.
  • 1(a) zeigt schematisch einen dünnen Legierungsstreifen, welcher noch einem Pulverisierungsverfahren unterworfen werden muss, und Pulverteilchen 11, welche bei einem Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdenlegierungspulvers der vorliegenden Erfindung durch das Pulverisierungsverfahren erhalten werden. Auf der anderen Seite zeigt 1(b) schematisch einen dünnen Legierungsstreifen 12, welcher einem Pulverisierungsverfahren unterworfen werden soll und Pulverteilchen 13, erhalten durch das Pulverisierungsverfahren bei einem herkömmlichen Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdenlegierungspulvers.
  • Wie in 1(a) in der vorliegenden Erfindung dargestellt, besteht der dünne Legierungsstreifen 10, welcher einem Pulverisierungsverfahren unterworfen werden soll, aus isometrischen Kristallen mit kleinen Kristallkorngrößen, und wird leicht in wahllosen Richtungen zerteilt, um isometrische Pulverteilchen 11 herzustellen. Im Stand der Technik dagegen wird der dünne Legierungsstreifen 12 leicht im Wesentlichen senkrecht zu der Oberfläche dessen zerteilt, wie in 1(b) dargestellt, so dass flache und längliche Teilchen 13 hergestellt werden.
  • Wird die geschmolzene Legierung in einer druckreduzierten Atmosphäre schnell abgekühlt und verfestigt, können Kristalle in Nanometergröße (mit einer mittleren Korngröße von 150 nm oder weniger) einer Verbindung mit einer Kristallstrktur vom R2Fe14B-Typ gleichmäßig gebildet werden, auch wenn die Menge des enthaltenen Seltenerdmetalls sehr gering ist. Als ein Resultat kann ein Permanentmagnet, welcher ausgezeichnete magnetische Eigenschaften zeigt, erhalten werden.
  • Wenn im Gegensatz dazu die geschmolzene Legierung mit einer durch die oben beschriebene allgemeine Formel I dargestellten Zusammensetzung innerhalb einer Atmosphäre mit normalem Druck abgekühlt wird, wird die geschmolzene Legierung mit unregelmäßigen Abkühlraten abgekühlt, wodurch leicht die Kristalle des α-Fe gebildet werden. Als ein Resultat kann keine Verbindungsphase mit der Kristallstruktur vom R2Fe14B-Typ erzeugt werden. Des Weiteren führen die unregelmäßigen Abkühlgeschwindigkeiten zu der Keimbildung von nicht gleichförmigen Phasen. In diesem Fall erhöhen die Kristallkörner ihre Größe übermäßig, wenn solch eine Legierung zu Kristallisationszwecken thermisch behandelt wird.
  • Des Weiteren koexistieren in dem Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis der vorliegenden Erfindung weichmagnetische Phasen bestehend aus Fe und einer FeB Verbindung und eine hartmagnetische Phase bestehend aus einer Verbindung mit der Kristallstruktur des R2Fe14B-Typs, und die mittleren Kristallkorngrößen der jeweiligen Bestandteilphasen sind gering, wodurch der Grad an Austauschkopplung erhöht wird.
  • Beschreibung der bevorzugten Zusammensetzung
  • Der Grund warum die Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis; mit der durch die allgemeine Formel I dargestellten Zusammensetzung: (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz, wobei T wenigstens ein Element aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni; Q wenigstens ein Element gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C ist und immer B enthält; R wenigstens ein Seltenerdenelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; M wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb; und die Mol-Verhältnisse x, y und z die folgenden Ungleichungen erfüllen: 10 Atom-% ≦ x ≦ 30 Atom-%; 2 Atom-% ≦ y ≦ 10 A tom-%; 0 Atom-% ≦ z ≦ 10 Atom-%; und 0 ≦ m ≦ 0,5, vorzugsweise als die erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis verwendet wird, wird im Folgenden beschrieben.
  • Das Seltenerdenelement R ist ein Element, welches nicht in R2Fe14B dispergierbar ist, welches eine hartmagnetische Phase ist, die notwendig ist, um die permanentmagnetische Leistung zu erzielen. Wenn der Mol-Anteil y von R weniger als 2 Atom-% beträgt, kann die Verbindungsphase mit der Kristallstruktur von R2Fe14B-Typ nicht ausreichend gebildet werden. Demzufolge kann die koerzitive Eigenschaft nur leicht erhöht werden und daher sind keine ausreichenden hartmagnetischen Eigenschaften zu erzielen. Überschreitet das Mol-Verhältnis von R jedoch 10 Atom-%, werden das Fe- und die FeB-Verbindung nicht erzeugt, keine Nanoverbundstruktur wird gebildet und die gewünschte hohe Magnetisierung ist nicht erzielbar. Im Hinblick auf diese Betrachtungen erfüllt der Mol-Anteil y des Seltenerdenelementes R vorzugsweise 2 Atom-% 2 Atom-% ≦ y ≦ 10 Atom-%, bevorzugter 3 Atom-% ≦ y ≦ 9,5 Atom-% und noch bevorzugter 4 Atom-% ≦ y ≦ 9,2 Atom-%.
  • Bor (B) ist ein Element, welches für Boride auf Eisenbasis, wie Fe3B und Fe23B6 unentbehrlich ist, welches die weichmagnetischen Phasen eines Permanentmagnetmaterials bildet, und für R2Fe14B, welches eine hartmagnetische Phase dieser bildet. Wenn der Mol-Anteil x von B weniger als 10 Atom-% beträgt, können die amorphen Phasen nicht so einfach hergestellt werden, auch wenn die geschmolzene Legierung schnell durch das Schmelze-Abschreckungsverfahren abgekühlt wird. Wird daher eine schnellverfestigte Legierung durch schnelles Abkühlen und Verfestigen der geschmolzenen Legierung durch ein Einwalzenverfahren unter solchen Bedingungen gebildet, dass die Legierung eine Dicke von 70 μm bis 300 μm aufweist, kann demzufolge keine bevorzugte Metallstruktur erzeugt werden. Auch wenn solch eine Legierung thermisch behandelt wird, werden keine gewünschten Kristalle in Nanometergröße erzeugt. Daher kann, auch wenn diese Legierung magnetisiert wird, keine ausreichende permanentmagnetische Leistung erzielt werden. Des Weiteren ist der unterkühlte Flüssigkeitszustand nicht erzielbar, wenn der Mol-Anteil x von B weniger als 10 Atom-% beträgt, auch wenn die Legierung schnell durch das Schmelze-Abschreckungsverfahren abgekühlt wird. Dann ist die Metallstruktur nicht gleichförmig und kein dünner Legierungsstreifen mit hoher Glattheit kann erhalten werden.
  • Wenn auf der anderen Seite der Mol-Anteil x von B 30 Atom-% überschreitet, wird R2Fe14B, welches eine hartmagnetische Phase bildet, nicht ausreichend erzeugt, und die hartmagnetischen Eigenschaften werden zerstört, was nicht bevorzugt ist. Zum Beispiel verringert sich die Rechteckigkeit der Schleife der Entmagnetisierungskurve und die Remanenz Br fällt. Im Hinblick auf diese Betrachtungen, erfüllt der Bor-Molanteil x vorzugsweise 10 Atom-% ≦ x ≦ 30 Atom-%, und bevorzugter 10 Atom-% < x und x ≦ 20 Atom-%. Es sollte festgehalten werden, dass ein Teil von B durch C (Kohlenstoff ersetzt werden kann. Indem ein Teil von B durch C substituiert wird, kann das Antikorrosionsverhalten des Magnets erhöht werden, ohne dessen magnetischen Eigenschaften zu verschlechtern. Die Menge an C, welche B ersetzt, beträgt vorzugsweise 30 Atom-% oder weniger von B. Dies liegt daran, dass sich die magnetischen Eigenschaften verschlechtern, wenn der Prozentanteil von C diesen Wert überschreitet.
  • T, welches in der ersten Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis enthalten ist, ist typischerweise Fe. Alternativ kann ein Teil von Fe durch Co und/oder Ni ersetzt werden. Werden jedoch mehr als 50 Atom-% von Fe durch Co und/oder Ni ersetzt, verringert sich der Prozentanteil der FeB-Verbindung und die magnetischen Eigenschaften verschlechtern sich unerwünschter Weise. Ferner erhöht sich die Koerzitivkraft HcJ indem ein Teil von Fe durch Co substituiert wird, und die Curie-Temperatur der R2Fe14B-Phase erhöht sich, wodurch der thermische Widerstand erhöht wird. Des Weiteren erhöht die Co-Substitution auch die Rechteckigkeit der Schleife und das maximale Energieprodukt. Der Prozentanteil von Fe, welcher durch Co ersetzt wird, liegt vorzugsweise bei 0,5 Atom-% bis 15 Atom-% Fe.
  • Es sollte festgehalten werden, dass ein Element M (welches wenigstens ein Element ist gewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb zu dem Material zugegeben werden kann, sofern notwendig. Indem das Element M zugegeben wird, kann die Rechteckigkeit der Schleife Jr/Js erhöht werden, der Temperaturbereich der Wärmebehandlung und der Bereich der Betriebstemperatur, bei welchen die besten magnetischen Eigenschaften erzielt werden, kann ausgedehnt werden, und weitere Wirkungen werden erzielt. Um diese Wirkungen vollständig zu erzielen, beträgt der Mol-Anteil z des Elementes M vorzugsweise 0,05 Atom-% oder mehr. Überschreitet jedoch der Mol-Anteil z 10 Atom-%, beginnt die Magnetisierung sich zu verringern. Aus diesem Grund, erfüllt der Mol-Anteil z des zusätzlichen Elements M vorzugsweise 0,05 Atom-% ≦ z ≦ 10 Atom-% und bevorzugter 0,1 Atom-% ≤ z ≤ 5 Atom-%.
  • Im Folgenden wird eine bevorzugte Ausführungsform eines Verfahrens zur Herstellung eines Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis gemäß der vorliegenden Erfindung im Detail beschrieben.
  • Zunächst wird ein Material dargestellt durch die allgemeine Formel, welche oben beschrieben wurde, hergestellt und anschließend erwärmt und geschmolzen, um eine geschmolzene Legierung zu erhalten. Das Erwärmungs- und das Schmelzverfahren können zum Beispiel mit einem Hochfrequenz-Heizer durchgeführt werden. Anschließend wird die geschmolzene Legierung schnell abgekühlt durch ein Schmelze-Abschreckungsverfahren, wodurch sich eine schnellverfestigte Legierung bildet, umfassend amorphe Phasen. Als das Schmelze-Abschreckungsverfahren kann nicht nur eine Schmelzspinnverfahren eingesetzt werden, unter Verwendung eines Einwalzverfahrens, sondern es kann auch ein Streifengießverfahren durchgeführt werden. Alternativ kann, solang ein dünner schnellverfestigter Legierungsstreifen mit einer Dicke von 70 μm bis 300 μm erzielt werden kann, eine Vorrichtung zur Verfestigung einer Schmelze eingesetzt werden, mit Zwillingswalzen auch eingesetzt werden.
  • Beschreibung der Schmelze-Abschreckungsvorrichtung
  • In dieser Ausführungsform wird ein dünner Streifen des Legierungsmaterials hergestellt, indem eine Schmelzespinnvorrichtung eingesetzt wird, wie die welche in den 2(a) und 2(b) dargestellt ist. Das Herstellungsverfahren des dünnen Legierungsstreifens wird in einer inerten Atmosphäre durchgeführt, um zu verhindern dass sich das Legierungsmaterial, welches das leicht oxidierbare Seltenerdelement enthält, oxidiert. Das Inertgas ist vorzugsweise ein Edelgas aus Helium oder Argon. Stickstoff ist kein bevorzugtes Inertgas, da Stickstoff mit dem Seltenerdelement relativ leicht reagiert.
  • Die in der 2(a) dargestellte Vorrichtung umfasst Schmelz- und Abschreckkammern 1 und 2 für das Legierungsmaterial, in welchen ein Vakuum oder eine inerte Atmosphäre mit einem geeigneten Druck gehalten wird.
  • Die Schmelzkammer 1 umfasst: Einen Schmelztiegel 3, um ein Material 20, welches gemischt wurde um die gewünschte Magnet-Legierungszusammensetzung aufzuweisen, bei einer erhöhten Temperatur zu schmelzen; ein Reservoir 4 mit einer Abgießdüse 5 (teeming nozzle) am Boden; und ein Beschicker 8 für ein gemischtes Material, um das gemischte Material in den Schmelztiegel 3 zuzuführen, während eine luftdichte Bedingung beibehalten wird. Das Reservoir 4 speichert die Schmelze 21 des Legierungsmaterials darin und ist mit einem Heizer (nicht dargestellt) versehen, um die Temperatur der Schmelze beizubehalten, welche darin mit einem vorbestimmten Maß vorhanden ist.
  • Die Abschreckkammer 2 umfasst eine rotierende Kühlwalze 7 zur schnellen Abkühlung und Verfestigung der Schmelze 21, welche durch die Abgießdüse 5 getropft wurde.
  • In dieser Vorrichtung sind die Atmosphäre und der Druck innerhalb der Schmelz- und Abschreckkammern 1 und 2 in vorgeschriebenen Bereichen steuerbar. Zu diesem Zweck sind Einlasskanäle 1b, 2b und 8b und Auslasskanäle 1a, 2a und 8a für Atmosphärengas an geeigneten Positionen der Vorrichtung bereitgestellt. Insbesondere ist ein Gasauslasskanal 2a mit einer Pumpe verbunden, um den absolute Druck innerhalb der Abschreckkammer 2 zu steuern, innerhalb eines Bereichs eines Vakuums (von wenigstens 1,3 kPa vorzugsweise) bis 90 kPa.
  • Der Schmelztiegel 3 kann einen gewünschten Neigungswinkel definieren, um die Schmelze 21 über einen Schacht 6 in das Reservoir 4 zu gießen. Die Schmelze 21 wird in dem Reservoir 4 durch den Heizer erwärmt (nicht dargestellt).
  • Die Abgießdüse 5 des Reservoirs 4 ist an der Grenzwand zwischen den Schmelz- und Abschreckkammern 1 und 2 angeordnet, um die Schmelze 21 in das Reservoir 4 auf die Oberfläche der Kühlwalze 7 zu tropfen, welches unterhalb der Düse 5 angeordnet ist. Der Ausflussöffnungsdurchmesser der Abgießdüse 5 kann zum Beispiel zwischen 0,5 mm bis 2,0 mm liegen. Ist die Viskosität der Schmelze 21 hoch, kann die Schmelze 21 nicht leicht durch die Abgießdüse 5 fließen. In dieser Ausführungsform, wird jedoch der Druck innerhalb der Abschreckkammer 2 niedriger gehalten als der Druck innerhalb der Schmelzkammer 1. Demzufolge wird ein geeigneter Druckunterschied zwischen der Schmelzkammer 1 und der Abschreckkammer 2 erzeugt, und die Schmelze 21 kann reibungslos abgegossen werden.
  • Die Abkühlwalze 7 ist vorzugsweise aus Cu, Fe oder einer Legierung umfassend Cu oder Fe hergestellt. Besteht die Abkühlwalze aus einem anderen Material als Cu oder Fe, lässt sich die resultierende schnellverfestigte Legierung nicht leicht von der Kühlwalze ablösen und könnte um die Walze gewickelt werden. Die Kühlwalze 7 kann einen Durchmesser von zum Beispiel 300 mm bis 500 mm aufweisen. Die Wasserkühlfähigkeit eines Wasserkühlers, welche im Inneren der Kühlwalze 7 bereitgestellt ist, wird auf der Basis der latenten Wärme der Verfestigung und des Volumens der pro Zeit ausgelassenen Schmelze berechnet und eingestellt.
  • Die Oberfläche der Kühlwalze 7 ist zum Beispiel mit einer verchromten Schicht beschichtet. Die Oberflächenrauigkeit der Kühlwalze 7 ist vorzugsweise so definiert, dass die mittlere Rauigkeit der Mittellinie Ra ≦ 0,8 μm, die maximale Rauigkeit Rmax ≦ 3,2 μm und die Zehn-Punkt mittlere Rauigkeit Rz ≦ 3,2 μm beträgt. Die Oberfläche der Kühlwalze 7 sollte nicht zu rau sein, da die schnellverfestigte Legierung sonst leicht an der Walze haftet.
  • Die in den 2(a) und 2(b) dargestellte Vorrichtung kann schnell 20 kg des Legierungsmaterials in 15 bis 30 Minuten verfestigen. Die schnellverfestigte Legierung, die auf diese Weise erhalten wird, liegt in der Form eines dünnen Legierungsstreifens vor (oder Legierungsbandes) 22 mit einer Dicke von 70 μm bis 300 μm und einer Breite von 2 mm bis 6 mm.
  • Beschreibung des schnellen Abkühlverfahrens
  • Zunächst wird eine Schmelze 21 aus dem Legierungsmaterial, welches von der allgemeinen oben beschriebenen Formel dargestellt wird, hergestellt und in dem Reservoir 4 der Schmelzkammer 1, welche in 2(a) dargestellt ist, gelagert. Anschließend wird die Schmelze 21 durch die Abgießdüse 5 auf die wassergekühlte Walze 7 getropft, um mit dieser in Berührung zu kommen und durch die Kühlwalze 7 innerhalb einer Niederdruck Ar-Atmosphäre schnell abgekühlt und verfestigt zu werden.
  • In dieser Ausführungsform wird die Schmelze 21 mit einer Kühlgeschwindigkeit von 103°C/s bis 105°C/s abgekühlt und verfestigt. Mit solch einer Abkühlrate, wird die Temperatur der Legierung um ΔT1 verringert. Vor dem schnellen Abkühlen weist die geschmolzene Legierung 21 eine Temperatur auf, welche nahe des Schmelzpunktes Tm (welche 1.200°C bis 1.300°C betragen kann). Demzufolge verringert sich die Temperatur der Legierung von Tm auf (Tm – ΔT1) auf der Kühlwalze 7. Die vorliegenden Erfinder haben über Untersuchungen herausgefunden, dass ΔT1 vorzugsweise in dem Bereich von 700°C bis 1.100°C liegt, um die resultierende Magnetleistung zu verbessern.
  • Ein Zeitraum über welchen die geschmolzene Legierung 21 durch die Kühlwalze 7 abgekühlt wird, entspricht einem Intervall zwischen einem Zeitpunkt, zu dem die Legierung die Außenumfläche der rotierenden Kühlwalze 7 berührt und einem Zeitpunkt, wenn die Legierung die Walze 7 verlässt, und kann in dieser Ausführungsform 0,05 Millisekunden bis 50 Millisekunden betragen. In diesem Zeitraum wird die Temperatur der Legierung des Weiteren um ΔT2 verringert und verfestigt. Anschließend verlässt die verfestigte Legierung die Kühlwalze 7 und wird innerhalb der Inert-Atmosphäre bewegt. Während der dünne Legierungsstreifen bewegt wird, gibt die Legierung die Wärme an das Atmosphärengas ab. Als ein Resultat verringert sich die Temperatur der Legierung des Weiteren auf ((Tm – ΔT1 – ΔT2). ΔT2 ändert sich mit der Größe der Vorrichtung oder dem Druck des Atmosphärengases, liegt jedoch normalerweise bei ungefähr 100°C oder mehr.
  • Es sollte festgehalten werden, dass die Atmosphäre innerhalb der Abschreckkammer 2 einen reduzierten Druck aufweist. Die Atmosphäre ist vorzugsweise ein Inertgas mit einem absoluten Druck von 90 kPa oder weniger. Überschreitet der Druck des Atmosphärengases 90 kPa, werden beträchtliche Wirkungen hervorgerufen, aufgrund der Absorption des Atmosphärengases in die Lücke zwischen der rotierenden Walze und der geschmolzenen Legierung. Es ist nicht bevorzugt, dass die gewünschte gleichförmige Struktur in diesem Fall nicht erzielt werden kann.
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung, wird die Dicke des schnellverfestigten dünnen Legierungsstreifens auf dem Bereich von 70 μm bis 300 μm gesteuert, indem die Umfangsgeschwindigkeit der Walzenoberfläche innerhalb des Bereiches von 1 m/s bis 13 m/s eingestellt wird. Die Gründe sind die Folgenden. Insbesondere kann, wenn die Umfangsgeschwindigkeit der Walzenoberfläche weniger als 1 m/s beträgt, eine ausreichende Schmelz-Abschreckgeschwindigkeit nicht erzielt werden, α-Fe mit übermäßig großer Korngröße bildet sich und die hart- und weichmagnetischen Phasen weisen eine zu große mittlere Kristallkorngröße auf. Dann sind die gewünschten magnetischen Eigenschaften nicht erzielbar, was nicht erwünscht ist. Überschreitet dagegen die Umfangsgeschwindigkeit der Walzenoberfläche 13 m/s, ist die Dicke des schnellverfestigten dünnen Legierungsstreifens geringer als 70 μm und es kann nicht als Pulverpartikel mit Aspektverhältnissen (d.h. das Verhältnis der Größe der kleinen Achse zu der Größe der großen Achse), die weniger als 0,3 betragen, durch die nachfolgend beschriebenen Pulverisierungsverfahren erhalten werden.
  • Beschreibung der Wärmebehandlung
  • Nachdem das schnelle Abkühlverfahren durchgeführt wurde, wird die resultierende schnellverfestigte Legierung thermisch behandelt und kristallisiert, wodurch Kristalle in Nanometergröße mit einer mittleren Kristallkorngröße von 100 nm oder weniger erzeugt werden. Dieses Wärmebehandlungsverfahren wird vorzugsweise bei einer Temperatur von 400°C bis 700°C (bevorzugter 500°C bis 700°C) für 30 Sekunden oder mehr durchgeführt. Der Grund ist Folgender. Insbesondere, wenn die Wärmebehandlungstemperatur 700°C überschreitet, wird die Kornvergröberung so beträchtlich, dass die magnetischen Eigenschaften stark zerstört werden. Ist die Wärmebehandlungstemperatur als 400°C, wird keine R2Fe14B-Phase erzeugt und eine hohe Koazivitätkraft kann nicht erzielt werden.
  • Wird das Wärmebehandlungsverfahren unter den oben beschriebenen Bedingungen durchgeführt, können Kristalle mit Nanometergröße (aus Fe, der FeB-Verbindung und Verbindung mit der Kristallstruktur vom R2Fe14B-Typ) erzeugt werden, so dass sie eine mittlere Metallkorngröße von 150 nm oder weniger aufweisen. Eine bevorzugte Wärmebehandlungsdauer ändert sich mit der Wärmebehandlungstemperatur. Wird zum Beispiel das Wärmebehandlungsverfahren bei 600°C durchgeführt, wird die Legierung vorzugsweise für ungefähr 30 Sekunden bis ungefähr 30 Minuten erwärmt. Ist die Wärmebehandlungsdauer kürzer als 30 Sekunden, kann die Kristallisation unvollständig sein.
  • Vor der thermischen Behandlung wird die Legierung vorzugsweise grob pulverisiert zu einem Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von ungefähr 1 mm bis ungefähr 30 μm. Dies liegt daran, dass die Legierung in diesem Fall gleichmäßiger thermisch behandelt werden kann.
  • Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis
  • Das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis ist vorzugsweise eine Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis, welche die durch die allgemeine Formel II dargestellte Zusammensetzung aufweist: (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz wobei T wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni; Q wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C, und welches immer B enthält; R wenigstens ein Seltenerdelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; M wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb und immer Ti enthält; und wobei die Mol-Anteile x, y, z und m die Ungleichungen erfüllen: 10 Atom-% < x ≦ 20 Atom-%; 6 Atom-% < y < 10 Atom-%; 0,1 Atom-% ≦ z ≦ 12 Atom-% und 0 ≦ m ≦ 0,5. Solch eine Legierung wird hier als eine „Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis" bezeichnet. Umfasst M wenigstens ein anderes Element als Ti, beträgt das Atomverhältnis von Ti zu M vorzugsweise wenigstens 70%, besonders bevorzugt wenigstens 90%.
  • Des Weiteren erfüllen die Mol-Anteile x und z vorzugsweise die Ungleichung z/x ≧ 0,1 und besonders bevorzugt die Ungleichung z/x ≧ 0,15.
  • Des Weiteren umfasst die Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis vorzugsweise wenigstens zwei ferromagnetische kristalline Phasen, von denen die hartmagnetischen Phasen vorzugsweise eine mittlere Kristallkorngröße von 5 nm bis 200 nm aufweisen und die weichmagnetischen Phasen vorzugsweise eine mittlere Kristallkorngröße von 1 nm bis 100 nm aufweisen.
  • Bei der Ti-haltigen ersten Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis, erfüllen die Mol-Anteile x, y, r und m der allgemeinen Formel II, welche oben beschrieben ist, vorzugsweise die Ungleichungen: 10 Atom-% < x < 17 Atom-%; 7 Atom-% ≦ y ≦ 9,3 Atom-%; und 0,5 Atom-% ≦ z ≦ 6 Atom-%. Besonders bevorzugt wird 8 Atom-% ≦ y ≦ 9,0 Atom-% erfüllt. Des Weiteren sollte festgehalten werden, dass wenn 15 Atom-% < x ≦ 20 Atom-%, 3,0 Atom-% < z < 12 Atom-% vorzugsweise erfüllt wird.
  • Die Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis weist die oben beschriebene Zusammensetzung und Struktur auf. Demzufolge sind in der Seltenerdenlegierung die hart- und weichmagnetischen Phase dieser miteinander über magnetische Austausch-Interaktionen gekuppelt. Daher zeigt die Legierung, obwohl die Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis ein Seltenerdenelement mit einem relativ niedrigen Molanteil enthält, noch ausgezeichnete magnetische Eigenschaften, die wenigstens vergleichbar sind mit, oder sogar besser sind als die eines herkömmlichen schnellverfestigten Magnetpulvers. Ins besondere erzielt die Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis ein maximales Energieprodukt (BH)max von wenigstens 80 kJ/m3, eine Koerzitivkraft Hcj von wenigstens 480 kA/m und eine Remanenz Br von wenigstens 0,7 T, und kann ein maximales Energieprodukt (BH)max von 90 kJ/m3 oder mehr aufweisen, eine Koerzitivkraft HcJ von 550 kA/m oder mehr und eine Remanenz Br von 0,8 T oder mehr (siehe das später beschriebene vierte Beispiel und die Tabelle 10).
  • Die Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis wird durch schnelles Abkühlen und Verfestigen einer Schmelze aus einer Fe-R-B Legierung enthaltend T gebildet, und dargestellt durch die allgemeine Formel II, welche oben beschrieben ist. Diese schnellverfestigte Legierung umfasst kristalline Phasen. Sofern notwendig, kann die Legierung erwärmt und weiter kristallisiert werden.
  • Wenn Ti zu einer Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis mit einer Zusammensetzung zugegeben wird, definiert durch eine bestimmte Kombination von Mol-Anteilbereichen, wird die Keimbildung und Wachstum einer α-Fe-Phase häufig beobachtet während die Schmelze abgekühlt wird und eine Behinderung des Ausdrucks der ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften (d.h. hohe Koerzitivkraft und gute Rechteckigkeit der Schleife der Entmagnetisierungskurve unter anderen Dingen), kann minimiert werden und das Kristallwachstum einer R2Fe14B Verbindungsphase, welche zu den hartmagnetischen Eigenschaften beiträgt, kann vorzugsweise und gleichförmig fortschreiten.
  • Wenn Ti nicht zugegeben wird, bildet sich eine α-Fe-Phase leicht und wächst schneller und früher als eine Nd2Fe14B-Phase. Wenn dann die schnellverfestigte Legierung thermisch behandelt und kristallisiert wird, ist die α-Fe-Phase mit weichmagnetischen Eigenschaften übermäßig gewachsen und keine ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften (z.B. HcJ und Rechteckigkeit der Schleife, insbesondere) kann erzielt werden.
  • Wird im Gegensatz dazu Ti zugegeben, wird die Bildung und die Wachstumskinetiken der α-Fe-Phase verlangsamt, d.h., es dauert länger, dass sich die α-Fe-Phase bildet und wächst. Daher nehmen die vorliegenden Erfinder an, dass die R2Fe14B-Phase sich zu bilden beginnt und zu wachsen beginnt, bevor sich die α-Fe-Phase gebildet hat und grob wächst. Aus diesen Gründen kann die Nd2Fe14B-Phase ausreichend wachsen und sich gleichmäßig verteilen, bevor die α-Fe-Phase zuviel wächst. Des Weiteren wird angenommen, dass Ti in der Nd2Fe14B-Phase enthalten ist, sondern übermäßig in dem Borid auf Eisenbasis oder in der Zwischenfläche zwischen der Nd2Fe14B-Phase und der Bo ridphase auf Eisenbasis vorhanden ist, wodurch das Borid auf Eisenbasis stabilisiert wird.
  • Das heißt, die Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis kann eine Nanoverbundstruktur aufweisen, wobei Ti zur beträchtlichen Verringerung der Korngröße der weichmagnetischen Phasen (umfassend die Boride auf Eisenbasis und α-Fe-Phasen), gleichförmige Verteilung der Nd2Fe14B-Phase und der Erhöhung des Volumenanteils der Nd2Fe14B-Phase beiträgt. Als ein Ergebnis erhöht sich im Vergleich mit der Situation, in welcher kein Ti zugegeben ist, die Koerzitivkraft und die Magnetisierung (oder Remanenz) und die Rechteckigkeit der Schleife der Entmagnetisierungskurve verbessert sich, und trägt so zur Erzielung ausgezeichneter magnetischer Eigenschaften in dem resultierenden Verbundmagnet bei.
  • Normalerweise kann ein Pulver mit Aspektverhältnissen von 0,4 bis 1,0 aus der Ti-haltigen ersten Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis wie auch aus der zweiten Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis, welche oben beschrieben ist, erhalten werden. Indem das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis mit dem zweiten Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis vermischt wird, kann das Fließvermögen und die Verdichtbarkeit eines Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis zur Verwendung zur Herstellung eines Verbundmagneten verbessert werden.
  • Im Folgenden wird die Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis im Detail beschrieben.
  • Die Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis weist vorzugsweise eine Zusammensetzung auf, dargestellt durch die allgemeine Formel: (F1-mTm)100-x-y-zQxRyMz, wobei T wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni; Q wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus B (Bor) und C (Kohlenstoff), und welches immer B enthält; R wenigstens ein Seltenerdenelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; M wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb und immer Ti enthält; und wobei die Mol-Anteile x, y, z und m vorzugsweise die folgenden Ungleichungen erfüllen: 10 Atom-% < x ≦ 20 Atom-%; 6 Atom-% < y < 10 Atom-%; 0,1 Atom-% ≦ z ≦ 12 Atom-%; und 0 ≦ m ≦ 0,5.
  • Die Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis umfasst ein Seltenerdenelement, mit so einem geringen Mol-Anteil wie weniger als 10 Atom-%. Da jedoch Ti zugegeben wurde, erzielt die Legierung die unerwartete Wirkung des Haltens, oder sogar Erhöhens der Magnetisierung (Remanenz) und der Verbesserung der Rechteckigkeit der Schleife der Entmagnetisierungskurve, im Vergleich mit einer Situation, bei welcher kein Ti zugegeben wird.
  • Bei der Ti-haltigen ersten Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis weisen die weichmagnetischen Phasen eine sehr geringe Korngröße auf. Demzufolge werden die jeweiligen Bestandteilsphasen miteinander über Austausch-Wechselwirkungen gekoppelt. Aus diesem Grund kann die Legierung als ein Gesamtes eine ausgezeichnete Rechteckigkeit bei der Entmagnetisierungskurve aufweisen, obwohl weichmagnetische Phasen, wie Borid, auf Eisenbasis und α-Fe-Phasen zusammen mit hartmagnetischer R2Fe14B Verbindungsphase vorhanden sind.
  • Die Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis umfasst vorzugsweise ein Borid auf Eisenbasis und α-Fe-Phasen mit einer Sättigungsmagnetisierung entsprechend zu der von R2Fe14B oder sogar höher als diese. Beispiele dieser Boride auf Eisenbasis umfassen Fe3B (mit einer Sättigungsmagnetisierung von 1,5 T) und Fe23B6 (mit einer Sättigungsmagnetisierung von 1,6 T). In diesem Fall weist die R2Fe14B-Phase eine Sättigungsmagnetisierung von ungefähr 1,6 T auf, wenn R Nd ist, und die α-Fe-Phase weist eine Sättigungsmagnetisierung von 2,1 T auf.
  • Normalerweise wird R2Fe23B3 erzeugt, wenn der Mol-Anteil x von B mehr als 10 Atom-% beträgt und der Mol-Anteil y des Seltenerdenelementes R 5 Atom-% bis 8 Atom-% beträgt. Wenn jedoch ein Legierungsmaterial mit solch einer Zusammensetzung verwendet wird, kann die Zugabe von Ti, wie in der vorliegenden Erfindung durchgeführt, die R2Fe14B-Phase und die weichmagnetischen Boridphasen auf Eisenbasis wie Fe23Be6 und Fe3B erzeugen, anstelle der unerwünschten R2Fe14B3 Phase. Das heißt, wenn Ti zugegeben wird, kann der Prozentanteil der R2Fe14B-Phase erhöht werden und die erzeugten Boridphasen auf Eisenbasis tragen zu der Erhöhung der Magnetisierung bei.
  • Die vorliegenden Erfinder haben über Untersuchungen entdeckt, dass sich, wenn nur Ti zugegeben wurde, die Magnetisierung nicht verringerte sondern eher erhöhte, im Gegensatz zu jedem anderen Metallelement-Zusatzmittel wie V, Cr, Mn, Nb oder Mo. Des weiteren verbesserte sich, wenn Ti zugegeben wurde, die Rechteckigkeit der Schleife der Entmagnetisierungskurve, im Gegensatz zu dem Fall, dass eines dieser Elemente zugegeben wurde.
  • Des Weiteren sind die Wirkungen, die durch das zugegebene Ti erzielt werden, besonders deutlich, wenn die Konzentration von B mehr als 10 Atom-% beträgt. Im Folgenden wird dieser Punkt unter Bezugnahme auf 3 beschrieben.
  • 3 zeigt eine Kurve, welche eine Beziehung zwischen dem maximalen Energieprodukt (BH)max und der Konzentration von B in einer Nd-Fe-B Magnetlegierung darstellt, zu welcher kein Ti zugegeben wurde. In 3 stellen die weißen Balken die Werte von Proben dar, welche 10 Atom-% bis 14 Atom-% Nd enthalten, während die schwarzen Balken Werte von Proben darstellen, welche 8 Atom-% bis weniger als 10 Atom-% Nd enthalten. Auf der anderen Seite zeigt 4 eine Kurve, welche eine Beziehung zwischen dem maximalen Energieprodukt (BH)max und der Konzentration von B in einer Nd-Fe-B-Magnetlegierung darstellt, zu welcher Ti zugegeben wurde. In 4 zeigen die weißen Balken Werte von Proben darstellen, welche 10 Atom-% bis 14 Atom-% Nd enthalten, wohingegen die schwarzen Balken von Proben Werte darstellen, welche 8 Atom-% bis weniger 10 Atom-% Nd enthalten.
  • Wie aus 3 deutlich wird, zeigten die Proben, die kein Ti enthielten, wenn die Konzentration an B 10 Atom-% überschritt, verringerte maximale Energieprodukte (BH)max unabhängig davon, ob Nd darin enthalten ist. Wenn der Gehalt an Nd 8 Atom-% bis 10 Atom-% beträgt, ist diese Verringerung besonders deutlich. Diese Tendenz ist im Stand der Technik gut bekannt und man hat angenommen, dass jede Magnetlegierung einschließlich einer Nd2Fe14B-Phase als die Hauptphase, nicht mehr als 10 Atom-% enthalten sollte. Zum Beispiel offenbart das US Patent 4,836,868 ein Arbeitsbeispiel, wobei B eine Konzentration von 5 Atom-% bis 9,5 Atom-% aufweist. Dieses Patent lehrt, dass die Konzentration an B vorzugsweise 4 Atom-% bis weniger als 12 Atom-% betragen sollte, vorzugsweise 4 Atom-% bis 10 Atom-%.
  • Im Gegensatz dazu, wie aus 4 deutlich wird, zeigen die Proben, welche zusätzliches Ti enthalten, erhöhte maximale Energieprodukte (BH)max in einem bestimmten Bereich, in dem die B-Konzentration mehr als 10 Atom-% beträgt. Diese Erhöhung ist besonders deutlich, wenn der Nd-Gehalt 8 Atom-% bis 10 Atom-% beträgt.
  • Daher kann die vorliegende Erfindung den herkömmlichen Irrglauben umdrehen, dass ein B-Konzentration von mehr als 10 Atom-% die magnetischen Eigenschaften verringert und kann die unerwartete Wirkung durch Zugabe von Ti erzielen.
  • Im Folgenden wird ein Verfahren zur Herstellung der Ti-haltigen ersten Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis beschrieben.
  • Eine Schmelze der Legierung auf Eisenbasis mit der durch die allgemeine Formel II dargestellten Zusammensetzung: (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz, (wobei x, y, z und m jeweils 10 Atom-% < x ≦ 20 Atom-%; 6 Atom-% ≦ y < 10 Atom-%; 0,1 Atom-% ≦ z ≦ 12 Atom-% und 0 ≦ m ≦ 0,5 erfüllen) wird schnell in einer inerten Atmosphäre abgekühlt, wodurch eine schnellverfestigte Legierung hergestellt wird, umfassend eine R2Fe14B-Verbindungsphase mit 60 Vol.-% oder mehr. Die mittlere Kristallkorngröße der R2Fe14B-Verbindungsphase in der schnellverfestigten Legierung kann zum Beispiel 80 nm oder weniger betragen. Sofern notwendig, kann diese schnellverfestigte Legierung wärmebehandelt werden. Anschließend können die in der schnellverfestigten Legierung verbleibenden amorphen Phasen kristallisiert werden.
  • In einer Ausführungsform, in welcher ein Schmelzspinnverfahren oder ein Dünnband-Gießverfahren unter Verwendung einer Kühlwalze durchgeführt wird, wird die geschmolzene Legierung innerhalb einer Atmosphäre von einem Druck von 1,3 kPa oder mehr schnell abgekühlt. Hierbei wird die geschmolzene Legierung nicht nur schnell durch den Kontakt mit der Kühlwalze abgekühlt, sondern auch geeignet weiter abgekühlt aufgrund der sekundären Abkühlwirkungen bewirkt durch das Atmosphärengas, sogar nachdem die verfestigte Legierung die Kühlwalze verlassen hat.
  • Gemäß der Ergebnisse der Untersuchungen, welche die vorliegenden Erfinder durchgeführt haben, sollte, während das schnelle Abkühlverfahren durchgeführt wird, das Atmosphärengas den Druck vorzugsweise auf 1,3 kPa oder mehr der Atmosphärendruck (= 101,3 kPa) oder weniger, besonders bevorzugt 10 kPa bis 90 kPa und noch bevorzugter 20 kPa bis 60 kPa gesteuert werden.
  • Wenn das Atmosphärengas einen Druck aufweist, der in einen dieser bevorzugten Bereiche fällt, beträgt die Oberflächengeschwindigkeit der Kühlwalze vorzugsweise 4 m/s bis 50 m/s. Dies liegt daran, dass wenn die Oberflächengeschwindigkeit der Walze weniger beträgt als 4 m/s, die R2Fe14B-Phase, welche in der schnellverfestigten Legierung enthalten ist, übermäßig große Kristallkörner aufweist. In diesem Fall erhöht die R2Fe14B-Phase die Korngröße noch weiter, wenn sie thermisch behandelt wird, wodurch die resultierenden magnetischen Eigenschaften möglicherweise zerstört werden.
  • Gemäß der experimentellen Ergebnisse, welche die vorliegenden Erfinder erhielten, liegt die Oberflächengeschwindigkeit der Walze bevorzugter bei 5 m/s bis 30 m/s, noch bevorzugter bei 5 m/s bis 20 m/s.
  • Wenn ein Legierungsmaterial mit der Zusammensetzung der Ti-haltigen ersten Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis schnell abgekühlt und verfestigt wird, weist die resultierende schnellverfestigte Legierung entweder eine Struktur auf, bei welcher fast keine α-Fe-Phase mit einer übermäßig großen Korngröße ausfallt, wobei jedoch stattdessen eine mikrokristalline R2Fe14B-Verbindungsphase existiert oder eine Struktur, wobei die mikrokristalline R2Fe14B-Verbindungsphase und eine amorphe Phase existieren. Demzufolge kann, wenn solch eine schnellverfestigte Legierung thermisch behandelt wird, ein Hochleistungs-Nanoverbundmagnet, bei welchem weichmagnetische Phasen, wie Boridphasen auf Eisenbasis, an den Korngrenzen zwischen den hartmagnetischen Phasen fein dispergiert oder gleichmäßig verteilt sind, erhalten werden. Wie hier verwendet, bedeutet „amorphe Phase" nicht nur eine Phase, bei welcher die atomare Anordnung ausreichend gestört ist, sondern auch eine Phase, welche Keime zur Kristallisation umfasst, extrem kleine kristalline Bereiche (mit einer Größe von einigen Nanometern oder weniger) und/oder atomare Cluster. Insbesondere bedeutet hier „amorphe Phase" jede Phase, deren Kristallstruktur nicht durch eine Röntgenbeugungsanalyse oder einer TEM-Beobachtung definiert werden kann.
  • Auch wenn jemand im Stand der Technik versuchte, eine schnellverfestigte Legierung umfassend 60 Vol.-% oder mehr R2Fe14B-Phase durch das schnelle Abkühlen einer geschmolzenen Legierung mit einer Zusammensetzung zu erhalten, welche der der Ti-haltigen ersten Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis ähnlich ist, die jedoch kein Ti enthält, weist die resultierende Legierung eine Struktur auf, in welcher ein großes Maß an α-Fe-Phase grob gewachsen ist. Wird daher die Legierung anschließend erwärmt und kristallisiert, erhöht sich die Korngröße der α-Fe Phase übermäßig. Sind die weichmagnetischen Phasen, wie die α-Fe Phase, zu stark gewachsen, verschlechtern sich die magnetischen Eigenschaften der Legierung manchmal deutlich.
  • Insbesondere mit einem Legierungsmaterial, enthaltend B mit einem relativ hohen Prozentanteil, wie die Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis, können kristalline Phase nicht so einfach gemäß der herkömmlichen Verfahren erzeugt werden, auch wenn die geschmolzene Legierung mit einer geringen Geschwindigkeit abgekühlt wird. Dies liegt daran, dass die B-reiche geschmolzene Legierung eher dazu neigt, amorphe Phase zu erzeugen. Aus diesem Grund werden beim Stand der Technik nicht nur die R2Fe14B-Verbindungsphase sondern auch die α-Fe-Phase oder dessen Vorläufer ausreichend ausfallen, auch wenn jemand versucht, eine schnellverfestigte Legierung herzustellen, umfassend 60 Vol.-% oder mehr R2Fe14B-Verbindungsphase, indem die Abkühlgeschwindigkeit der Schmelze ausreichend verringert wird. Wird daher die Legierung anschließend erwärmt und kristallisiert, wird die α-Fe-Phase weiter wachsen, um die magnetischen Eigenschaften der Legierung deutlich zu zerstören.
  • Man hat angenommen, dass der beste Weg zur Erhöhung der Koerzitivkraft eines Legierungsmaterials für einen Nanoverbundmagneten das Abkühlen einer Schmelze mit einer erhöhten Rate ist, um das meiste der schnellverfestigten Legierung zunächst zu amorphisieren und anschließend eine sehr feine und gleichförmige Strukur zu bilden, indem die amorphen Phasen erwärmt und kristallisiert wurden. Dies liegt daran, dass es bei herkömmlichen Verfahren als fest angenommen wurde, dass es keine andere Alternative gab als das Kristallisieren der amorphen Phasen durch ein einfaches, steuerbares Wärmebehandlungsverfahren, um einen Nanoverbundmagnet zu erhalten, mit einer Legierungsstruktur, bei welchem die kristallinen Phasen mit sehr kleinen Größen dispergiert sind.
  • Basierend auf diesem populären Glauben, beschrieben von W. C. Chan et al., ein Verfahren zur Erzielung von Nd2Fe14B- und α-Fe-Phasen mit Korngrößen in der Größenordnung von einigen 10 nm. Gemäß des Verfahrens von Chan, wurde La, welches die Erzeugung von amorphen Phase unterstützt, zu einem Legierungsmaterial zugegeben. Anschließend wurde das Legierungsmaterial aus der Schmelze abgeschreckt, um eine schnellverfestigte Legierung zu erhalten, welche hauptsächlich aus den amorphen Phasen bestand. Anschließend wurde die Legierung erwärmt und kristallisiert. Siehe W. C. Chan et al. "The Effects of Refractory Metals on the Magnetic Properties of α-Fe/R2Fe14B-Typ Nanocomposites", IEEE Trans. Magn. No. 5, INTERMAG. 99, Kyongiu, Korea Seite 3265–3267, 1999. Dieser Artikel lehrt auch, dass die Zugabe eines feuerfesten Metallelements, wie Ti in einer sehr geringen Menge (z.B. 2 Atom-%) die magnetischen Eigenschaften verbessert und dass das Mol-Verhältnis von Nd, Seltenerdele ment, vorzugsweise von 9,5 Atom-% auf 11.0 Atom-% erhöht wird, um die Korngrößen der Nd2Fe14B- und α-Fe-Phasen zu reduzieren. Das feuerfeste Metall wird zugegeben, um zu verhindern, dass Boride wie R2Fe23B3 und Fe3B erzeugt werden und um ein Legierungsmaterial herzustellen, für ein Magnetpulver, bestehend im Wesentlichen aus Nd2Fe14B- und α-Fe-Phasen.
  • Im Gegensatz dazu, verringert der Zusatzstoff Ti in der Ti-haltigen ersten Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis die Keimbildung der α-Fe-Phasen während des Verfahrens der schnellen Verfestigung. Zusätzlich erzeugt der Zusatz Ti weichmagnetische Phasen, wie Boride auf Eisenbasis und minimiert das Kornwachstum dieser während des Wärmebehandlungsverfahrens zur Kristallisation. Als ein Ergebnis, kann ein Magnetpulver mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften erhalten werden.
  • Das heißt, auch wenn das Legierungsmaterial ein Seltenerdelement mit einem relativ geringen Prozentanteil umfasst (z.B. 9 Atom-% oder weniger), kann ein Magnetpulver, welches ausgezeichnete hohe Magnetisierung (oder Remanenz) und Koerzitivkraft zeigt, und eine ausgezeichnete Rechteckigkeit der Schleife der Entmagnetisierungskurve zeigt, erhalten werden.
  • Wie oben beschrieben, wird die Koerzitivkraft der Ti-haltigen ersten Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis erhöht, indem sich die Nd2Fe14B-Phase bildet und schneller und früher während des Abkühlverfahrens wächst, so dass die Nd2Fe14B-Phase den Volumenanteil erhöht und die Kornvergröberung der weichmagnetischen Phasen minimiert. Des Weiteren erhöht sich die Magnetisierung, da der Zusatzstoff für Ti eine Boridphase erzeugen kann (z.B. ferromagnetische Boride auf Eisenbasis) aus den B-reichen amorphen Phasen, welche in der schnellverfestigten Legierung existieren, und kann den Volumenprozentanteil der ferromagnetischen Phasen in der erwärmten und kristallisierten Legierung erhöhen.
  • Das auf diese Weise erhaltene Legienrugsmaterial wird vorzugsweise erwärmt und kristallisiert, abhängig von der Notwendigkeit eine Struktur zu bilden, mit drei oder mehr kristallinen Phasen, umfassend die R2Fe14B-Verbindung, Borid- und α-Fe-Phasen. Die Wärmebehandlung wird vorzugsweise durchgeführt, wobei die Temperatur und Dauer auf solche eine Weise gesteuert wird, dass die R2Fe14B-Verbindungsphase eine mittlere Kristallkorngröße von 5 nm bis 200 nm aufweist, und dass die Borid- und α-Fe-Phase eine mittlere Kristallkorngröße von 1 nm bis 100 nm aufweist. Die R2Fe14B- Verbindungsphase weist normalerweise eine mittlere Kristallkorngröße von 30 nm oder mehr auf, was 50 nm oder mehr sein kann, abhängig von den Bedingungen. Auf der anderen Seite, weisen die weichmagnetischen Phasen wie Boride und α-Fe-Phasen, häufig eine mittlere Kristallkorngröße von 50 nm oder weniger auf, und typischerweise einige Nanometer höchstens.
  • Bei der Ti-haltigen ersten Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis, weist die R2Fe14B-Verbindungsphase eine größere mittlere Kristallkorngröße als die weichmagnetischen Phasen wie Fe-B- und α-Fe-Phasen auf. 5 zeigt die Metallstrukturen dieses Legierungsmaterials schematisch. Wie in 5 dargestellt, sind feine weichmagnetische Phasen zwischen relativ großen R2Fe14B-Verbindungsphasen verteilt. Auch wenn die R2Fe14B-Verbindungsphase eine relativ große mittlere Kristallkorngröße aufweist, besitzen die weichmagnetischen Phasen eine ausreichend kleine mittlere Kristallkorngröße, da das Kristallwachstum dieser minimiert wurde. Demzufolge sind die Bestandteilphasen magnetisch miteinander über Austausch-Wechselwirkungen gekoppelt und die Magnetisierungsrichtungen der weichmagnetischen Phasen werden von den hauptmagnetischen Phasen verhindert. Daher kann die Legierung als Gesamtes ausgezeichnete Rechteckigkeit der Schleife in der Entmagnetisierugskurve aufweisen.
  • Durch das oben beschriebene Herstellungsverfahren werden die Boride leicht erzeugt. Man nimmt an, dass die Gründe hierfür Folgende sind. Wenn eine verfestigte Legierung, die hauptsächlich aus der R2Fe14B-Verbindungsphase besteht, hergestellt wird, sollten die amorphen Phasen, welche in der schnellverfestigten Legierung existieren, eine übermäßige Menge an B enthalten. Wird demzufolge die Legierung erwärmt und kristallisiert, wird das B einfach an die anderen Elemente gebunden, bildet sich und wächst im Überfluss. Verbindet sich jedoch das B mit anderen Elemente und erzeugt Verbindungen mit niedriger Magnetisierung, wird die Legierung als Gesamtes eine verringerte Magnetisierung aufweisen.
  • Die vorliegenden Erfinder haben entdeckt und über Untersuchungen bestätigt, dass sich nur wenn Ti zugegeben wurde, die Magnetisierung nicht verringerte sondern im Gegensatz zu anderen Metallelement-Zusatzstoffen wie V, Cr, Mn, Nb oder Mo eher erhöhte. Des Weiteren verbesserte das Zusatzmittel Ti die Rechteckigkeit der Schleife der Entmagnetisierungskurve sehr viel besser als eines der oben genannten Elemente. Demzufolge nehmen die vorliegenden Erfinder an, dass Ti eine Schlüsselrolle bei der Minimierung der Erzeugung von Boriden mit niedriger Magnetisierung übernimmt. Insbesondere wenn relativ kleine Mengen an B und Ti in dem Legierungsmaterial enthalten sind, zur Verwendung bei der Herstellung der ersten Ti-haltigen ersten Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis, wachsen die Boridphasen auf Eisenbasis mit ferromagnetischen Eigenschaften leicht, während die Legierung wärmebehandelt wird. In diesem Fall würde das in den nichtmagnetischen amorphen Phasen enthaltene B in die Boride auf Eisenbasis absorbiert. Als ein Ergebnis, verringern die nichtmagnetischen amorphen Phasen, welche in der Legierung verbleiben, auch wenn diese erwärmt und kristallisiert wurden, ihren Volumenanteil, die ferromagnetische kristalline Phase erhöht jedoch statt dessen ihren Volumentanteil, und erhöht so die Remanenz Br.
  • Im Folgenden wird dieser Punkt des Weiteren mit Bezugnahme auf 6 diskutiert.
  • 6 zeigt schematisch wie eine schnellverfestigte Legierung ihre Mikrostrukturen während des Kristallisationsverfahrens ändern, in einer Situation, in der Ti zugegeben ist und in Situationen, in denen Nb oder andere Metallelemente anstelle von Ti zugegeben sind. Wenn Ti zugegeben ist, wird das Kornwachstum der jeweiligen Bestandteilsphase minimiert, auch in einem Temperaturbereich, welcher die Temperatur überschreitet, bei welcher die α-Fe-Phase schnell wächst. Als ein Ergebnis können ausgezeichnete hartmagnetische Eigenschaften beibehalten werden. Wird im Gegensatz dazu eines der anderen Metallelemente (z.B. Nb, V, Cr etc.) zugegeben, schreitet das Kornwachstum der jeweiligen Bestandteilsphasen deutlich voran und die Austausch-Wechselwirkung zwischen diesen Phasen schwächt den relativ hohen Temperaturbereich, in welchem die α-Fe-Phase schnell wächst. Als ein Resultat, weisen die resultierenden Entmagnetisierungskurven verringerte Rechteckigkeiten der Schleifen auf.
  • Zunächst wird die Situation beschrieben, in welcher Nb, Mo oder W zugegeben wird. In diesem Fall, wenn die Legierung in einem relativ niedrigen Temperaturbereich thermisch behandelt wird, in welchem keine α-Fe-Phase ausfällt, sind gute hartmagnetische Eigenschaften, umfassend eine überragende Rechteckigkeit der Schleife der Entmagnetisierungskurve, erzielbar. In einer Legierung, die bei solch einer niedrigen Temperatur wärmebehandelt wurde, wurden die R2Fe14B mikrokristallinen Phasen in den nichtmagnetischen amorphen Phasen dispergiert, und die Legierung weist nicht die Nanoverbundmagnetstruktur auf und würde keine hohe Magnetisierung zeigen. Wird die Legierung bei höherer Temperatur wärmebehandelt, bildet sich die α-Fe-Phase und wächst aus den amorphen Phasen. Anders ist die Situation, wenn Ti zugegeben wird. Die α-Fe-Phasen wächst schnell und erhöht die Korngröße übermäßig. Als ein Ergebnis schwächen sich die Austausch-Interaktionen zwischen den Bestandteilphasen und die Rechteckigkeit der Schleife der Entmagnetisierungskurve zerstört sich bedeutend.
  • Wird dagegen Ti zugegeben, kann eine Nanoverbundstruktur umfassend mikrokristallines R2Fe14B, Borid auf Eisenbasis, α-Fe- und amorphe Phasen durch die Wärmebehandlung der Legierung erhalten werden, und die jeweiligen Bestandteilphasen sind fein und gleichmäßig dispergiert. Des Weiteren minimiert die Zugabe von Ti das Kornwachstum der α-Fe-Phase.
  • Wenn V oder Cr zugegeben wird, wird jedes dieser Zusatz-Metallelemente antiferromagnetisch mit Fe gekuppelt, um eine feste Lösung zu bilden, wodurch die Magnetisierung beträchtlich verringert wird. Die Zugabe von V oder Cr kann das durch Wärmebehandlung induzierte Kornwachstum nicht bedeutend minimieren, und zerstört die Rechteckigkeit der Schleife der Entmagnetisierungskurve.
  • Daher kann nur wenn Ti zugegeben wird, die Kornvergröberung der α-Fe-Phase geeignet minimiert werden und Boride auf Eisenbasis mit ferromagnetischen Eigenschaften können erhalten werden. Des Weiteren spielt Ti wie auch B und C eine wichtige Rolle als ein Element, welches die Kristallisierung von Fe anfänglichen Kristallen verzögert (d.h. – γ-Fe, welches in α-Fe umgewandelt wird) während des Schmelze-Abschreckungsverfahrens und ermöglicht daher die Bildung einer unterkühlten Flüssigkeit. Demzufolge, auch wenn die Schmelze der Legierung schnell abgekühlt und verfestigt wird, bei einer relativ niedrigen Abkühlgeschwindigkeit von ungefähr 102°C/s bis ungefähr 105°C/s, kann eine schnellverfestigte Legierung, bei welcher die α-Fe-Phase nicht so viel ausfällt und das mikrokristalline R2Fe14B und amorphe Phasen koexistieren, erhalten werden. Dies trägt wesentlich zu der Kostenreduzierung bei, da dies bedeutet, dass ein Dünnband-Gießverfahren, welches besonders für Massenproduktion geeignet ist, aus verschiedenen Schmelze-Abschreckungsverfahren ausgewählt werden kann.
  • Das Dünnband-Gießverfahren ist ein produktives und kostensparendes Verfahren zur Erzielung eines Legierungsmaterials durch das schnelle Abkühlen einer geschmolzenen Legierung. Dies liegt daran, dass bei dem Dünnband-Gießverfahren die Fließrate der Schmelze nicht unter Verwendung einer Düse oder einer Öffnung gesteuert werden muss, sondern die Schmelze kann direkt aus einer Gießwanne auf eine Kühlwalze gegossen werden. Um die Schmelze einer R-Fe-B Seltenerdenlegierung in einem Kühlratenbereich zu amorphisieren, welcher durch das Dünnband-Gießverfahren erzielbar ist, sollte B normalerweise mit 10 Atom-% oder mehr zugegeben werden. Wird jedoch im Stand der Technik B mit soviel zugegeben, werden nicht nur nichtmagnetische amorphe Phasen sondern jedoch auch eine α-Fe-Phase und/oder eine weichmagnetische Nd2Fe23B3-Phase vorzugsweise wachsen, um übermäßig große Korngrößen aufzuweisen, wenn die rasch verfestigte Legierung thermisch behandelt und kristallisiert wird. Dadurch kann keine gleichmäßige kristalline Struktur erhalten werden. Als ein Ergebnis verringert sich der Volumenanteil der ferromagnetischen Phasen, die Magnetisierung verringert sich, und der Volumenprozentanteil der Nd2Fe14B-Phase verringert sich auch. Demzufolge ist die Verringerung der Koerzitivkraft bemerkenswert. Wird jedoch Ti zugegeben, wird das übermäßige Kornwachstum der α-Fe-Phase wie oben beschrieben minimiert. Als ein Ergebnis kann die Magnetisierung mehr als erwartet zunehmen.
  • Es sollte festgehalten werden, dass eine schnellverfestigte Legierung, umfassend die Nd2Fe14B-Phase mit einem hohen Volumenanteil, die resultierenden magnetischen Eigenschaften leichter verbessern kann, als eine schnellverfestigte Legierung, umfassend die amorphen Phasen mit hohem Volumenprozentanteil. Demzufolge beträgt der Volumenanteil der Nd2Fe14B-Phase zu der gesamten schnellverfestigten Legierung vorzugsweise 50 Vol.-% oder mehr, insbesondere 60 Vol.-% oder mehr, ein Wert welcher durch die Mössbauer Spektroskopie ermittelt wurde.
  • Anschließend kann die Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis durch ein schnelles Abkühlverfahren hergestellt werden, das in einer relativ niedrigen Abkühlrate resultiert, aufgrund der durch den Zusatzstoff Ti erzielten Wirkung. Die schnellverfestigte Legierung kann entweder durch die Spinngießvorrichtung, dargestellt in 2, wie bei der ersten Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis oder durch ein Dünnband-Gießverfahren oder jedes verschiedener anderer Verfahren hergestellt werden, welche keine Düse oder Öffnung verwenden. Das Einwalzenverfahren, welches oben beschrieben wurde, kann durch ein Zwillingswalzenverfahren ersetzt werden, welches ein Paar Kühlwalzen einsetzt.
  • Die Abkühlrate liegt vorzugsweise bei 1 × 102°C/s bis 1 × 108°C/s, bevorzugter bei 1 × 104°C/s bis 1 × 106°C/s. Indem die Oberflächengeschwindigkeit der Walze innerhalb des Bereiches von 10 m/s bis 30 m/s gesteuert wird und der Druck des Atmosphärengases auf 30 kP oder mehr gesteuert wird, um die sekundären Abkühlwirkungen zu steigern, welche durch das Atmosphärengas bewirkt werden, kann eine schnellverfestigte Legierung umfassend wenigstens 60 Vol.-% R2Fe14B-Verbindungsphase mit einer kleinen mittleren Kristallkorngröße von 80 nm oder weniger erzielt werden.
  • Unter diesen schnellen Abkühlverfahren, führt das Dünnband-Gießverfahren zu einer relativ niedrigen Abkühlrate, d.h. 102°C/s bis 105°C/s. Indem ein geeignetes Volumen an Ti zu dem Legierungsmaterial zugegeben wird, kann eine schnellverfestigte Legierung, die hauptsächlich eine Struktur umfassend keine anfänglichen Si-Kristalle aufweist, sogar durch das Dünnband-Gießverfahren erhalten werden. Die Verfahrenskosten des Dünnband-Gießverfahrens sind ungefähr die Hälfte oder weniger jedes anderen Schmelze-Abschreckungsverfahrens. Demzufolge ist das Dünnband-Gießverfahren, zur Herstellung einer großen Menge an schnellverfestigter Legierung sehr viel wirksamer als das Schmelze-Spinnverfahren und ist geeignet auf die Massenproduktion anwendbar. Wird jedoch kein Element M zu dem Legierungsmaterial zugegeben oder wenn Cr, V, Mn, Mo, Ta und/oder W anstelle des Elementes Ti dazugegeben wird/werden, wird eine Metallstruktur umfassend eine Menge an anfänglicher Fe-Kristalle erzeugt, auch wenn die schnellverfestigte Legierung durch das Dünnwand-Gießverfahren hergestellt wird. Demzufolge kann die gewünschte Metallstruktur nicht erhalten werden.
  • Des Weiteren ist bei dem Schmelzespinn- oder Dünnwandgießverfahren die Dicke der resultierenden Legierung steuerbar, indem die Oberflächengeschwindigkeit der Walze einstellbar ist, dann weist die Legierung die oben beschriebene nanokristalline Struktur auf und kann einfach in Pulverteilchen geteilt werden, mit verschiedenen Orientierungen durch ein Pulverisierungsverfahren. Als ein Ergebnis können Pulverteilchen mit einer isometrischen Form (d.h. mit einem Aspektverhältnis in der Nähe von eins) einfach erhalten werden. Das heißt, die erhaltenen Pulverteilchen werden nicht in einer bestimmten Richtung verlängert sondern weisen eine isometrische (oder quasi runde) Form auf.
  • Auf der anderen Seite wird, wenn die Legierung dünner als 60 μm ist, indem die Oberflächengeschwindigkeit der Walze erhöht wird, die Metallstruktur der Legierung einfach senkrecht zu der Walzenkontaktfläche zerteilt, wie bei einem herkömmlichen schnell verfestigten Magnet. In dem Fall, neigen die durch das Pulverisierungsverfahren erhaltenen Pulverteilchen dazu, parallel zu der Oberfläche der Legierung verlängert zu werden. Als ein Ergebnis, werden häufig Pulverteilchen mit einem Aspektverhältnis von weniger als 0,3 erhalten.
  • Beschreibung des Pulverisierungsverfahrens
  • Die ersten Seltenerdenlegierungen auf Eisenbasis, welche oben beschrieben sind (d.h. die erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis, welche kein Ti enthält und die erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis, welche Ti enthält), können durch eine Stiftmühlvorrichtung, wie in 7 dargestellt, zum Beispiel pulverisiert werden. 7 zeigt einen Querschnitt, welcher eine beispielhafte Stiftmühlvorrichtung zur Verwendung in dieser Ausführungsform darstellt. Die Stiftmühlvorrichtung 40 umfasst zwei Scheiben 42a und 42b, die einander gegenüberliegend angeordnet sind. Auf einer Seite jeder dieser Scheiben 42a und 42b sind eine Vielzahl von Stiften 41 so angeordnet, dass sie nicht aufeinanderstoßen. Wenigstens eine dieser Scheiben 42a und 42b rotiert (rotieren) mit einer hohen Geschwindigkeit. In dem in Beispiel 7 dargestellten Beispiel, rotiert die Scheibe 42a um eine Welle 43. 8 zeigt eine Vorderansicht der Scheibe 42a, die rotieren soll. Auf der in 8 dargestellten Scheibe 42a sind die Stifte 41 in Form einer Vielzahl von konzentrischen Kreisen angeordnet. Die Stifte 41 sind auch in einem ähnlichen konzentrischen Muster auf der feststehenden Scheibe 42b angeordnet.
  • Das von der Stiftmühlvorrichtung zu pulverisierende Werkstück wird durch einen Einlasskanal 44 in den Raum zwischen den zwei Scheiben eingeführt, trifft gegen die Stifte 41 der rotierenden und der feststehenden Scheiben 42a und 42b und wird aufgrund des Stoßes pulverisiert. Ein durch diese Pulverisierung gebildetes Pulver wird in der durch die Pfeile A angegebenen Richtung weggeblasen und an einer vorbestimmten Position eingesammelt.
  • In der Stiftmühlvorrichtung 40 dieser Ausführungsform bestehen die Scheiben 42a und 42b, welche die Stifte 41 tragen, aus einem rostfreien Stahl, wohingegen die Stifte 41 aus einem Hartmetallmaterial, wie gesintertes Wolframkarbid (WC) bestehen. Beispiele anderer bevorzugter Hartmetallmaterialien umfassend TiC, MoC, NbC, TaC und Cr3C2, nicht nur gesintertes WC. Jedes dieser Hartmetallmaterialien ist ein gesinterter Körper, erhalten durch das Kombinieren eines Karbidpulvers der Gruppe IVa, Va oder VIa Metallelements mit Fe, Co, Ni, Mo, Cu, Pb oder Sn oder einer Legierung dieser.
  • Indem das Pulverisierungsverfahren unter Verwendung dieser Stiftmühlvorrichtung unter solchen Bedingungen durchgeführt wird, das eine mittlere Teilchengröße von 10 μm bis 70 μm erhalten wird, kann ein Pulver, bestehend aus Teilchen mit Aspektverhältnissen von 0,4 bis 1,0 erhalten werden. Überschreitet die mittlere Teilchengröße 70 μm, kann die Wirkung der Erhöhung der Fließfähigkeit nicht vollständig erzielt werden. Ist die mittlere Teilchengröße jedoch kleiner als 10 μm, weist das Pulver ein Übermaß an Oberfläche auf. In diesem Fall wird die Oberfläche leicht oxidiert, um die hartmagnetischen Eigenschaften zu zerstören, oder das Risiko eines Brandes erhöht. Im Hinblick auf diese Betrachtungen weist das zweite Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis eine mittlere Teilchengröße von 10 μm bis 70 μm auf und besonders bevorzugt von 20 μm bis 60 μm. Die Anzahl der Teilchen mit Größen von 30 μm oder weniger ist vorzugsweise gering.
  • Es gibt eine grobe Korrelation zwischen der mittleren Teilchengröße und dem Aspektverhältnis. Insbesondere, je feiner ein dünner Legierungsstreifen mit einer beschränkten Dicke pulverisiert wird, wird ein 1,0 Aspektverhältnis erzielt. Des Weiteren, je näher das 1,0 Aspektverhältnis ist desto deutlicher wird die Fließfähigkeit verbessert. Daher liegt das Aspektverhältnis besonders bevorzugt bei 0,5–1,0 und noch bevorzugter bei 0,6 bis 1,0.
  • Die Stiftmühlvorrichtung, die wirksam in der vorliegenden Erfindung verwendet werden kann, ist nicht auf die Stiftmühlvorrichtung beschränkt, bei welcher die Stifte auf einer Scheibe angeordnet sind, es kann jedoch auch eine Maschine sein, bei welcher die Stifte auf einem Zylinder angeordnet sind. Auf jeden Fall durch Verwendung einer Stiftmühlvorrichtung, kann ein Pulver mit einer Teilchengrößenverteilung erzielt werden, die einer normalen Verteilung entspricht. In diesem Fall kann die mittlere Teilchengröße einfach eingestellt werden und eine hohe Massenproduktion kann vorzugsweise erzielt werden.
  • Bei dem Pulverisierungsverfahren, welches oben beschrieben wurde, kann auch die Hammermühlvorrichtung, die der Anmelder der vorliegenden Erfindung in der japanischen Patentanmeldung Nr. 2001-105508 beschreibt, verwendet werden.
  • Indem das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis ohne Ti (und/oder Tihaltiges erstes Seltenerdenlegierungspulver) welches auf diese Weise erhalten wird, und das zweite Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis mit einem Volumenverhältnis von 1:49 bis 4:1 vermischt werden, kann ein Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, das verwendet werden kann, um eine Verbindung für einen Magnet herzustellen, erzielt werden. Indem ein Mischverhältnis eingesetzt wird, das in diesen Bereich fällt, kann ein Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis mit gut ausgewogenen magneti schen Eigenschaften und Fließfähigkeit erzielt werden (welches hier als ein „gemischtes Magnetpulver") bezeichnet wird.
  • Im Hinblick auf die möglichen Variationen der magnetischen Eigenschaften und der Teilchengrößenverteilung des ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis ohne Ti (und Ti-haltiges erstes Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis) und des zweiten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis zum Zeitpunkt der Massenherstellung, beträgt das Mischverhältnis der ersten und zweiten Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis vorzugsweise 1:49 bis 1:4. Solange wie das Mischverhältnis in diesem Bereich fällt, auch wenn die magnetischen Eigenschaften und die Teilchengrößenverteilungen der Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis von den optimalen Bereichen abweichen, können ausreichend gute magnetische Eigenschaften und Teilchengrößenverteilungen erzielt werden, ohne dass Probleme in der Praxis auftreten.
  • Das Mischen des ersten Seltenerdenlegierungspulvers ohne Ti (und/oder des Ti-haltigen ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis) und des zweiten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis kann durchgeführt werden, indem diese Pulver trocken miteinander vermischt werden. Bei diesem Trockenmischverfahren, kann ein Schmiermittel oder ein Dispersionsmittel zugegeben werden. Alternativ können diese Pulver auch in dem Verfahrensschritt des Herstellens einer Verbindung, wie unten beschrieben, vermischt werden.
  • Beschreibung der Verfahren zur Erzeugung einer Verbindung und eines Magnetkörpers
  • Die Mischung der Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, oder die Mischung des ersten und zweiten Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, erhalten wie oben beschrieben, wird mit einem Harz verbunden, wodurch eine Verbindung hergestellt wird, um einen Magnet zu erzeugen. Typischerweise werden die Mischung und das Harz zum Beispiel miteinander mit einer Knetvorrichtung vermischt. Gegebenenfalls kann bei diesem Vermischungsverfahrensschritt ein Schmiermittel oder ein Dispersionsmittel auch zugegeben werden.
  • Eine Verbindung zur Herstellung eines Magneten kann durch jedes verschiedener Formverfahren geformt werden und kann in einer Vielzahl von Anwendungen eingesetzt wer den. Daher kann abhängig von der beabsichtigten Verwendung, die Art des Harzes und das Vermischungsverhältnis des Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis geeignet bestimmt werden. Beispiele geeigneter Harze umfassen härtbare Harze wie Epoxy- und Phenolharze und thermoplastische Harze wie Polyamide (umfassend Nylon 66, Nylon 6 und Nylon 12), PPS und flüssige Kristallpolymere. Es können jedoch nicht nur diese Harze sondern auch Gummi und Elastomere (umfassend thermoplastische Elastomere) verwendet werden.
  • Beispiele bevorzugter Formverfahren umfassen Verdichten, Walzen, Extrudieren und Spritzgießen. Unter diesen Formverfahren kann die Verbindung nur in einer relativ einfacher Form gemäß des Verdichtens, Walzens oder des Extrudierverfahrens geformt werden. Bei diesen Verfahren muss die Verbindung jedoch nicht eine so hohe Fließfähigkeit während des Formverfahrens aufweisen. Daher kann das Magnetpulver in der Verbindung mit einem höheren Prozentanteil enthalten sein. Indem das Magnetpulver der vorliegenden Erfindung verwendet wird, kann der Magnetpulver-Prozentanteil auf mehr als 80 Vol.-% erhöht werden, was viel höher ist als durch ein herkömmliches Verfahren erzielt wird. Des Weiteren kann der Gesamtanteil der in dem resultierenden Presskörper enthaltenen Leerräume vorteilhaft reduziert werden. Bei diesem Formverfahren wird ausschließlich ein härtbares Harz oder Gummi verwendet.
  • Das Magnetpulver der vorliegenden Erfindung weist eine gute Fließfähigkeit auf, und kann insbesondere wirksam in einer Verbindung verwendet werden, die spritzgegossen wird. Des Weiteren kann die Verbindung in einer komplizierten Form geformt werden, welche schwierig zu realisieren war, wenn eine Verbindung umfassend das herkömmlich schnellverfestigte Magnetpulver verwendet wurde. Des Weiteren kann das Magnetpulver mit einem höheren Prozentanteil als die herkömmliche Verbindung vermischt werden, wodurch sich die magnetischen Eigenschaften des resultierenden Magnetkörpers verbessern. Des Weiteren umfasst das Magnetpulver der vorliegenden Erfindung ein Seltenerdenelement mit einem relativ geringen Mol-Anteil, und wird nicht einfach oxidiert.
  • Aus diesem Grund, auch wenn die Verbindung bei einer relativ hohen Temperatur mit einem thermoplastischen Harz oder thermoplastischen Elastomer mit einem relativ hohen Erweichungspunkt spritzgegossen wird, zerstören sich die resultierenden magnetischen Eigenschaften nicht.
  • Des Weiteren umfasst das Magnetpulver der vorliegenden Erfindung das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, welches nicht leicht oxidiert. Aus diesem Grund muss die Oberfläche des Verbundmagnetkörpers als ein Endprodukt nicht immer mit einem Harzfilm beschichtet werden. Demzufolge, wenn ein Bauteil einen Schlitz mit einer komplizierten Form aufweist, kann die Verbindung der vorliegenden Erfindung in den Schlitz spritzgegossen werden. Auf diese Weise kann ein Bauteil umfassend ein Magnet mit einer komplizierten Form als integrales Teil erzielt werden.
  • Beschreibung der elektrischen Anwendung
  • Die vorliegende Erfindung ist wirksam zur Verwendung in einem Motor des inneren Permanentmagnet(IPM)-Typs geeignet. Ein Motor vom IPM-Typ gemäß einer bevorzugten Ausführungsform umfasst einen Rotorkern, in welchem Verbundmagneten, umfassend Magnetpulver mit einer hohen Dichte eingebaut sind, und einen Stator, welcher diesen Rotorkern umgibt. Der Rotorkern umfasst eine Vielzahl von Schlitzen, in welche die Magneten der vorliegenden Erfindung angeordnet sind. Diese Magneten werden durch Schmelzen der Verbindung umfassend das Seltenerdenlegierungspulver der vorliegenden Erfindung gebildet, direktes Befüllen der Schlitze des Rotorkerns mit der Verbindung und Formen desselben in die gewünschte Form.
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung kann die Leistung der Rotoren mit eingebettetem Motor wie in der japanischen offengelegten Veröffentlichung Nr. 11-206075, welche oben beschrieben wurde, offenbart ist, verbessert werden und/oder die Größe dieser kann reduziert werden. Wie in 3 dieser Veröffentlichung gezeigt, umfasst der Rotor eine Vielzahl von halbmondförmigen Schlitzen (mit einer Breite von 2 mm zum Beispiel), in welcher eine Verbindung gegossen ist, wobei ein magnetisches Feld angelegt wird. Die Verbindung, umfassend das herkömmliche schnellverfestigte Magnetpulver weist eine schlechte Fließfähigkeit auf und daher ist der Prozentanteil des Magnetpulvers auf einen niedrigen Wert beschränkt. Oder aufgrund des schlechten Fließvermögens kann die Verbindung manchmal die Schlitze nicht vollständig auffüllen oder kann eine nicht gleichförmige Magnetpulverteilung zeigen. All diese Probleme können jedoch unter Verwendung der vorliegenden Erfindung gelöst werden, wodurch ein Motor vom IPM-Typ mit hoher Leistung und kleiner Größe bereitgestellt wird. Des Weiteren kann die Formdauer verkürzt werden und die Produktivität vorteilhaft erhöht werden.
  • Die Magnete der vorliegenden Erfindung können effektiv nicht nur in Motoren dieser Art sondern in verschiedenen Arten von elektrischen Anwendungen umfassend andere Arten von Motoren und Aktuatoren verwendet werden.
  • Im Folgenden werden spezifizierte Beispiele der vorliegenden Erfindung beschrieben.
  • BEISPIEL 1
  • Ein Verfahren zur Herstellung des ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis (ohne Ti) der vorliegenden Erfindung wird als ein erstes spezifisches Beispiel beschrieben.
  • Für jedes der Beispiele Nr. 1 bis 5 wurden Fe, Co, B. Nd. und Pr mit Reinheiten von 99,5% oder mehr gewogen, so dass die Mischung ein Gesamtgewicht von 100 g aufwies und anschließend wurde die Mischung in einen Tiegel aus Quarz eingefüllt. Die Beispiele Nr. 1 bis 5 wiesen die in Tabelle 1 dargestellten Zusammensetzungen auf. Der Quarztiegel hatte eine Öffnung mit einem Durchmesser von 0,8 mm am Boden. Danach wurde das Material in dem Quarztiegel geschmolzen, um eine geschmolzene Legierung zu erzielen, welche anschließend nach unten durch die Öffnung ausgestoßen wurde. Das Material wurde durch ein Hochfrequenz-Heizverfahren in einer Argonatmosphäre mit einem Druck von 2 kPa geschmolzen. In diesem spezifischen Beispiel wurde die Schmelztemperatur auf 1.350°C eingestellt.
  • Die Oberfläche der geschmolzenen Legierung wurde auf 32 kPa unter Druck gesetzt, wodurch die Schmelze gegen den Außenumfang einer Kupferkühlwalze ausgestoßen wurde, welche 0,8 mm unter der Öffnung angeordnet war. Die Walze wurde mit einer hohen Geschwindigkeit rotiert, während sie im Inneren gekühlt wurde, so dass der Außenumfang auf Raumtemperatur gehalten wurde. Anschließend berührte die geschmolzene Legierung, welche durch die Öffnung getropft wurde, die Oberfläche der Kühlwalze, um die Wärme von dieser abzuführen, während sie gedrängt wurde, sich schnell in der Richtung zur Umfangsgeschwindigkeit zu bewegen. Die geschmolzene Legierung wurde kontinuierlich durch die Öffnung auf die Oberfläche der Walze ausgestoßen. Auf diese Weise wies die schnell abgekühlte und verfestigte Legierung die Form eines langen dünnen Streifens (oder Bandes) mit einer Breite von 2 mm bis 5 mm und einer Dicke von 70 μm bis 300 μm auf.
  • Bei dem in diesem spezifischen Beispiel eingesetzten rotierenden Walzverfahren (oder Einwalzverfahren) wird die Abkühlgeschwindigkeit durch die Umfangsgeschwindigkeit der Walze bestimmt und das Gewicht der Schmelze, welche per Zeiteinheit getropft wird, die von dem Durchmesser (oder der Querschnittsfläche) der Öffnung abhängt, und dem Druck auf der Schmelze. In den vorliegenden Beispielen wies die Öffnung einen Durchmesser von 0,8 mm auf, der Schmelzeausstoßdruck betrug 30 kPa und die Tropfrate ungefähr 0,1 kg/s. Des Weiteren lag bei den vorliegenden Beispielen die Umfangsgeschwindigkeit der Walzenoberfläche Vs in dem Bereich von 2 m/s bis 12 m/s. Der resultierende schnellverfestigte dünne Legierungsstreifen wies eine Dicke von 85 m bis 272 μm auf.
  • Um eine schnellverfestigte Legierung zu erhalten, umfassend amorphe Phasen, beträgt die Abkühlrate vorzugsweise wenigsten 103°C/s. Und um eine Abkühlrate zu erzielen, die in diesen Bereich fällt, wird die Umfangsgeschwindigkeit der Walze vorzugsweise auf wenigstens 2 m/s definiert.
  • Die schnellverfestigten dünnen Legierungsstreifen, die auf diese Weise erhalten wurden, wurden mit einem CuK α-charakteristischen Röntgenstrahl analysiert. 9 zeigt die Röntgenbeugungsmuster der Pulver der Beispiele 1 und 3. Aus 9 wird deutlich, dass die schnellverfestigten Legierungen, welche die Beispiele Nr. 1 und 3 darstellen, eine Metallstruktur aufweisen, umfassend eine amorphe Struktur und Fe23B6.
  • Tabelle 1
    Figure 00450001
  • In Tabelle 1 umfasst die Spalte „R" zum Beispiel „Nd5,5", was bedeutet, dass 5,5 Atom-% Nd als ein Seltenerdenelement zugegeben wurde. Des Weiteren umfasst die Spalte „R" „Nd2,5 + Pr2", was bedeutet, dass 2,5 Atom-% Nd und 2 Atom-% Pr als seltene Erdelemente zugegeben wurde.
  • Anschließend wurde jedes der resultierenden schnellverfestigten dünnen Legierungsstreifen grob pulverisiert, um ein Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 850 μm oder weniger zu erzielen. Anschließend wurde das Pulver thermisch für 10 Minuten in einer Argon-Atmosphäre bei der in Tabelle 1 dargestellten Temperatur, behandelt. Anschließend wurde das grob pulverisierte Pulver weiter auf 150 μm oder weniger durch eine Stiftmühlvorrichtung pulverisiert, wodurch ein Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis (oder Magnetpulver) gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wurde. Die folgende Tabelle 2 zeigt die magnetischen Eigenschaften der auf diese Weise erhaltenen Magnetpulver und die Aspektverhältnisse der Pulverteilchen mit Teilchengrößen von 40 μm oder mehr. Die Aspektverhältnisse wurden aus der Hauptachse und Neben achsengrößen der jeweiligen Teilchen berechnet, die durch die SEM Beobachtung erhalten wurden.
  • Tabelle 2
    Figure 00460001
  • Wie aus Tabelle 2 deutlich wird, wiesen die Magnetpulver, welche die Beispiele Nr. 1 bis 5 darstellen, Aspektverhältnisse von 0,4 bis 1,0 auf und zeigten auch exzellente magnetische Eigenschaften. Diese Magnetpulver sind dadurch charakterisiert, dass sie eine höhere Remanenz Br als herkömmliche MQ Pulver aufweisen.
  • VERGLEICHSBEISPIELE
  • Vergleichsbeispiele Nr. 6 bis 8, welche in Tabelle 1 dargestellt sind, wurden erhalten indem fast die gleichen Verfahrensschritte wie die durchgeführt wurden, die in den spezifischen Beispielen der vorliegenden Erfindung beschrieben sind. Der Unterschied von den spezifischen Beispielen lag in dem schnellen Abkühlen einer geschmolzenen Legierung, die Umfangsgeschwindigkeit der Walzenoberfläche wurde in den Vergleichsbeispielen auf zwischen 15 m/s und 30 m/s eingestellt, wodurch ein schnellverfestigter dünner Legierungsstreifen mit einer Dicke von 20 μm bis 65 μm erzielt wurde.
  • Die magnetischen Eigenschaften und Aspektverhältnisse der Magnetpulver, welche die Vergleichsbeispiele darstellen, sind auch in Tabelle 2 dargestellt. Aus Tabelle 2 wird deutlich, dass die Vergleichsbeispiele Aspektverhältnisse aufwiesen, die weniger als 0,3 betrugen.
  • 10 zeigt einen Ausschnitt einer SEM Aufnahme eines Verbundmagneten, welcher durch das Verdichten einer Verbindung erhalten wurde, umfassend nur das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis (ohne Ti) der vorliegenden Erfindung (mit 2 Masse-% Expoxyharz). Auf der anderen Seite zeigt 11 einen Ausschnitt einer SEM Aufnahme (mit einer 100fachen Vergrößerung) eines Verbundmagneten, welcher durch Verdichten einer Verbindung erhalten wurde, welche nur das MQP-B Pulver (hergestellt von MQI, Inc.) mit 2 Masse-% Epoxyharz (d.h. ein Vergleichsbeispiel) enthielt. Bei dem ersten Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis der vorliegenden Erfindung, wiesen wenigstens 60 Masse-% der Pulverteilchen mit Teilchengrößen von 40 μm oder mehr Aspektverhältnisse von 0,3 oder mehr auf. Auf der anderen Seite wiesen bei dem her kömmlich schnellverfestigten Legierungspulver, welches die Vergleichsbeispiele darstellt, einige der Pulverteilchen mit Teilchengrößen von 0,5 μm oder weniger Aspektverhältnisse von 0,3 oder mehr auf, die meisten Pulverteilchen mit Teilchengrößen von 40 μm oder mehr wiesen jedoch Aspektverhältnisse auf, die weniger als 0,3 betrugen.
  • BEISPIEL 2
  • In einem zweiten spezifischen Beispiel der vorliegenden Erfindung, welches nachfolgend beschrieben ist, wurde ein Verbundmagnet durch ein Spritzgießverfahren gebildet.
  • Zunächst wurde das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis (ohne Ti) auf die folgende Weise hergestellt.
  • Ein Legierungsmaterial, erhalten durch Mischen der jeweiligen Materialien, um eine Legierungszusammensetzung Nd4,5Fe73,0B18,5CO2Cr2 zu erzielen, wurde durch ein Hochfrequenz-Erwärmungsverfahren geschmolzen. Anschließend wurde die geschmolzene Legierung mit einer Zuführrate von 5 kg/min auf die Oberfläche der Kupferwalze aufgebracht, welche mit einer Umfangsgeschwindigkeit der Walzenoberfläche von 8 m/s rotierte, auf die Weise eines Austriebs. Auf diese Weise wurde ein schnellverfestigter dünner Legierungsstreifen mit einer Dicke von 120 μm erhalten. Die schnellverfestigte Legierung wies eine Struktur auf, in welcher Fe23B6 und amorphe Phasen koexistierten.
  • Anschließend wurde die resultierende schnellverfestigte Legierung grob auf 1 mm oder weniger pulverisiert, und wurde anschließend thermisch bei 700°C 15 Minuten in Argongas behandelt. Auf diese Weise wurde ein Nanoverbundmagnet erhalten, bei welchem eine Fe3B-Phase mit Kristallkorngrößen im Nanometerbereich (mit einer mittleren Kristallkorngröße von 20 nm) und eine Nd2Fe14B-Phase in der gleichen Struktur koexistierte. Anschließend wurde dieser Nanoverbundmagnet weiter pulverisiert, um ein erstes Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis mit den in der folgenden Tabelle 3 dargestellten Teilchengrößen zu erhalten. Dieses erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis wies Teilchengrößen von höchstens 53 μm auf, eine mittlere Teilchengröße von 38 μm oder weniger und Aspektverhältnisse von 0,6 bis 1,0. Des Weiteren wies das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, welches in diesem Beispiel verwendet wurde, magnetische Eigenschaften auf, umfassend Br von 0,95 T, HcJ, von 380 kA/m und (BH)max von 82 kJ/m3.
  • Auf der anderen Seite wurden MQP-B und MQP- 15-7 hergestellt von MQI Inc. (im Folgenden gemeinsam als „MQ Pulver" bezeichnet) als die zweiten Seltenerden-Legierungspulver auf Eisenbasis (d.h., herkömmlich schnellverfestigte Legierungspulver) verwendet. Diese erhaltenen MQ Pulver wurden mit einer Pulvermühle pulverisiert und anschließend klassifiziert, wodurch die Teilchengrößenverteilung der MQ Pulver geeignet eingestellt wurde. Die Teilchengrößenverteilung eines herkömmlichen MQ Pulvers ist auch in Tabelle 3 dargestellt. Das MQP-B Pulver, welches in diesem Beispiel verwendet wurde, wies magnetische Eigenschaften auf, umfassend Br von 0,88 T, HcJ, von 750 kA/m und (BH)max von 115 kJ/m3. Das MQP 15-7 Pulver wies magnetische Eigenschaften auf, umfassend Br von 0,95 T, HcJ, von 610 kA/m und (BH)max von 130 kJ/m3.
  • Tabelle 3 zeigt auch die Teilchengrößenverteilungen eines Magnetpulvers, welches erhalten wurde, indem das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis und das MQ Pulver zusammen mit 1:1 vermischt wurden. Das MQ Pulver, welches in Tabelle 3 dargestellt ist, wies eine mittlere Teilchengröße von 100 μm auf, wohingegen das gemischte Magnetpulver eine mittlere Teilchengröße von 60 μm aufwies. Die ersten und zweiten Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis wiesen beide eine wahre Dichte ungefähr von 7,5 g/cm3 auf.
  • Tabelle 3
    Figure 00490001
  • Des Weiteren wurden das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis und verschiedene MQ Pulver mit Mischverhältnissen (im Bereich von 1:19 bis 7:3) miteinander vermischt, welche in der folgenden Tabelle 4 dargestellt sind, um jeweils Magnetpulver zu erhalten. Anschließend wurden die Magnetpulver und Nylon 66 miteinander verbunden, mit absoluten spezifischen Schwerkräften von 7,5 g/cm3 und 1,1 g/cm3, wodurch ein Verbund erhalten wurde, welcher mit einer spezifischen Schwerkraft von 5,5 g/cm3 spritzgegossen wurde. In Tabelle 4 stellen die Proben 11 bis 17 spezifische Beispiele der vorliegenden Erfindung dar und die Beispiele Nr. 18 bis 22 Vergleichsbeispiele.
  • Die Schmelzefließraten (im Folgenden als "MFR" abgekürzt) der Verbindungen, welche die jeweiligen spezifischen Beispiele und Vergleichsbeispiele darstellen, wurden als Anzeichen hinsichtlich ihres Fließvermögens unter Verwendung eines Schmelzzählers ermittelt. Die Ermittlungsbedingungen umfassten einen Größendurchmesser von 2,095 mm, eine Extrusionsbeladung von 5 kgf/cm3 und Schmelztemperaturen von 240°C, 260°C und 280°C.
  • Tabelle 4
    Figure 00500001
  • Tabelle 5
    Figure 00510001
  • Aus den in Tabelle 5 dargestellten Ergebnissen wird deutlich, dass die Verbindungen, die mit dem Magnetpulver der vorliegenden Erfindung hergestellt wurden, eine höhere Fließfähigkeit zeigten, als die Verbunde der Vergleichsbeispiele bei irgendeiner Schmelztemperatur.
  • Nachfolgend wurden die Verbunde, welche die Beispiele 11 und 13 darstellen, bei Sprittemperaturen von 260°C spritzgegossen, wodurch Verbundmagneten mit einer flachen und länglichen Form und Querschnittsgrößen von 2 mm × 10 mm und einer Höhe (oder Tiefe) von 60 mm erzielt wurden. Diese Form wurde eingesetzt, um die Schlitzform eines Rotors zur Verwendung in dem Motor vom IPM-Typ darzustellen, welcher oben beschrieben wurde. Unabhängig ob der Verbund, welcher Beispiel Nr. 11 darstellte, oder der Verbund, welcher Beispiel Nr. 13 darstellte, verwendet wurde, konnte der Verbund vollständig in den Hohlraum der Form eingefüllt werden, und ein Verbundmagnet mit einer guten Form konnte erhalten werden.
  • Jeder der Verbundmagneten wurde in Richtung der Tiefe des Hohlraumes in drei Teile unterteilt, um drei Magnetstücke mit Abmessungen von 2 mm × 10 mm × 20 mm zu erhalten. Diese drei Magnetstücke werden hier als Magnetstück „A, B und C" bezeichnet, welche jeweils der Spritzgussöffnung am nächsten, mittel und am weitesten entfernt liegen. Ein gepulstes Magnetfeld von 3,2 MA/m wurde auf diese Magnetstücke parallel zu der kürzeren Seite angelegt (d.h. zu der 2 mm Seite), und diese magnetisiert. Anschließend wurden die magnetischen Eigenschaften mit einem BH-Ermittler gemessen. Die Resultate sind in der nachfolgenden Tabelle 6 dargestellt.
  • Tabelle 6
    Figure 00520001
  • Aus den in Tabelle 6 dargestellten Ergebnissen wird deutlich, dass die Verbundmagneten, welche spezifische Beispiele der vorliegenden Erfindung darstellen, stabilisierte magnetische Eigenschaften zeigten, unabhängig davon, wie weit sie von der Öffnung entfernt lagen. Bei den Verbundmagneten, welche die Vergleichsbeispiele darstellen, verringerte sich dagegen die maximalen Energieprodukte dieser, je weiter das Stück von der Öffnung entfernt lag. Diese Resultate zeigen die hohe Fließfähigkeit des Magnetverbundes der vorliegenden Erfindung deutlich. Folglich kann auch in einer Situation, in welcher ein Verbundmagnet nur schwer mit dem herkömmlichen Magnetverbund zu for men ist, ein Verbundmagnet mit gleichmäßigen Magneteigenschaften hergestellt werden.
  • BEISPIEL 3
  • In diesem spezifischen Beispiel, wurde das beste Mischverhältnis des ersten und zweiten Seltenerdenlegierungspulvers festgelegt, um die Massenherstellung von Verbundmagneten zu erhöhen.
  • Ein Nanoverbundmagnetpulver mit der gleichen Zusammensetzung wie das zweite spezifische Beispiel, welches oben beschrieben wurde, wurde als das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis verwendet. Da jedoch einige Änderungen der magnetischen Eigenschaften bei den masseproduzierten erwartet wurden, wies das verwendete Nanoverbundmagnetpulver relativ niedrige magnetische Eigenschaften auf, umfassend Br von 0,92 T und HcJ von 370 ka/m und (BH)max von 73 kJ/m3. Dieses Magnetpulver wies Teilchengrößen von 53 μm oder weniger auf, eine mittlere Teilchengröße von 38 μm oder weniger und ein Aspektverhältnis von 0,88.
  • Des Weiteren wurde NQP 15-7 als das zweite Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis verwendet. In dem Oben beschriebenen zweiten Beispiel wurde Teilchengrößenverteilung auf eine mittlere Teilchengröße von 100 μm durch Klassifizieren des MQP 15-7 Pulvers eingestellt. In diesem spezifischen Beispiel wurde auf der anderen Seite das hergestellte MQP 15-7 Pulver (mit einer mittleren Teilchengröße von 150 μm) verwendet wie es war, mit der Ausnahme, dass nur Teilchen mit sehr großen Größen von 300 μm oder mehr entfernt wurden.
  • Magnetpulver wurden als Proben Nr. 23 bis 28 erhalten, indem die ersten und zweiten Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis mit den in der folgenden Tabelle 7 dargestellten Mischverhältnissen vermischt wurden (im Bereich von 1:49 bis 1:1). In dem Vergleichsbeispiel, welches als Beispiel Nr. 29 gekennzeichnet ist, wurde nur das MQP 15-7 Pulver verwendet.
  • Tabelle 7
    Figure 00540001
  • Anschließend wurden, wie in dem oben beschriebenen zweiten spezifischen Beispiel, die Magnetpulver 23 bis 29 und Nylon 66 miteinander verbunden, mit absoluten spezifischen Dichten von 7,5 g/cm3 und 1,1 g/cm3, wodurch ein Verbund mit einer absoluten spezifischen Dichte von 4,9 g/cm3 erzielt wurde.
  • Die MFRs dieser Verbindungen, bei jeweiligen Schmelztemperaturen von 240°C, 260°C und 275°C wurden wie in dem oben beschriebenen zweiten spezifischen Beispiel ermittelt. Die Resultate sind in Tabelle 8 dargestellt. Aus Tabelle 8 wird deutlich, dass jede der Proben Nr. 23 bis 28, welche ein spezifisches Beispiel der vorliegenden Erfindung darstellen, einen höheren MFR-Wert als Probe Nr. 29 aufwies, welche das Vergleichsbeispiel darstellt, bei jeder Schmelztemperatur. Es wird daher deutlich, dass die Fließfähigkeit erhöht wurde, indem das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis vermischt wurde.
  • Überschritt jedoch der Masse-% Anteil des ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis 20 Masse-%, neigte der MFR-Wert dazu, sich zu verringern. Wird das MQP 15-7 Pulver verwendet, ohne die Teilchengrößenverteilung einzustellen, wird der Masse-% Anteil des Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis vorzugsweise auf 20 Masse-% oder weniger eingestellt. Natürlich treten einige Variationen der Teilchengrößenvertei lung des MQP 15-7 Pulvers unter den einzelnen Chargen auf. Wird das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis mit 20 Masse-% oder mehr vermischt, kann das Fließvermögen immer noch verbessert werden. Um die Produktion jedoch einfacher zu steuern und um die Massenproduktion zu erhöhen, wird der Prozentanteil des ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis vorzugsweise auf 20 Masse-% oder weniger beschränkt.
  • Tabelle 8
    Figure 00550001
  • Anschließend wurden die jeweiligen Verbunde in Verbundmagnete wie in dem oben beschriebenen spezifischen zweiten Beispiel spritzgegossen und die magnetischen Eigenschaften dieser wurden ermittelt. Die Resultate sind in der nachfolgenden Tabelle 9 dargestellt.
  • Tabelle 9
    Figure 00560001
  • Aus Tabelle 9 wird deutlich, dass sich die magnetischen Eigenschaften stufenweise verringerten, wenn sich der Masse-% Anteil des ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis erhöhte. Man nimmt an, dass dies daran liegt, dass das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, welches in diesem spezifischen Beispiel verwendet wurde, schlechte magnetische Eigenschaften bezüglich Br und der Rechteckigkeit der Schleife aufwies. Unabhängig davon zeigten die Proben Nr. 23 bis 25, umfassend das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis mit 20-Masse-% Anteile, welche 20 Masse-% nicht überschritten, magnetische Eigenschaften, die gut genug waren, um fast keine Probleme in der Praxis zu bewirken. Daher wird der Masse-% Anteil des ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis auch vorzugsweise auch nicht mehr als 20 Masse-% gesteuert, da das resultierende Fließvermögen auch in dem oben beschriebenen Fall hoch wäre. Des Weiteren zeigte, wie in dem oben beschriebenen zweiten spezifischen Beispiel, jedes der Verbundmagnete Nr. 23 bis 27 der vorliegenden Erfindung die in Tabelle 9 gezeigten magnetischen Eigenschaften, unabhängig davon, wie weit die Spritzgussöffnung war.
  • Wie oben anhand der ersten, zweiten und dritten illustrativen Beispiele beschrieben, stellt die vorliegende Erfindung durch Einstellen der magnetischen Eigenschaften, der Teilchengrößenverteilung und der Aspektverhältnisse der ersten und zweiten Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, Verbindungen bereit, die praktische magnetische Eigenschaften behielten und erhöhtes Fließvermögen zeigten in einem breiten Mischverhältnisbereich (d.h., wenn das Mischverhältnis des ersten und zweiten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis in dem Bereich von 1:49 bis 7:3) lag. Des Weiteren konnte, wenn die magnetischen Eigenschaften und die Teilchengrößenverteilungen der ersten und zweiten Seltenerdenlegierungspulver optimiert wurden, das Mischverhältnis auf bis zu 4:1 erhöht werden. Natürlich kann bei einer Verbindung, umfassend das Magnetpulver mit einem niedrigen Prozentanteil, der Masse-% Anteil des ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis weiter erhöht werden. Um eine ausreichende Massenherstellung zu erzielen, wird der Masse-% Anteil des ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis vorzugsweise um 20 Masse-% eingestellt (mit einem Mischverhältnis von 1:4) oder weniger.
  • BEISPIEL 4
  • Ein Material, welches gemischt wurde, um eine Legierungszusammensetzung aufzuweisen, umfassend 9 Atom-% Nd, 11 Atom-% B, 3 Atom-% Ti, 2 Atom-% Co und Fe als Rest und mit einem Gewicht von ungefähr 5, kg, wurde in einen Tiegel eingefüllt und anschließend induktiv durch ein Hochfrequenz-Erwärmungsverfahren in einer Ar-Atmosphäre erwärmt, wobei ein Druck von 50 kPa gehalten wurde, und wobei eine geschmolzene Legierung erhalten wurde.
  • Der Tiegel wurde geneigt, um die geschmolzene Legierung direkt auf eine reine Kupferkühlwalze zu gießen, mit einem Durchmesser von 250 mm und welche mit einer Umfangsgeschwindigkeit der Walzenoberfläche von 15 m/s rotierte, wodurch die geschmolzene Legierung schnell abkühlte und sich verfestigte. Beim Zuführen der Schmelze auf die Walze wurde die Schmelzezufuhrrate auf 3 kg/min. gesteuert, indem der Neigungswinkel des Tiegels eingestellt wurde.
  • Hinsichtlich der schnellverfestigten Legierungen, die auf diese Weise erhalten wurden, wurde die Dicke der 100 Flocken mit einem Mikrometer gemessen. Als ein Ergebnis, wies die schnellverfestigte Legierung eine mittlere Dicke von 70 μm mit einer Standardabweichung σ 13 μm auf. Anschließend wurde die schnellverfestigte Legierung, die auf diese Weise erhalten wurde, auf eine Größe von 850 μm oder weniger pulverisiert und anschließend mit einer Zufuhrgeschwindigkeit von 20 g/min in einen Bandofen eingeführt, welcher mit einer Bandzufuhrgeschwindigkeit von 100 mm/min lief und eine Brenn temperatur-Haltezone mit einer Länge von 500 mm aufwies, in einer Argon-Atmosphäre, wobei die Temperatur bei 680°C gehalten wurde. Auf diese Weise wurde das Pulver thermisch behandelt, um ein Magnetpulver zu erhalten.
  • Es wurde durch eine Röntgenbeugungsanalyse bestätigt, dass das erhaltene Magnetpulver eine Nanoverbundstruktur aufwies. 12 zeigt das erhaltene Röntgenbeugungsmuster. Aus 12 wird deutlich, dass die Nd2Fe14B-Phase, Fe23B6-Phase und α-Fe-Phase identifiziert wurden.
  • Anschließend wurde das resultierende Magnetpulver mit einer Stiftmühlvorrichtung pulverisiert, wie bereits unter Bezugnahme auf 7 und 8 beschrieben, wodurch ein Pulver mit Aspektverhältnissen von 0,4 bis 1,0 erhalten wurde. Die Aspektverhältnisse wurden durch eine SEM-Beobachtung erzielt.
  • Die Teilchengrößenverteilung und die magnetischen Eigenschaften des ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis mit Ti des vierten spezifischen Beispiels sind in der nachfolgenden Tabelle 10 dargestellt. Des Weiteren zeigt 13 eine magnetische Eigenschaft dieses Magnetpulvers. Aus den Tabellen 10 und 13 wird deutlich, dass die Ti-haltige erste Seltenerdenlegierung auf Eisenbasis des vierten spezifischen Beispiels ausgezeichnete magnetische Eigenschaften aufwies und eine leichte Teilchengrößenabhängigkeit zeigte. Demzufolge ist das Seltenerdenlegierungspulver mit einem Standardsieb JIS8801 klassifiziert, um so die gewünschte Teilchengrößenverteilung zu erhalten und wird anschließend mit dem zweiten Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis vermischt, so dass ein Verbundmagnet mit noch besseren magnetischen Eigenschaften als das beschriebene erste, zweite oder dritte spezifische Beispiel erzielt werden kann.
  • Tabelle 10
    Figure 00590001
  • INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung kann Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis und ein Magnetverbund, welches ein erhöhtes Packvermögen und Fließvermögen während eines Verdichtungsverfahrens zeigt, erhalten werden. Unter Verwendung solch eines Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis wird ein Verbundmagnet mit einem erhöhten Magnetpulver-% Anteil und eine elektrische Anwendung, umfassend solch einen Verbundmagneten bereitgestellt.
  • Insbesondere stellt die vorliegende Erfindung ein Magnetverbund bei, welcher in einer komplizierten Form spritzgegossen werden kann. Auf diese Weise kann eine elektrische Anwendung, wie ein Motor vom IPM-Typ mit reduzierter Größe hergestellt werden und gleichzeitig eine verbesserte Leistung aufweisen.

Claims (26)

  1. Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis umfassend: ein erstes Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, welches eine mittlere Teilchengröße von 10 μm bis 70 μm aufweist, und von welchem die Pulverteilchen Aspektverhältnisse von 0,4 bis 1,0 aufweisen; und ein zweites Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, welches eine mittlere Teilchengröße von 70 μm bis 300 μm aufweist, und von welchem die Pulverteilchen Aspektverhältnisse von weniger als 0,3 aufweisen, wobei die ersten und zweiten Seltenerdenlegierungspulver mit einem Volumenverhältnis von 1:49 bis 4:1 vermischt sind.
  2. Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis nach Anspruch 1, wobei das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis eine Zusammensetzung aufweist, dargestellt durch folgende allgemeine Formel: (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz wobei T wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni; Q wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C und immer B enthält; R wenigstens ein Seltenerdelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; M wenigstens ein Element ist gewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb; und wobei die Molverhältnisse x, y und z die Ungleichungen erfüllen: 10 Atom-% ≤ x ≤ 30 Atom-%; 2 Atom-% ≤ y < 10 Atom-%; 0 Atom-% ≤ z ≤ 10 Atom-%; und 0 ≤ m ≤ 0,5.
  3. Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis nach Anspruch 2, wobei das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis als Bestandteilphasen eine Fe-Phase, eine FeB-Verbindungsphase und eine Verbindungsphase mit einer kri stallinen Struktur eines R2Fe14B-Typs umfasst und wobei die jeweiligen Bestandteilsphasen eine mittlere Kristallkorngröße von 150 nm oder weniger aufweisen.
  4. Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis nach Anspruch 1, wobei das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis eine Zusammensetzung aufweist, dargestellt durch folgende allgemeine Formel: (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz wobei T wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni; Q wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C und immer B enthält; R wenigstens ein Seltenerdelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; M wenigstens ein Element ist gewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb und immer Ti enthält; und wobei die Molverhältnisse x, y, z und m die Ungleichungen erfüllen: 10 Atom-% < x ≤ 20 Atom-%; 6 Atom-% < y < 10 Atom-%; 0,1 Atom-% ≤ z ≤ 12 Atom-%; und 0 ≤ m ≤ 0,5.
  5. Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis nach Anspruch 4, wobei das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis wenigstens zwei ferromagnetische kristalline Phasen umfasst, von denen die hartmagnetischen Phasen eine mittlere Kristallkorngröße von 5 nm bis 200 nm und die weichmagnetischen Phasen eine mittlere Kristallkorngröße von 1 bis 100 nm aufweisen.
  6. Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis nach einem der Ansprüche 1–5, wobei das zweite Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis eine Zusammensetzung aufweist, dargestellt durch folgende allgemeine Formel: Fe100-z-yQxRy wobei Fe Eisen ist; Q wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C und immer B enthält; R wenigstens ein Seltenerdelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; und die Molverhältnisse x und y die Ungleichungen erfüllen: 1 Atom-% ≤ x ≤ 6 Atom-% und 10 Atom-% ≤ y ≤ 25 Atom-%.
  7. Verbindung zur Verwendung bei der Herstellung eines Magneten, wobei die Verbindung die Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis nach einem der Ansprüche 1 bis 6 und ein Harz enthält.
  8. Verbindung nach Anspruch 7, wobei das Harz ein thermoplastisches Harz ist.
  9. Permanentmagnet hergestellt aus der Verbindung nach Anspruch 7 oder 8.
  10. Permanentmagnet nach Anspruch 9, wobei der Permanentmagnet eine Dichte von wenigstens 4,5 g/cm3 aufweist.
  11. Motor umfassend: einen Rotor enthaltend den Permanentmagneten aus Anspruch 9 oder 10; und einen Stator, welcher so bereitgestellt ist, dass er den Rotor umgibt.
  12. Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst (a) Bereitstellen eines ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis, welches eine mittlere Teilchengröße von 10 μm bis 70 μm aufweist, und von welchem die Pulverteilchen Aspektverhältnisse von 0,4 bis 1,0 aufweisen; (b) Bereitstellen eines zweiten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis, welches eine mittlere Teilchengröße von 70 μm bis 300 μm aufweist, und von welchem die Pulverteilchen Aspektverhältnisse von weniger als 0,3 aufweisen, und (c) Vermischen der ersten und zweiten Seltenerdenlegierungspulver mit einem Volumenverhältnis von 1:49 bis 4:1.
  13. Verfahren nach Anspruch 12, wobei das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis eine Zusammensetzung aufweist, dargestellt durch folgende allgemeine Formel: (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz wobei T wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni; Q wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C und immer B enthält; R wenigstens ein Seltenerdelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; M wenigstens ein Element ist gewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb; und die Molverhältnisse x, y und z die Ungleichungen erfüllen: 10 Atom-% ≤ x ≤ 30 Atom-%; 2 Atom-% ≤ y < 10 Atom-%; 0 Atom-% ≤ z ≤ 10 Atom-%; und 0 ≤ m ≤ 0,5.
  14. Verfahren nach Anspruch 12, wobei das erste Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis eine Zusammensetzung aufweist, dargestellt durch folgende allgemeine Formel: (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz wobei T wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni; Q wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C und immer B enthält; R wenigstens ein Seltenerdelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; M wenigstens ein Element ist gewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb und immer Ti enthält; und die Molverhältnisse x, y, z und m die Ungleichungen erfüllen: 10 Atom-% < x ≤ 20 Atom-%; 6 Atom-% < y < 10 Atom-%; 0,1 Atom-% ≤ z ≤ 12 Atom-%;und 0 ≤ m ≤ 0,5.
  15. Verfahren nach einem der Ansprüche 12 bis 14, wobei der Schritt (a) folgende Schritte umfasst: Abkühlen einer Schmelze des ersten Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis durch ein Schmelze-Abschreckungs-Verfahren, und dadurch Bilden einer schnell verfestigten Legierung mit einer Dicke von 70 μm bis 300 μm; und Pulverisieren der schnell verfestigten Legierung.
  16. Verfahren nach Anspruch 15, des weiteren umfassend den Schritt des thermisch Behandelns und Kristallisierens der schnell verfestigten Legierung bevor der Schritt des Pulverisierens durchgeführt wird.
  17. Verfahren nach Anspruch 15 oder 16, wobei der Schritt des Pulverisierens mit einer Stiftmühlvorrichtung oder einer Hammerrmühlvorrichtung durchgeführt wird.
  18. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 17, wobei die schnell verfestigte Legierung wenigstens eine metastabile Phase, gewählt aus der Gruppe, bestehend aus Fe23B6, Fe3B, R2Fe14B und R2Fe23B Phasen, und/oder eine amorphe Phase umfasst.
  19. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 18, wobei der Schritt des Abkühlens den Schritt des in Kontakt bringen der Schmelzen mit einer Walze umfasst, welche mit einer Umfangsgeschwindigkeit der Walzenoberfläche von 1 m/sek. Bis 13 m/sek. Rotiert, wodurch eine schnell verfestigte Legierung gebildet wird.
  20. Verfahren nach Anspruch 19, wobei der Schritt des Abkühlens in einer druckreduzierten Atmosphäre durchgeführt wird.
  21. Verfahren nach Anspruch 20, wobei die druckreduzierte Atmosphäre einen absoluten Druck von 1,3 kPa bis 90 kPa aufweist.
  22. Verfahren nach einem der Ansprüche 12 bis 21, wobei das zweite Seltenerdenlegierungspulver auf Eisenbasis eine Zusammensetzung aufweist, dargestellt durch folgende allgemeine Formel: Fe100-x-yQxRY wobei Fe Eisen ist; Q wenigstens ein Element ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus B und C und immer B enthält; R wenigstens ein Seltenerdelement ist, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Pr, Nd, Dy und Tb; und die Molverhältnisse x und y die Ungleichungen erfüllen: 1 Atom-% ≤ x ≤ 6 Atom-% und 10 Atom-% ≤ y ≤ 25 Atom-%.
  23. Verfahren zur Herstellung einer Verbindung zur Verwendung bei der Herstellung eines Magneten, wobei das Verfahren die Schritte umfasst: Herstellen des Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis durch das Verfahren gemäß der Ansprüche 12 bis 22; und Vermischen des Seltenerdenlegierungspulvers auf Eisenbasis und eines Harzes miteinander.
  24. Verfahren nach Anspruch 23, dadurch gekennzeichnet, dass das Harz ein thermoplastisches Harz ist.
  25. Verfahren zur Herstellung eines Permanetmagneten umfassend den Schritt des Spritzgießen der Verbindung, welche durch das Verfahren nach Anspruch 24 hergestellt wurde.
  26. Verfahren zur Herstellung einen Motors, umfassend den Schritt des: Herstellens eines Rotors, welcher ein Magnetschlitz in seinem Eisenkern aufweist; Spritzgießens der Verbindung zur Verwendung bei der Herstellung eines Magneten, hergestellt durch das Verfahren nach Anspruch 24, in den Magnetschlitz; und Bereitstellens eines Stators, welcher den Rotor umgibt.
DE60205728T 2001-02-07 2002-02-06 Seltenerdlegierungspulver auf eisenbasis und das seltenerdlegierungspulver enthaltende zusammensetzung sowie diese verwendender dauermagnet Expired - Lifetime DE60205728T2 (de)

Applications Claiming Priority (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2001030593 2001-02-07
JP2001030593 2001-02-07
JP2001163023 2001-05-30
JP2001163023 2001-05-30
JP2001357916A JP4023138B2 (ja) 2001-02-07 2001-11-22 鉄基希土類合金粉末および鉄基希土類合金粉末を含むコンパウンドならびにそれを用いた永久磁石
JP2001357916 2001-11-22
PCT/JP2002/000993 WO2002062510A1 (fr) 2001-02-07 2002-02-06 Poudre d'alliage de terres rares à base de fer, composé renfermant une telle poudre et aimant permanent mettant en oeuvre celle-ci

Publications (2)

Publication Number Publication Date
DE60205728D1 DE60205728D1 (de) 2005-09-29
DE60205728T2 true DE60205728T2 (de) 2006-03-09

Family

ID=27345922

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE60205728T Expired - Lifetime DE60205728T2 (de) 2001-02-07 2002-02-06 Seltenerdlegierungspulver auf eisenbasis und das seltenerdlegierungspulver enthaltende zusammensetzung sowie diese verwendender dauermagnet

Country Status (8)

Country Link
US (1) US6814776B2 (de)
EP (1) EP1371434B1 (de)
JP (1) JP4023138B2 (de)
KR (1) KR100535948B1 (de)
CN (1) CN1220567C (de)
AT (1) ATE302661T1 (de)
DE (1) DE60205728T2 (de)
WO (1) WO2002062510A1 (de)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102006028389A1 (de) * 2006-06-19 2007-12-27 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Magnetkern und Verfahren zu seiner Herstellung
US8012270B2 (en) 2007-07-27 2011-09-06 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Soft magnetic iron/cobalt/chromium-based alloy and process for manufacturing it
US8287664B2 (en) 2006-07-12 2012-10-16 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Method for the production of magnet cores, magnet core and inductive component with a magnet core
US8298352B2 (en) 2007-07-24 2012-10-30 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Method for the production of magnet cores, magnet core and inductive component with a magnet core
US8327524B2 (en) 2000-05-19 2012-12-11 Vacuumscmelze Gmbh & Co. Kg Inductive component and method for the production thereof
US9057115B2 (en) 2007-07-27 2015-06-16 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Soft magnetic iron-cobalt-based alloy and process for manufacturing it
DE102014223991A1 (de) * 2014-11-25 2016-05-25 Robert Bosch Gmbh Magnetisches Material, Verfahren zu dessen Herstellung und elektrische Maschine mit einem magnetischen Material

Families Citing this family (42)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2001091139A1 (en) * 2000-05-24 2001-11-29 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Permanent magnet including multiple ferromagnetic phases and method for producing the magnet
AU2001288123A1 (en) * 2000-10-06 2002-04-22 Santoku Corporation Process for producing, through strip casting, raw alloy for nanocomposite type permanent magnet
US7217328B2 (en) 2000-11-13 2007-05-15 Neomax Co., Ltd. Compound for rare-earth bonded magnet and bonded magnet using the compound
HU227736B1 (en) 2001-05-15 2012-02-28 Hitachi Metals Ltd Iron-based rare earth alloy nanocomposite magnet and method for producing the same
DE10134056B8 (de) 2001-07-13 2014-05-28 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Verfahren zur Herstellung von nanokristallinen Magnetkernen sowie Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens
EP1414050B1 (de) * 2001-07-31 2006-10-25 Neomax Co., Ltd. Verfahren zum herstellen eines nanozusammensetzungsmagneten unter verwendung eines atomisierungsverfahrens
DE10155898A1 (de) * 2001-11-14 2003-05-28 Vacuumschmelze Gmbh & Co Kg Induktives Bauelement und Verfahren zu seiner Herstellung
JP4069727B2 (ja) * 2001-11-20 2008-04-02 日立金属株式会社 希土類系ボンド磁石用コンパウンドおよびそれを用いたボンド磁石
US7261781B2 (en) 2001-11-22 2007-08-28 Neomax Co., Ltd. Nanocomposite magnet
WO2003085683A1 (fr) * 2002-04-09 2003-10-16 Aichi Steel Corporation Aimant agglomere anisotrope de terre rare composite, compose pour un aimant agglomere anisotrope de terre rare composite, et procede de preparation de ce dernier
US20050217758A1 (en) * 2002-06-13 2005-10-06 Neomax Co., Ltd Rare earth sintered magnet and method for production thereof
US7192493B2 (en) * 2002-09-30 2007-03-20 Tdk Corporation R-T-B system rare earth permanent magnet and compound for magnet
AU2003272093A1 (en) * 2002-10-17 2004-05-04 Neomax Co., Ltd. Nanocomposite magnet and method for producing the same
EP1589544A4 (de) * 2003-01-28 2008-03-26 Tdk Corp Harte magnetische zusammensetzung, permanentmagnetpulver,verfahren für ein permanentmagnetpulver und gebondeter magnet
US7255752B2 (en) * 2003-03-28 2007-08-14 Tdk Corporation Method for manufacturing R-T-B system rare earth permanent magnet
US7357880B2 (en) * 2003-10-10 2008-04-15 Aichi Steel Corporation Composite rare-earth anisotropic bonded magnet, composite rare-earth anisotropic bonded magnet compound, and methods for their production
US9022906B1 (en) 2011-12-22 2015-05-05 Preston Nelson Top-loading adjustable weight kettlebell system
JP4703987B2 (ja) * 2004-08-23 2011-06-15 日産自動車株式会社 希土類磁石用合金薄帯、その製造方法、および希土類磁石用合金
CH714243B1 (fr) * 2006-10-03 2019-04-15 Swatch Group Res & Dev Ltd Procédé d'électroformage et pièce ou couche obtenue par ce procédé.
KR101378090B1 (ko) * 2007-05-02 2014-03-27 히다찌긴조꾸가부시끼가이사 Ｒ－ｔ－ｂ계 소결 자석
CH710184B1 (fr) * 2007-09-21 2016-03-31 Aliprandini Laboratoires G Procédé d'obtention d'un dépôt d'alliage d'or jaune par galvanoplastie sans utilisation de métaux ou métalloïdes toxiques.
JP4902677B2 (ja) * 2009-02-02 2012-03-21 株式会社日立製作所 希土類磁石
CN102379013B (zh) * 2009-03-31 2014-12-17 日立金属株式会社 纳米复合材料块材磁体及其制造方法
US20100243946A1 (en) * 2009-03-31 2010-09-30 General Electric Company Methods of making high resistivity magnetic materials
US20100244603A1 (en) * 2009-03-31 2010-09-30 General Electric Company Electric machine
US9617687B2 (en) 2009-06-08 2017-04-11 International Paper Company Meterable fibrous material
JP5515539B2 (ja) * 2009-09-09 2014-06-11 日産自動車株式会社 磁石成形体およびその製造方法
EP2312021B1 (de) 2009-10-15 2020-03-18 The Swatch Group Research and Development Ltd. Verfahren zum erhalten einer gelben goldlegierungsablagerung durch galvanoplastik ohne verwendung von giftigen metallen
US20110298571A1 (en) * 2010-06-04 2011-12-08 Irena Skulj Rare earth magnetic materials comprising gallium and methods of making the same
US9666361B2 (en) * 2011-03-02 2017-05-30 Hitachi Metals, Ltd. Rare-earth bond magnet manufacturing method
CN102314985B (zh) * 2011-09-29 2013-01-09 安泰科技股份有限公司 一种铁基非晶合金宽带及其制造方法
US9818520B2 (en) * 2012-01-04 2017-11-14 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha Rare-earth nanocomposite magnet
WO2015146888A1 (ja) * 2014-03-27 2015-10-01 日立金属株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系合金粉末およびその製造方法ならびにｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石およびその製造方法
JP6388709B2 (ja) * 2014-08-12 2018-09-12 アーベーベー・シュバイツ・アーゲー 異なる磁気特性の領域を有する磁石およびそのような磁石の形成方法
CN104532121A (zh) * 2014-12-20 2015-04-22 梁玲 一种稀土元素掺杂的铁钴基软磁材料的制备方法
CN106210997A (zh) * 2016-08-26 2016-12-07 广东欧珀移动通信有限公司 一种扬声器及终端
JP2019067957A (ja) * 2017-10-02 2019-04-25 ユニチカ株式会社 ボンド磁石とボンド磁石用組成物
KR102444802B1 (ko) * 2018-07-27 2022-09-19 네오 퍼포먼스 메터리얼즈 (싱가포르) 프라이베이트 리미티드 합금, 자성 재료, 본드 자석 및 이를 제조하는 방법
US11682510B2 (en) * 2019-02-21 2023-06-20 Tdk Corporation Composite magnetic material, magnetic core, and electronic component
CN111403165B (zh) * 2020-03-25 2022-11-29 北京汇磁粉体材料有限公司 一种钐铁氮/纳米铁复合粘结永磁体的制备方法
CN113035559B (zh) * 2021-04-01 2022-07-08 包头市科锐微磁新材料有限责任公司 一种高性能钕铁硼各向同性磁粉的制备方法
DE102021113306A1 (de) 2021-05-21 2022-11-24 Technische Universität Darmstadt, Körperschaft des öffentlichen Rechts Verfahren zur Herstellung eines Ausgangsmaterials für einen Permanentmagneten

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0242187B1 (de) 1986-04-15 1992-06-03 TDK Corporation Dauermagnet und Verfahren zu seiner Herstellung
JPH01162702A (ja) * 1987-12-17 1989-06-27 Kobe Steel Ltd 樹脂結合型磁石用希土類系磁性粉末
JPH01204401A (ja) * 1988-02-09 1989-08-17 Kobe Steel Ltd 希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁性粉末の製造方法
JPH02288305A (ja) * 1989-04-28 1990-11-28 Nippon Steel Corp 希土類磁石及びその製造方法
JPH04147604A (ja) * 1990-10-11 1992-05-21 Hitachi Metals Ltd 磁気異方性磁石及びその製造方法
JPH05315174A (ja) 1992-05-12 1993-11-26 Seiko Epson Corp 希土類樹脂結合型磁石及びその製造方法
EP0632471B1 (de) * 1993-06-14 1997-09-24 Santoku Metal Industry Co., Ltd. Verfahren zur Herstellung eines Dauermagneten aus Seltenerdmetall, Bor und Eisen
EP1260995B1 (de) * 1993-11-02 2005-03-30 TDK Corporation Préparation d'un aimant permanent
US5641363A (en) * 1993-12-27 1997-06-24 Tdk Corporation Sintered magnet and method for making
JPH08124730A (ja) 1994-10-25 1996-05-17 Matsushita Electric Ind Co Ltd 低保磁力希土類樹脂磁石
EP0823713B1 (de) * 1996-08-07 2003-04-02 Toda Kogyo Corporation Seltenerdverbundmagnet und Seltenerd-Eisen-Bor-Typ Magnetlegierung
JPH11206075A (ja) 1998-01-13 1999-07-30 Matsushita Electric Ind Co Ltd 希土類樹脂磁石埋設型回転子の製造方法
US6648984B2 (en) * 2000-09-28 2003-11-18 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Rare earth magnet and method for manufacturing the same
JP2002302702A (ja) 2001-04-04 2002-10-18 Sumitomo Special Metals Co Ltd 鉄基磁性材料合金粉末の製造方法

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8327524B2 (en) 2000-05-19 2012-12-11 Vacuumscmelze Gmbh & Co. Kg Inductive component and method for the production thereof
DE102006028389A1 (de) * 2006-06-19 2007-12-27 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Magnetkern und Verfahren zu seiner Herstellung
US8372218B2 (en) 2006-06-19 2013-02-12 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Magnet core and method for its production
US8287664B2 (en) 2006-07-12 2012-10-16 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Method for the production of magnet cores, magnet core and inductive component with a magnet core
US8298352B2 (en) 2007-07-24 2012-10-30 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Method for the production of magnet cores, magnet core and inductive component with a magnet core
US8012270B2 (en) 2007-07-27 2011-09-06 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Soft magnetic iron/cobalt/chromium-based alloy and process for manufacturing it
US9057115B2 (en) 2007-07-27 2015-06-16 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Soft magnetic iron-cobalt-based alloy and process for manufacturing it
DE102014223991A1 (de) * 2014-11-25 2016-05-25 Robert Bosch Gmbh Magnetisches Material, Verfahren zu dessen Herstellung und elektrische Maschine mit einem magnetischen Material
DE102014223991B4 (de) 2014-11-25 2022-06-23 Robert Bosch Gmbh Magnetisches Material, Verfahren zu dessen Herstellung und Elektromotor oder Starter oder Generator mit dem magnetischen Material

Also Published As

Publication number Publication date
EP1371434A4 (de) 2004-10-13
DE60205728D1 (de) 2005-09-29
CN1482952A (zh) 2004-03-17
EP1371434B1 (de) 2005-08-24
JP4023138B2 (ja) 2007-12-19
CN1220567C (zh) 2005-09-28
KR20030067722A (ko) 2003-08-14
KR100535948B1 (ko) 2005-12-12
EP1371434A1 (de) 2003-12-17
US20040079449A1 (en) 2004-04-29
WO2002062510A1 (fr) 2002-08-15
US6814776B2 (en) 2004-11-09
JP2003049204A (ja) 2003-02-21
ATE302661T1 (de) 2005-09-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE60205728T2 (de) Seltenerdlegierungspulver auf eisenbasis und das seltenerdlegierungspulver enthaltende zusammensetzung sowie diese verwendender dauermagnet
DE60102278T2 (de) Nanokomposit-Magnet und Herstellungsverfahren
DE60213642T2 (de) Nanozusammensetzungsmagnet
DE69434323T2 (de) Preparation d&#39;un aimant permanent
DE60100923T2 (de) Dauermagnet mit mehreren ferromagnetischen Phasen und zugehöriges Herstellungsverfahren
EP1826782B1 (de) Eisenbasis-seltenerd-nanozusammensetzungsmagnet und herstellungsverfahren dafür
DE3883038T2 (de) Verfahren zur Herstellung eines anisotropen seltene Erden-Eisen-Bor-Verbundmagneten mit Hilfe von bandähnlichen Spänen aus einer seltene Erden-Eisen-Bor-Legierung.
RU2250524C2 (ru) Нанокомпозитные магниты из содержащего редкоземельный элемент сплава на основе железа
DE10064024A1 (de) Permanentmagnet-Legierungspulver auf Eisenbasis und Verfahren zu seiner Herstellung
DE60316007T2 (de) Nanokomposit-magnet und herstellungsverfahren
DE60215665T2 (de) Verfahren zum herstellen eines nanozusammensetzungsmagneten unter verwendung eines atomisierungsverfahrens
JP3275882B2 (ja) 磁石粉末および等方性ボンド磁石
DE112006000070T5 (de) Seltenerdmetall-Sintermagnet und Verfahren zu seiner Herstellung
DE10296960T5 (de) Seltenerdmetall-Magnet und Verfahren zu seiner Herstellung
DE10114939A1 (de) Pulverpressvorrichtung und Verfahren zur Herstellung eines magnetischen Seltenerdmetall-Legierungspulverpresslings
JP4069727B2 (ja) 希土類系ボンド磁石用コンパウンドおよびそれを用いたボンド磁石
DE60028659T2 (de) Dünnes Band einer dauermagnetischen Legierung auf Seltenerdbasis
DE60031914T2 (de) Magnetpulver und isotroper Verbundmagnet
DE60217667T2 (de) Verfahren zur herstellung von pulvergranulat des typs r-fe-b-legierung und verfahren zur herstellung eines gesinterten presslings aus der r-fe-b-legierung
DE60128980T2 (de) Kühlwalze
EP1162634A1 (de) Magnetpulver, zugehöriges Herstellungsverfahren und Verbundmagnete
DE60122047T2 (de) Herstellungsverfahren für magnetische Materialien, pulverförmige magnetische Materialien und Verbundmagnet
DE60132047T2 (de) Bandähnliches Magnetmaterial und daraus hergestelltes Magnetpulver
DE60011593T2 (de) Magnetmaterial in form eines dünnen bandes, magnetpulver und seltenerd-verbundmagnet
DE10297484B4 (de) Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung eines granulierten Seltenerdmetall-Legierungspulvers und Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmetall-Legierungssinterkörpers

Legal Events

Date Code Title Description
8364 No opposition during term of opposition