DE60213642T2 - Nanozusammensetzungsmagnet - Google Patents

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Description

  • TECHNISCHES GEBIET
  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich generell auf einen Dauermagnet, der zur Nutzung in beispielsweise Motoren oder Aktuatoren von unterschiedlichen Typen einsetzbar ist, und insbesondere bezieht sich die vorliegende Erfindung auf einen Nanozusammensetzungsmagnet.
  • STAND DER TECHNIK
  • Neuerdings ist es immer notwendiger geworden, die Leistung von Unterhaltungselektronikgeräten, Büroelektronikgeräten und andere Typen von elektronischen Ausrüstungen zu verbessern und außerdem deren Größe und Gewicht zu reduzieren. Für diese Zwecke wird von einem Dauermagneten zur Nutzung in jedem dieser Geräte verlangt, ihr Leistungsgewicht zu maximieren, wenn es als ein Magnetkreis betrieben wird. Beispielsweise wird ein Dauermagnet mit einer Remanenz Br von wenigstens ungefähr 0,5 T zur Zeit stark nachgefragt. Ferritische Hartmagneten sind viel benutzt worden, weil Magnete von diesem Typ relativ günstig sind. Die ferritischen Hartmagneten können jedoch nicht die hohe Remanenz Br von wenigstens ungefähr 0,5 T erzielen.
  • Ein Sm-Co-basierender Magnet, hergestellt durch ein pulvermetallurgisches Verfahren, ist zur Zeit als ein typischer Dauermagnet bekannt, der die hohe Remanenz Br von wenigstens ungefähr 0,5 T erzielt. Der Sm-Co-basierende Magnet ist jedoch teuer, weil Sm und Co beide teure Materialien sind.
  • Betreffend den Nd-Fe-B-basierenden Magneten, so besteht dieser Magnet anderseits hauptsächlich aus relativ günstigen Fe (normalerweise in einer Menge von ungefähr 60 Gew.-% bis ungefähr 70 Gew.-% des Gesamtgewichts) und ist günstiger als der Sm-Co-basierende Magnet. Beispiele von anderen Hoch-Remanenzmagneten enthalten einen Nd-Fe-B-basierenden Sintermagnet, hergestellt durch ein pulvermetallurgisches Verfahren und einen Nd-Fe-B-basierenden schnell erstarrten Magnet, hergestellt durch ein Schmelz-Abschreckverfahren. Ein Nd-Fe-B-basierender Sintermagnet ist beispiels weise in der japanischen offengelegten Veröffentlichung Nr. 59-46008 offenbart und ein Nd-Fe-B-basierender schnell erstarrter Magnet ist beispielsweise in der japanischen offengelegten Veröffentlichung Nr. 60-9852 offenbart. Es ist dennoch teuer den Nd-Fe-B-basierenden Magneten herzustellen. Dies beruht teilweise darauf, dass enorme Ausrüstung und eine große Anzahl von Herstellungs- und Verarbeitungsschritten erforderlich sind, um Nd, welcher normalerweise ungefähr 10 Atom-% bis ungefähr 15 Atom-% des Magneten ausmacht, abzusondern und zu reinigen, oder durch eine Reduktionsreaktion zu erhalten. Normalerweise erfordert auch ein pulvermetallurgisches Verfahren eine relativ große Anzahl von Herstellungs- und Verarbeitungsschritten aufgrund seiner Eigenschaften.
  • Im Vergleich zu einem durch ein pulvermetallurgisches Verfahren geformten Nd-Fe-basierenden Sintermagnet kann ein Nd-Fe-B-basierender, schnell erstarrter Magnet bei niedrigeren Kosten durch ein Schmelz-Abschreckverfahren hergestellt werden. Die Ursache hierfür ist, dass ein Nd-Fe-B-basierender, schnell erstarrter Magnet durch relativ einfache Prozessschritte: Schmelzen, Schmelz-Abschrecken und Wärmebehandeln hergestellt werden kann. Um jedoch einen Dauermagneten in großer Menge durch ein Schmelz-Abschreckverfahren zu erhalten, sollte ein Bonded-Magnet durch Mischen eines Magnetpulvers, erzeugt aus einer schnell erstarrten Legierung, mit einem Harz-Bindemittelgemisch geformt werden. Demzufolge beansprucht das Magnetpulver normalerweise höchstens ungefähr 80 Vol.-% des geformten, gebondeten Magneten. Außerdem ist auch eine durch ein Schmelz-Abschreckverfahren hergestellte schnell erstarrte Legierung magnetisch isotrop.
  • Aus diesen Gründen hat ein durch ein Schmelz-Abschreckverfahren hergestellter Nd-Fe-B-basierender schnell erstarrter Magnet eine Remanenz Br, die geringer als die eines magnetischen anisotropen Nd-Fe-B-basierenden Sintermagneten, der durch ein pulvermetallurgisches Verfahren hergestellt wird, ist.
  • Wie in der japanischen offengelegten Veröffentlichung Nr. 1-7502 offenbart, erhöht eine Verfahrensweise von Hinzufügen, in Kombination, von wenigstens einem Element ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W und wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ti, V und Cr, zu dem Legierungsmaterial wirksam die magnetischen Eigenschaften eines Nd-Fe-B-basierenden schnell erstarrten Magneten. Wenn diese Elemente zu dem Legierungsmaterial hinzugefügt werden, hat der Magnet eine erhöhte Koerzivität HcJ und Antikorrosivität. Das einzige bekannte wirksame Verfahren zum Verbessern der Remanenz Br ist jedoch Erhöhen der Dichte des gebondeten Magneten. In dem Fall, dass ein Nd-Fe-B-basierender, schnell erstarrter Magnet ein Seltenerdelement bei ungefähr 6 Atom-% oder mehr enthält, wurde oft ein Schmelzspinnverfahren im Stand der Technik benutzt, bei welchem eine Schmelze seines Legierungsmaterials durch eine Düse gegen eine Kühlwalze ausgestoßen wird, um das Legierungsmaterial bei einer erhöhten Rate schnell abzukühlen und zu erstarren.
  • Betreffend einen Nd-Fe-B-basierenden, schnell erstarrten Magnet wurde ein alternatives Magnetmaterial durch R. Coehoorn et al., in J. de Phys. C8, 1998, Seiten 669–670 vorgeschlagen. Das Coehoorn-Material hat eine Zusammensetzung enthaltend ein Seltenerdelement bei einem relativ niedrigen Stoffmengenanteil (d.h. ungefähr Nd3,8Fe77,2B19, wobei die tiefgestellten Zeichen in Atom-% ausgedrückt sind) und eine Fe3B-Phase als ihre Hauptphase. Dieses Dauermagnetmaterial wird durch Erwärmen und Kristallisieren einer amorphen Legierung erhalten, die durch ein Schmelz-Abschreckverfahren vorbereitet wurde. Das kristallisierte Material hat auch ein metastabiles Gefüge, bei welchem eine weichmagnetische Fe3B-Phase und eine hartmagnetische Nd2Fe14B-Phase zusammen existieren und in der Kristallkörner von sehr geringer Größe (d.h. im Größenbereich von mehreren Nanometern) fein und einheitlich als ein Verbund dieser zwei kristallinen Phasen verteilt sind. Aus diesem Grund wird ein aus solch einem Material hergestellter Magnet als ein "Nanozusammensetzungsmagnet" bezeichnet. Es wurde berichtet, dass solch ein Nanozusammensetzungsmagnet eine Remanenz Br von bis zu ungefähr 1 T oder mehr aufweist. Aber die Koerzivität HcJ davon ist relativ gering, d.h. in dem Bereich von ungefähr 160 kA/m bis ungefähr 240 kA/m. Demzufolge ist dieses Dauermagnetmaterial nur einsetzbar, wenn der Arbeitspunkt des Magneten ungefähr 1 oder höher ist. Es wurde vorgeschlagen, dass unterschiedliche Metallelemente zu dem Legierungsmaterial eines Nanozusammensetzungsmagneten hinzugefügt werden, um die magnetischen Eigenschaften davon zu verbessern. Siehe hierzu beispielsweise japanische offengelegte Veröffentlichung Nr. 3-261104, das US-Patent Nr. 4,836,868, die japanische offengelegte Veröffentlichung Nr. 7-122412 und 2-298003, die veröffentlichte PCT-Schrift Nr. WO 003/03403 und W. C. Chan et al., "The Effects of Refractory Metals on the Magnetic Properties of α-Fe/R2Fe14B-type Nanocomposites", IEEE Trans. Magn. Nr. 5, INTERMAG. 99, Kyongiu, Korea, Seiten 3265–3267, 1999. Keine dieser vorgeschlagenen Verfahrensweisen sind jedoch zuverlässig genug, um immer einen ausrei chenden charakteristischen "value per cost" zu erhalten. Genauer gesagt realisiert keiner der durch diese Verfahrensweisen hergestellten Nanozusammensetzungsmagneten eine Koerzivität, die groß genug ist, um diese tatsächlich in unterschiedlichen Geräten zu benutzen. Keiner dieser Magnete weise somit kommerziell nützliche magnetische Eigenschaften auf.
  • OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
  • Um die wie oben beschriebenen Probleme zu überwinden, stellt die vorliegende Erfindung einen Nanozusammensetzungsmagneten bereit, der eine Koerzivität HcJ erzielt, die groß genug ist, um diese tatsächlich in unterschiedlichen Anwendungen (z.B. HcJ ≧ 480 kA/m) zu benutzen, während eine Remanenz Br von wenigstens ungefähr 0,7 T beibehalten wird, und stellt auch einen Nanozusammensetzungsmagneten bereit, der durch ein Verfahren hergestellt werden kann, das kosteneffektiver als die konventionellen Verfahren ist.
  • Insbesondere wird ein Nanozusammensetzungsmagnet gemäß Anspruch 1 bereitgestellt. Bevorzugte Ausführungsformen sind jeweils in den abhängigen Ansprüchen 2 bis 4 angegeben.
  • Andere Merkmale, Elemente, Verfahren, Schritte, Eigenschaften und Vorteile der vorliegenden Erfindung werden aus der folgenden detaillierten Beschreibung von bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung offensichtlich.
  • KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
  • 1 ist ein Graph, welcher ein Verhältnis zwischen dem maximalen Energieprodukt (BH)max und der Konzentration an Bor in einem Nd-Fe-B-basierenden Nanozusammensetzungsmagneten, zu welchem kein Ti hinzugefügt ist zeigt, wobei die weißen Balken die Daten betreffend der Proben enthaltend Nd in einer Menge von ungefähr 10 Atom-% bis ungefähr 14 Atom-% repräsentieren und die schwarzen Balken die Daten betreffend Proben enthaltend Nd in einer Menge von ungefähr 8 Atom-% bis ungefähr 10 Atom-% repräsentieren.
  • 2 ist ein Graph, welcher ein Verhältnis zwischen dem maximalen Energieprodukt (BH)max und der Konzentration an Bor in einem Nd-Fe-B-basierenden Nanozusammensetzungsmagneten, zu welchem Ti hinzugefügt worden ist zeigt, wobei die weißen Balken auch die Daten betreffend der Proben enthaltend Nd in einer Menge von ungefähr 10 Atom-% bis ungefähr 14 Atom-% repräsentieren und die schwarzen Balken auch die Daten betreffend Proben enthaltend Nd in einer Menge von ungefähr 8 Atom-% bis ungefähr 10 Atom-% repräsentieren.
  • 3 veranschaulicht schematisch R2Fe14B- und (Fe, Ti)-B-Phasen, die in dem Magnet von unterschiedlichen bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung enthalten sind.
  • 4 zeigt schematisch wie drei Typen von schnell erstarrten Legierungen, die jeweils eine Zusammensetzung enthaltend Additiv Ti, eine Zusammensetzung enthaltend V oder Cr als ein alternatives Additiv und eine Zusammensetzung enthaltend Nb, Mo oder W als ein weiteres alternatives Additiv aufweisen, ihr mikrokristallines Gefüge während des Kristallisationsverfahrens davon ändern.
  • 5A ist eine Querschnittsansicht, die eine insgesamte Anordnung einer Schmelz-Abschreckmaschine zur Nutzung zum Herstellen einer schnell erstarrten Legierung als ein Legierungsmaterial für den Nanozusammensetzungsmagneten von unterschiedlichen bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung veranschaulicht.
  • 5B veranschaulicht einen Abschnitt der in 5A gezeigten Maschine, in einer größeren Skala, in welcher eine Schmelze abgeschreckt und schnell erstarrt wird.
  • 6 ist eine Querschnittsansicht, die eine weitere beispielhafte Maschine zur Nutzung zum Herstellen einer schnell erstarrten Legierung als ein Legierungsmaterial für den Nanozusammensetzungsmagneten von unterschiedlichen bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung zeigt.
  • BESTE ART UND WEISE ZUM AUSFÜHREN DER ERFINDUNG
  • Ein Nanozusammensetzungsmagnet gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird durch schnelles Abkühlen und Erstarren einer Schmelze eines Seltenerdelement-Eisen-Bor-basierenden Legierungsmaterials enthaltend Ti geformt. Die auf diese Art und Weise erhaltene schnell erstarrte Legierung enthält normalerweise kristalline Phasen. Wenn notwendig, wird die Legierung jedoch erwärmt und weiterhin kristallisiert. Eine schnell erstarrte Legierung, die B (oder C) bei einem Stoffmengenanteil x von mehr als ungefähr 10 Atom-% in einem resultierenden Nanozusammensetzungsmagneten enthalten sollte, wird einfach amorphisiert und kann manchmal fast keine kristalline Phasen, gleich nachdem ihr Legierungsmaterial abgekühlt und erstarrt worden ist, enthalten. Jedoch wird auch solch eine Legierung kristallisiert, wenn sie einem Wärmebehandlungsprozess unterworfen wird.
  • Die gegenwärtigen Erfinder haben durch Untersuchungen entdeckt und bestätigt, dass wenn Ti zu einer Eisen-basierenden Seltenerdlegierung mit einer Zusammensetzung definiert durch eine bestimmte Kombination an Stoffmengenanteilbereichen hinzugefügt wird, der Kristallwachstum einer α-Fe-Phase, die oft während Abkühlen der Schmelze beobachtet wird, minimiert wird und statt dessen der Kristallwachstum einer R2Fe14B-Phase (d.h. einer hartmagnetischen Phase mit einer R2Fe14B kristallinen Struktur), welche zu den hartmagnetischen Eigenschaften des resultierenden Magneten beiträgt, bevorzugterweise und einheitlich fortschreiten kann. Der grundlegende Gedanke der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung basiert auf dieser Entdeckung. Bei den spezifischen bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung, die nachfolgend beschrieben werden, wird angenommen, dass kristalline Phasen direkt nachdem die Schmelze des Legierungsmaterials abgekühlt und erstarrt worden ist, erzeugt werden. Die gegenwärtigen Erfinder haben jedoch durch Untersuchungen bestätigt, dass, sogar wenn die somit erstarrte Legierung amorph ist, eine ähnliche nanokristalline Struktur durch eine ähnliche Funktion wie die des Additivs Ti während des anschließenden Wärmebehandlungsprozesses zur Kristallisation immer noch geformt werden kann und ein erwünschter Nanozusammensetzungsmagnet mit exzellenten magnetischen Eigenschaften kann immer noch erhalten werden.
  • Wie hierin verwendet, bezieht sich der "Nanozusammensetzungsmagnet" auch auf eine Legierung mit einer Nanozusammensetzungsstruktur, die ein Austauschwechselspiel ausdrückt. Demzufolge enthält der "Nanozusammensetzungsmagnet" eine schnell erstarrte Legierung mit solch einer Nanozusammensetzungsstruktur (welche nachfolgend lediglich als "so-erstarrte Legierung" beschrieben wird), eine Legierung mit solch einer Nanozusammensetzungsstruktur, erzeugt durch Unterwerfen einer amorphen schnell erstarrten Legierung einem Wärmebehandlungsprozess und ein Magnetpulver, erhalten durch Pulverisieren von entweder der so-erstarrten Legierung oder der wärmebehandelten Legierung. Es wird darauf hingewiesen, dass der Wärmebehandlungsprozess zum Erzeugen der Nanozusammensetzungsstruktur entweder bevor oder nachdem die schnell erstarrte Legierung pulverisiert worden ist, durchgeführt werden kann.
  • Wenn R ein Stoffmengenanteil von weniger als ungefähr 10 Atom-% ist und B (oder C) einen Stoffmengenanteil von mehr als ungefähr 10 Atom-% aufweist, dann bildet die α-Fe-Phase auf einfache Weise Kerne und wächst schneller und früher als eine Nd2Fe14B-Phase mit hartmagnetischen Eigenschaften, es sei denn, Ti wird zu dem Legierungsmaterial hinzugefügt. Demzufolge wächst die α-Fe-Phase mit weichmagnetischen Eigenschaften übermäßig, wenn die schnell erstarrte Legierung mit solch einer Zusammensetzung (d.h. enthaltend kein Ti) wärmebehandelt worden ist.
  • Wenn im Gegensatz Ti zu dem Legierungsmaterial hinzugefügt worden ist, würde die Kristallisierungskinetik der α-Fe-Phase verlangsamt werden, d.h. es würde für die α-Fe-Phase eine längere Zeit dauern Kerne zu bilden und zu wachsen. Die gegenwärtigen Erfinder glauben somit, dass die Nd2Fe14B-Phase anfängt Kerne zu bilden und zu wachsen, bevor die α-Fe-Phase grob gewachsen ist. Aus diesem Grund, wo Ti hinzugefügt worden ist, kann die Nd2Fe14B-Phase ausreichend wachsen und gleichmäßig verteilt werden, bevor die α-Fe-Phase zu sehr wächst. Außerdem glauben die gegenwärtigen Erfinder auch, dass wenn Ti zu dem Legierungsmaterial hinzugefügt wird, fast kein Ti in der Nd2Fe14B-Phase enthalten ist, aber dass das meiste Ti in der Eisen-basierenden Borid- oder in der Grenzfläche zwischen der Nd2Fe14B-Phase und der Eisen-basierenden Boridphase vorhanden ist, um das Eisen-basierende Borid zu stabilisieren.
  • Gemäß der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung trägt das Additiv Ti zu signifikanter Reduzierung von Korngrößen der weichmagnetischen Phasen (z.B. Eisen-basierendem Borid und α-Fe-Phasen), zu einheitlicher Verteilung der Nd2Fe14B-Phase und zu Erhöhung des Volumenanteils der Nd2Fe14B-Phase bei. Demzufolge kann der resultierende Nanozusammensetzungsmagnet signifikant erhöhte Koerzivität und Magnetisierung (oder Remanenz) und eine erstaunlich erhöhte Genauigkeit (loop squareness) ihrer Endmagnetisierungskurve aufweisen.
  • Nachfolgend wird ein Nanozusammensetzungsmagnet gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung detaillierter beschrieben.
  • Insbesondere hat ein Nanozusammensetzungsmagnet gemäß der vorliegenden Erfindung eine Zusammensetzung repräsentiert durch die allgemeine Formel:
    (Fe1-mTm)100-x-y-z-nQxRyTizMn, wobei T wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Co und Ni ist, Q wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus B (Bor) und C (Kohlenstoff) ist, R wenigstens ein Seltenerdelement ist, das immer wenigstens eines von Nd und Pr enthält und wahlweise Dy und/oder Tb enthält und M wenigstens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb ist. Die Stoffmengenanteile x, y, z, m und n erfüllen vorzugsweise jeweils die Ungleichheiten von:
    10 Atom-% < x ≦ 20 Atom-%, 6 Atom-% ≦ y < 10 Atom-%, 0,5 Atom-% ≦ z ≦ 12 Atom-%, 0 ≦ m ≦ 0,5 und 0 Atom-% ≦ n ≦ 10 Atom-%. Außerdem hat der Nanozusammensetzungsmagnet gemäß der ersten bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung vorzugsweise einen Sauerstoffanteil von höchstens ungefähr 1500 ppm auf Massenbasis.
  • Der Nanozusammensetzungsmagnet gemäß der ersten bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung enthält ein Seltenerdelement in einer Menge, die so gering wie ein Stoffmengenanteil von weniger als ungefähr 10 Atom-% ist. Da jedoch Ti zu dem Legierungsmaterial davon hinzugefügt ist, erzielt der Nanozusammensetzungsmagnet die unerwarteten Wirkungen von Beibehalten oder sogar Erhöhen der Magnetisierung (Remanenz Br) und Verbessern der Genauigkeit der Entmagnetisierungskurve davon im Vergleich zu einem Magnet, der aus einer Legierung geformt wird, die kein Ti enthält.
  • Bei einem Nanozusammensetzungsmagnet gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung haben die weichmagnetischen Phasen, welche um die hartmagnetischen Phasen herum (als Grenzphasen oder Sub-Grenzphasen) vorhanden sind, eine durchschnittliche Korngröße von ungefähr 50 nm oder weniger. Demzufolge sind die weich- und hartmagnetischen Phasen durch Austauschinteraktionen magnetisch miteinander verbunden. Aus diesem Grund kann die Legierung als Ganze exzellente Genauigkeit in der Entmagnetisierungskurve davon aufweisen, obwohl die weichmagnetischen Phasen, wie beispielsweise Eisen-basierende Borid- und α-Fe-Phasen, darin zusätzlich zu den hartmagnetischen R2Fe14B-Phasen enthalten sind. Es sollte beachtet werden, dass die durchschnittliche Korngröße der weichmagnetischen Phasen kleiner als die der hartmagnetischen Phasen ist.
  • Der Nanozusammensetzungsmagnet gemäß der vorliegenden bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung enthält vorzugsweise Eisen-basierende Borid- und α-Fe-Phasen mit Sättigungsmagnetisierung, die ungefähr gleich oder sogar höher als die der R2Fe14B-Phase ist. Beispiele der Eisen-basierenden Boride enthalten: Fe3B (mit einer Sättigungsmagnetisierung von ungefähr 1,5 T; wobei Fe3B hier Fe3,5B enthält) und Fe23B6 (mit einer Sättigungsmagnetisierung von ungefähr 1,6 T). In diesem Fall hat die R2Fe14B-Phase eine Sättigungsmagnetisierung von ungefähr 1,6 T, wenn R Nd ist und die α-Fe-Phase hat eine Sättigungsmagnetisierung von ungefähr 2,1 T.
  • Normalerweise wird R2Fe23B3 erzeugt, wenn der Stoffmengenanteil x von Q (welcher C und/oder B ist) größer als ungefähr 10 Atom-% ist und der Stoffmengenanteil y des Seltenerdelementes R von ungefähr 5 Atom-% bis ungefähr 9 Atom-% ist. Auch wenn ein Legierungsmaterial mit solch einer Zusammensetzung benutzt wird, erzeugt die Hinzufügung von Ti jedoch eine R2Fe14B-Phase, nicht die R2Fe23B3-Phase, und Eisen-basierende Boridphasen mit weichmagnetischen Eigenschaften, wie beispielsweise Fe23B6 und Fe3B-Phasen. Das heißt, das Additiv Ti erhöht den Volumenanteil der R2Fe14B-Phase und die erzeugten Eisen-basierenden Boridphasen tragen zur Erhöhung der Magnetisierung bei.
  • Als ein Ergebnis der Untersuchungen haben die gegenwärtigen Erfinder herausgefunden, dass nur wenn Ti hinzugefügt wird, die Magnetisierung nicht verringert wurde, sondern eher erhöht wurde, im Gegensatz zu jedem anderen Metallelementadditiv, wie beispielsweise V, Cr, Mn, Nb oder Mo. Außerdem war die Genauigkeit der Entmagnetisierungskurve viel besser wenn Ti hinzugefügt wurde, als die wenn eines der anderen der oben genannten Elemente hinzugefügt wurde.
  • Außerdem sind diese durch das Additiv Ti erzielten Effekte besonders bemerkbar, wenn die Konzentration an B größer als ungefähr 10 Atom-% ist. Nachfolgend wird dieser Gesichtspunkt in Bezug auf 1 und 2 beschrieben.
  • 1 ist ein Graph, der ein Verhältnis zwischen dem maximalen Energieprodukt (BH)max und der Konzentration an Bor in einem Nd-Fe-B-basierenden Magnet zu welchem kein Ti hinzugefügt worden ist, zeigt. In 1 repräsentieren die weißen Balken Daten, die sich auf die Proben enthaltend Nd in einer Menge von ungefähr 10 Atom-% bis ungefähr 14 Atom-% beziehen, während die schwarzen Balken die Daten repräsentieren, die die Proben enthaltend Nd in einer Menge von ungefähr 8 Atom-% bis ungefähr 10 Atom-% betreffen. Andererseits zeigt 2 einen Graph, welcher ein Verhältnis zwischen dem maximalen Energieprodukt (BH)max und der Konzentration an Bor in einem Nd-Fe-B-basierenden Magnet zu welchem Ti hinzugefügt worden ist. In 2 repräsentieren die weißen Balken auch die Daten betreffend die Proben enthaltend Nd in einer Menge von ungefähr 10 Atom-% bis ungefähr 14 Atom-%, während die schwarzen Balken auch die Daten repräsentieren, die die Proben enthaltend Nd in einer Menge von ungefähr 8 Atom-% bis ungefähr 10 Atom-% betreffen.
  • Wie aus 1 ersichtlich, sobald die Konzentration an Bor ungefähr 10 Atom-% überschreitet, haben die Proben, welche kein Ti enthalten, verringerte maximale Energieprodukte (BH)max unabhängig davon, wie viel Nd darin enthalten ist. Wenn die Konzentration an Nd ungefähr 8 Atom-% bis ungefähr 10 Atom-% ist, dann ist diese Abnahme besonders sichtbar. Diese Tendenz ist im Stand der Technik allgemein bekannt und es wurde allgemein angenommen, dass jeder Dauermagnet enthaltend eine Nd2Fe14B-Phase als seine primäre Phase nicht mehr als ungefähr 10 Atom-% an Bor enthalten sollte. Beispielsweise offenbart das US-Patent Nr. 4,836,868 ein Beispiel, bei welchem die Konzentration an Bor auf ungefähr 5 Atom-% bis ungefähr 9,5 Atom-% festgelegt ist. Dieses Patent lehrt, dass die Konzentration an Bor vorzugsweise ungefähr 4 Atom-% bis weniger als ungefähr 12 Atom-%, besonders bevorzugt ungefähr 4 Atom-% bis ungefähr 10 Atom-% ist.
  • Im Gegensatz, wie aus 2 ersichtlich, haben die Proben enthaltend das Additiv Ti erhöhte maximale Energieprodukte (BH)max in einem gewissen Bereich, in dem die B-Konzentration größer als ungefähr 10 Atom-% ist. Diese Zunahme ist besonders bemerkbar, wenn die Nd-Konzentration ungefähr 8 Atom-% bis ungefähr 10 Atom-% ist.
  • Die vorliegende Erfindung revidiert somit das allgemeine Missverständnis, dass eine B-Konzentration von größer als ungefähr 10 Atom-% die magnetischen Eigenschaften verringern sollte und erzielt die unerwarteten Ergebnisse, indem nur Ti zu dem Legierungsmaterial hinzugefügt wird.
  • Außerdem hat der Nanozusammensetzungsmagnet gemäß der ersten bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung einen Sauerstoffanteil von höchstens ungefähr 1500 ppm auf Massenbasis und weist hart magnetische Eigenschaften enthaltend eine Remanenz Br von wenigstens ungefähr 0,7 T und eine Koerzivität HcJ von wenigstens ungefähr 480 kA/m auf.
  • In der R2Fe14B Phase, die zu den hart magnetischen Eigenschaften des Nanozusammensetzungsmagneten gemäß der bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung beiträgt, weist das Seltenerdelement davon eine hohe Aktivierungsenergie gegen Sauerstoff auf und ist einfach oxidierbar. Die gegenwärtigen Erfinder haben somit durch Untersuchungen entdeckt und bestätigt, dass der Magnet (oder sein Legierungsmaterial) einen Sauerstoffanteil von nicht größer als ungefähr 1500 ppm haben sollte, um den Volumenanteil der R2Fe14B-Phase auf dem minimal erforderten Niveau von wenigstens ungefähr 60 Vol.-% zum Reduzieren der unerwünschten Seltenerdoxide und Erzielen der erwünschten hart magnetischen Eigenschaften, zu erhöhen.
  • Der Grund hierfür ist, dass, wenn der Nanozusammensetzungsmagnet einen Sauerstoffanteil von mehr als ungefähr 1500 ppm hat, unterschiedliche Typen von rotierenden Maschinen und Aktuatoren, die solch einen Magnet enthalten, nicht die erforderten magnetischen Eigenschaften (enthaltend Br von wenigstens ungefähr 0,7 T und HcJ von wenigstens ungefähr 480 kA/m) erzielen können. Aus diesem Grund ist der Sauerstoffanteil des Nanozusammensetzungsmagneten vorzugsweise höchstens ungefähr 900 ppm, besonders bevorzugt höchstens ungefähr 700 ppm.
  • Um die ausreichenden magnetischen Eigenschaften zu erzielen, ist der niedrigste Sauerstoffanteil des Nanozusammensetzungsmagneten gemäß der ersten bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung nahezu ungefähr 20 ppm (d.h. der geringst mögliche Wert der normalerweise erzielbar ist). Auch wenn der Sauerstoffanteil jedoch ungefähr 100 ppm oder mehr ist, nehmen die magnetischen Eigenschaften normalerweise nicht ernsthaft ab. Der Nanozusammensetzungsmagnet kann somit einen Sauerstoffanteil von ungefähr 100 ppm oder mehr haben. Wenn außerdem der Nanozusammensetzungsmagnet einen Sauerstoffanteil von ungefähr 200 ppm oder mehr haben kann, dann erreicht der Schmelztiegel, welcher zum Vorbereiten der geschmolzenen Legierung benutzt wird, ein Vakuum von höchstens ungefähr 10–1 Pa. Dann können die Ausrüstungskosten, und evtl. die gesamten Herstellungskosten signifikant verringert werden. In solch einem Fall kann außerdem ein Vakuum eines erforderlichen Niveaus in einer kürzeren Zeit erzeugt werden und die Ausrüstung kann effizienter betrieben werden. Die Herstellungskosten können somit reduziert werden. Auch wenn der Nanozusammensetzungsmagnet einen Sauerstoffanteil von ungefähr 100 ppm bis ungefähr 700 ppm hat, so ist dann Br eines solchen Nanozusammensetzungsmagneten ungefähr 97% oder mehr des durchschnittlichen Br Wertes eines Nanozusammensetzungsmagneten mit einem Sauerstoffanteil von ungefähr 10 ppm bis ungefähr 100 ppm. Keine ernstzunehmende Verschlechterung wird somit in den resultierenden magnetischen Eigenschaften beobachtet.
  • Der Nanozusammensetzungsmagnet gemäß der ersten bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung hat außerdem einen Stickstoffanteil von 10 bis 400 ppm. Wenn insbesondere die Sauerstoff- und Stickstoffanteile des Nanozusammensetzungsmagneten auf jeweils ungefähr 700 ppm oder weniger und ungefähr 400 ppm oder weniger kontrolliert werden, dann weist der Nanozusammensetzungsmagnet die erwünschten hart magnetischen Eigenschaften enthaltend eine Remanenz Br von wenigstens ungefähr 0,8 T und eine Koerzivität HcJ von wenigstens ungefähr 550 kA/m auf.
  • Wenn notwendig, kann der Nanozusammensetzungsmagnet gemäß der ersten bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung durch Wärmebehandlung des schnell erstarrten Legierungsmaterials davon hergestellt werden. Die schnell erstarrte Legierung enthält jedoch ein Seltenerdelement, welches gegen Sauerstoff aktiviert wird, als eines seiner hauptsächlichen Elemente. Demzufolge ist die Wärmebehandlungs-Atmosphäre vorzugsweise ein Vakuum von ungefähr 10 Pa oder weniger, ein Edelgas, beispielsweise Argon oder Stickstoff. Wenn die Wärmebehandlung jedoch innerhalb eines Vakuums von ungefähr 10 Pa oder weniger durchgeführt wird, kann die Legierung nicht gleichmäßig genug innerhalb des Ofens erwärmt werden und die resultierenden magnetischen Eigenschaften können verschlechtert werden. Ein Edelgas wie beispielsweise Argongas ist wenigstens 10 mal teuerer als das Stickstoffgas. Die Nutzung eines Edelgases erhöht somit die Herstellungskosten wesentlich. Demzufolge wird die Legierung vorzugsweise innerhalb einer Stickstoff-Atmosphäre wärmebehandelt, um die Kosten des Wärmebehandlungsprozesses zu reduzieren. Nichtsdestotrotz, wenn die schnell erstarrte Legierung in einer Stickstoff-Atmosphäre wärmebehandelt wird, dann sollte der resultierende Nanozusammensetzungsmagnet Stickstoff enthalten und könnte verschlechterte magnetische Eigenschaften aufweisen. Die gegenwärtigen Erfinder haben somit Experimente durchgeführt, um die optimalen Bedingungen für die Wärmebehandlung in einer Stickstoff-Atmosphäre herauszufinden, welche benutzt werden sollten, um die Herstellungskosten des Nanozusammensetzungsmagneten gemäß der ersten bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zu reduzieren. Als ein Ergebnis haben die gegenwärtigen Erfinder entdeckt, dass sogar die Wärmebehandlung in der Stickstoff-Atmosphäre nur zu einer geringen Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften führen wird, wenn die Wärmebehandlungsbedingungen derart definiert werden, dass der resultierende Nanozusammensetzungsmagnet einen Stickstoffanteil von nicht größer als ungefähr 400 ppm hat.
  • Besonders bevorzugt hat der Nanozusammensetzungsmagnet gemäß der ersten bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung einen Stickstoffanteil von höchstens ungefähr 200 ppm, vorzugsweise höchstens ungefähr 150 ppm und besonders bevorzugt höchstens ungefähr 70 ppm. Die geschmolzene Legierung, die schnell abgekühlt und erstarrt wird, enthält Stickstoff bei ungefähr 10 ppm bis ungefähr 20 ppm. Der geringstmögliche Stickstoffanteil des Nanozusammensetzungsmagneten wird somit als ungefähr 10 ppm definiert. Der Stickstoffanteil des Magneten sollte nicht geringer als ungefähr 10 ppm unter Berücksichtigung der Auflösung eines Analysators der z.Zt. verfügbar ist, sein. Das heißt, ein Stickstoffanteil von weniger als ungefähr 10 ppm ist normalerweise mit einem normalen Analysator nicht messbar.
  • Wie oben beschrieben, hat der Nanozusammensetzungsmagnet gemäß der ersten bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung einen verringerten Sauerstoffanteil. Wenn der Stickstoffanteil davon somit auf ungefähr 400 ppm oder weniger kontrolliert wird, dann kann der Nanozusammensetzungsmagnet exzellente hart magnetische Eigenschaften enthaltend eine Remanenz Br von wenigstens ungefähr 0,8 T und eine Koerzivität HcJ von wenigstens ungefähr 550 kA/m aufweisen. Es ist jedoch nicht nur wenn der Magnet einen Sauerstoffanteil von ungefähr 1500 ppm oder weniger hat, dass ein Stickstoffanteil von größer als ungefähr 400 ppm eine große Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften mit sich bringt. Auch die Herstellungskosten können immer reduziert werden, indem ein Wärmebehandlungsprozess innerhalb einer Stickstoff- Atmosphäre, nicht einer Edelgas-Atmosphäre, durchgeführt wird, ungeachtet der magnetischen Eigenschaften (oder Sauerstoffanteil) des Nanozusammensetzungsmagneten.
  • Als nächstes wird beschrieben wie ein Nanozusammensetzungsmagnet gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt wird.
  • Zuerst wird eine Schmelze der eisenbasierenden, Seltenerdlegierung mit einer Zusammensetzung repräsentiert durch die allgemeine Formel (Fe1-mTm)100-x-y-z-nQxRyTizMn (wobei 10 Atom-% < x ≦ 20 Atom-%, 6 Atom-% ≦ y < 10 Atom-%, 0,5 Atom-% ≦ z ≦ 12 Atom-%, 0 ≦ m ≦ 0,5 und 0 Atom-% ≦ n ≦ 10 Atom-%) innerhalb einer Inert-Atmosphäre schnell abgekühlt, wodurch eine schnell erstarrte Legierung enthaltend eine R2Fe14B-Phase bei ungefähr 60 Vol.-% oder mehr bereitgestellt wurde. Die durchschnittliche Korngröße der R2Fe14B-Phase in der abgeschreckten Legierung ist beispielsweise ungefähr 80 nm oder weniger. Wenn notwendig, kann diese abgeschreckte Legierung wärmebehandelt werden. Dann können die in der schnell erstarrten Legierung verbleibenden amorphen Phasen kristallisiert werden. Es sollte beachtet werden, dass, wenn der Stoffmengenanteil x von Q ungefähr 10 Atom-% überschreitet, die amorphen Phasen einfach zu produzieren sind und das meiste der resultierenden schnell erstarrten Legierung kann manchmal aus amorphen Phasen bestehen. Dennoch kann die R2Fe14B-Phase bei einem Volumenanteil von ungefähr 50% oder mehr produziert werden und erwünschte magnetische Eigenschaften sind erzielbar, indem die resultierende schnell erstarrte Legierung einem Wärmebehandlungsprozess unterworfen wird. Die geschmolzene Legierung wird vorzugsweise jedoch bei einer Abkühlrate von ungefähr 102 °C/Sek. bis ungefähr 105 °C/Sek. schnell abgekühlt und erstarrt. Dann kann die erwünschte nanokristalline Struktur produziert werden und die R2Fe14B-Phase kann auf einfache Art und Weise Kerne bilden.
  • Bei einer bevorzugten Ausführungsform, in welcher ein Schmelzspinnverfahren oder ein Streifengussverfahren durch Nutzung einer Kühlwalze durchgeführt wird, wird die geschmolzene Legierung vorzugsweise innerhalb einer Atmosphäre mit einem Druck von ungefähr 1,3 kPa oder mehr schnell abgekühlt. Hierdurch wird die geschmolzene Legierung nicht nur schnell durch den Kontakt mit der Kühlwalze abgekühlt, sondern auch aufgrund der zweiten Abkühlungseffekte, verursacht durch das atmosphärische Gas, auf geeignete Art und Weise weiterhin abgekühlt, sogar nachdem die erstarrte Legierung die Walze verlassen hat.
  • Gemäß der Ergebnisse der von den gegenwärtigen Erfindern durchgeführten Experimente, während das Schnellabkühlverfahren durchgeführt wird, sollte das atmosphärische Gas seinen Druck auf vorzugsweise ungefähr 1,3 kPa oder mehr, aber der atmosphärische Druck (= 101,3 kPa) oder weniger kontrollieren, besonders bevorzugt ungefähr 10 kPa bis ungefähr 90 kPa, und insbesondere vorzugsweise ungefähr 20 kPa bis ungefähr 60 kPa.
  • Wenn das atmosphärische Gas einen Druck innerhalb irgendeinen dieser bevorzugten Bereiche hat, dann ist die Oberflächengeschwindigkeit der Kühlwalze vorzugsweise ungefähr 4 m/Sek. bis ungefähr 50 m/Sek. Der Grund ist, dass wenn die Walzoberflächengeschwindigkeit geringer als ungefähr 4 m/Sek. ist, dann wird die R2Fe14B-Phase, die in der schnell erstarrten Legierung enthalten ist, übermäßig große Kristallkörner haben. In diesem Fall wird die R2Fe14B-Phase ihre Korngröße weiterhin erhöhen, wenn sie wärmebehandelt wird, wodurch möglicherweise die resultierenden magnetischen Eigenschaften verschlechtert werden.
  • Gemäß den Versuchsergebnissen von den gegenwärtigen Erfindern ist die Walzoberflächengeschwindigkeit vorzugsweise ungefähr 5 m/Sek. bis ungefähr 30 m/Sek. und besonders bevorzugt ungefähr 5 m/Sek. bis ungefähr 20 m/Sek..
  • Wenn ein Legierungsmaterial mit der Zusammensetzung des Nanozusammensetzungsmagneten gemäß der bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung schnell abgekühlt und erstarrt wird, hat die schnell erstarrte Legierung entweder ein Gefüge, in welchem fast keine α-Fe-Phase mit einer übermäßig großen Korngröße ausgefällt wird, aber eine mikrokristalline R2Fe14B-Phase existiert statt dessen, oder ein Gefüge, in welchem die mikrokristalline R2Fe14B-Phase und eine amorphe Phase gleichzeitig existieren. Wenn somit solch eine schnell erstarrte Legierung wärmebehandelt wird, wird ein Hochleistungs-Nanozusammensetzungsmagnet erhalten, in welchem weichmagnetische Phasen, wie beispielsweise eisenbasierende Borid-Phasen fein dispergiert oder gleichmäßig in den Korngrenzen zwischen den hartmagnetischen Phasen verteilt sind. Wie hierin verwendet, bedeutet die „amorphe Phase" nicht nur eine Phase, in welcher die Atomanordnung ausreichend gestört ist, sondern auch eine Phase enthaltend Embryone für Kristallisierung, extrem kleine kristalline Bereiche (mit einer Größe von mehreren Nanometern oder weniger) und/oder atomische Ansammlungen. Insbesondere bedeutet die „amorphe Phase" hierin eine Phase, bei welcher das Kristallgefüge bei einer Röntgenstrahlen-Diffraktionsanalyse oder einer TEM-Observation nicht definiert werden kann.
  • Im Stand der Technik wird die resultierende Legierung ein Gefüge aufweisen, in welchem ein großer Teil der α-Fe-Phase grob gewachsen ist, auch wenn man versucht, eine schnell erstarrte Legierung, enthaltend ungefähr 60 Vol.-% oder mehr einer R2Fe14B-Phase durch schnelles Abkühlen einer geschmolzenen Legierung mit einer Zusammensetzung, die ähnlich zu der des Nanozusammensetzungsmagneten der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung, die aber kein Ti enthält, ist zu erhalten. Wenn somit die Legierung danach erwärmt und kristallisiert wird, wird die α-Fe-Phase ihre Korngröße übermäßig erhöhen. Sobald weichmagnetische Phasen, enthaltend die α-Fe-Phase, zu sehr gewachsen sind, werden die magnetischen Eigenschaften der Legierung signifikant verschlechtert, wodurch es im Wesentlichen unmöglich wird, einen qualitativen gebondeten Magneten aus solch einer Legierung herzustellen.
  • Insbesondere mit einem Legierungsmaterial enthaltend B bei einem relativ hohen Anteil ähnlich wie das Legierungsmaterial für den Nanozusammensetzungsmagneten der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung können kristalline Phasen gemäß dem konventionellen Verfahren nicht so einfach produziert werden, auch wenn die geschmolzene Legierung bei einer niedrigen Rate abgekühlt wird. Der Grund hierfür ist, dass die B-reiche geschmolzene Legierung sehr wahrscheinlich eine amorphe Phase erzeugt. Aus diesem Grund werden im Stand der Technik nicht nur die R2Fe14B-Phase sondern auch die α-Fe-Phase oder ihr Vorläufer viel ausfällen, auch wenn man versucht eine schnell erstarrte Legierung enthaltend 60 Vol.-% oder mehr einer R2Fe14B-Phase durch ausreichendes Verringern der Abkühlrate der Schmelze herzustellen. Wenn diese Legierung somit danach erwärmt und kristallisiert wird, wird die α-Fe-Phase weiterhin wachsen, um die magnetischen Eigenschaften der Legierung ernsthaft zu verschlechtern.
  • Es wurde somit allgemein angenommen, dass die beste Art und Weise zum Verbessern der Koerzivität eines Legierungsmaterials für einen Nanozusammensetzungsmagneten zuerst Abkühlen einer Schmelze bei einer erhöhten Rate zum Amorphisieren des größten Anteils der schnell erstarrten Legierung war und dann Formen einer sehr feinen und einheitlichen Struktur durch Erwärmen und Kristallisieren der amorphen Phasen. Der Grund ist, dass bei konventionellen Verfahren es als sicher angenommen wurde, dass keine andere Alternative als kristallisieren der amorphen Phasen durch einen einfach kontrollierbaren Wärmebehandlungsprozess und Reduzieren der Gesamtgröße der Struktur, enthaltend die weich- und hart-magnetischen Phasen zum Erhalt eines Nanozusammensetzungsmagneten mit einer Legierungsstruktur, in welcher weichmagnetische Phasen mit einer Korngröße von geringer Größe von ungefähr 50 nm oder weniger dispergiert werden und mit den hart-magnetischen Phasen durch Austauschverbindungen magnetisch verbunden werden können, bestehen.
  • Basierend auf dieser allgemeinen bevorzugten Annahme berichtet W. C. Chan et al. über eine Vorgehensweise zum Erhalt von Nd2Fe14B und α-Fe-Phasen mit Korngrößen in dem Bereich von mehreren zehnfachen nm. Gemäß Chan's Vorgehensweise wird La, welches bei Erzeugung der amorphen Phasen sich auszeichnet, zu einem Legierungsmaterial hinzugefügt. Als nächstes wird das Legierungsmaterial schmelzabgeschreckt, um eine schnell erstarrte Legierung hauptsächlich bestehend aus den amorphen Phasen zu erhalten. Und dann wird die Legierung erwärmt und kristallisiert. Siehe W. C. Chan et al., „The Effects of Refractory Metals on the Magnetic Properties of α-Fe/R2Fe14B-type Nanocomposites", IEEE Trans. Magn. Nr. 5, INTERMAG. 99, Kyongiu, Korea, Seiten 3265–3267, 1999. Dieser Artikel lehrt auch, dass das Hinzufügen eines fuerbeständigen metallischen Elementes, wie beispielsweise Ti, in sehr geringen Mengen (z.B. ungefähr 2 Atom-%) die magnetischen Eigenschaften verbessert und dass der Stoffmengenanteil von Nd, Seltenerdelement, vorzugsweise von ungefähr 9,5 Atom-% auf ungefähr 11,0 Atom-% erhöht wird, um die Korngrößen der Nd2Fe14B und α-Fe-Phasen zu reduzieren. Das feuerbeständige Metall wird hinzugefügt, um zu verhindern, dass die Boride wie beispielsweise R2Fe23B3 und Fe3B erzeugt werden und um ein Legierungsmaterial für ein Magnetpulver zu erzeugen, das im Wesentlichen nur aus Nd2Fe14B und α-Fe-Phasen besteht.
  • Im Gegensatz minimiert das Additiv Ti die Kernbildung der α-Fe-Phase während des Schnell-Erstarrungsprozesses bei dem Nanozusammensetzungsmagnet gemäß den bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung. Zusätzlich produziert das Additiv Ti auch weichmagnetische Phasen, wie beispielsweise eisen-basierende Boriden und minimiert dennoch das Kornwachstum davon während des Wärmebehandlungsprozesses zum Kristallisieren. Als ein Ergebnis kann ein Nanozusammensetzungsmagnet mit exzellenten magnetischen Eigenschaften erhalten werden.
  • Gemäß der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung kann ein Magnetpulver mit hoher Magnetisierung (oder Remanenz) und Koerzivität und mit exzellenter Genauigkeit in ihrer Entmagnetisierungskurve erhalten werden, obwohl das Legierungsmaterial ein Seltenerdelement bei relativ niedrigem Anteil (d.h. ungefähr 9 Atom-% oder weniger) enthält.
  • Wie oben beschrieben, wird die Koerzivität des Nanozusammensetzungsmagneten der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung erhöht, indem die Nd2Fe14B-Phase Kerne bildet und schneller und früher in dem Abkühlungsprozess wächst, so dass die Nd2Fe14B-Phase seinen Volumenanteil erhöht und dennoch die Kornvergröberung der weichmagnetischen Phasen minimiert wird. Die Magnetisierung davon wird außerdem erhöht, weil das Additiv Ti eine Borid-Phase (z.B. ferromagnetische eisenbasierende Boride) aus den B-reichen amorphen Phasen, die in der schnell erstarrten Legierung existieren, erzeugen kann und den Volumenanteil der ferromagnetischen Phasen in der erwärmten und kristallisierten Legierung erhöhen kann.
  • Die auf diese Art und Weise erhaltene schnell erstarrte Legierung wird vorzugsweise abhängig von der Notwendigkeit zum Formen eines Gefüges mit drei oder mehr kristallinen Phasen, enthaltend R2Fe14B-, Borid- und α-Fe-Phasen, erwärmt und kristallisiert. Die Wärmebehandlung wird vorzugsweise derart durchgeführt, dass ihre Temperatur und Dauer auf solche Art und Weise kontrolliert werden, dass die R2Fe14B-Phase eine durchschnittliche Kristallkorngröße von ungefähr 5 nm bis ungefähr 200 nm aufweist und dass die Borid und α-Fe-Phasen eine durchschnittliche Kristallkorngröße von ungefähr 1 nm bis ungefähr 50 nm aufweisen. Die R2Fe14B-Phase hat normalerweise eine durchschnittliche Kristallkorngröße von ungefähr 30 nm oder höher, welche auch ungefähr 50 nm oder höher, abhängig von den Bedingungen, sein kann. Andererseits haben die weichmagnetischen Phasen, wie beispielsweise Borid- und α-Fe-Phasen oft eine durchschnittliche Kristallkorngröße von ungefähr 30 nm oder weniger und typischerweise höchstens mehrere Nanometer.
  • Bei dem Nanozusammensetzungsmagneten der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung hat die R2Fe14B-Phase eine durchschnittliche Kristallkorngröße, die größer als die der weichmagnetischen Phasen ist. 3 veranschaulicht schematisch das Metallgefüge des Nanozusammensetzungsmagneten. Wie in 3 gezeigt, sind die feinen weichmagnetischen Phasen gemäß der vorliegenden Erfindung an der Korngrenze von relativ großen R2Fe14B-Phasen verteilt. Obwohl die R2Fe14B-Phase eine relativ große durchschnittliche Korngröße hat, haben die weichmagnetischen Phasen eine ausreichend geringe durchschnittliche Korngröße, weil der Kristallwachstum davon minimiert worden ist. Demzufolge sind diese Bestandteilphasen magnetisch miteinander durch Austauschinteraktionen verbunden und die Magnetisierungsrichtungen der weichmagnetischen Phasen sind durch die hartmagnetische Phase eingeschränkt. Demzufolge kann die Legierung als Ganze exzellente Genauigkeit in ihre Entmagnetisierungskurve aufweisen.
  • In dem oben beschriebenen Herstellungsverfahren werden Boride auf einfache Weise produziert. Es wird angenommen, dass die Ursache wie folgt ist. Wenn eine schnell erstarrte Legierung, hauptsächlich bestehend aus der R2Fe14B-Phase, aus einem Legierungsmaterial mit einer Zusammensetzung erzeugt wird, bei welcher R weniger als ungefähr 10 Atom-% ist und Q (d.h. B und/oder C) ungefähr 10 Atom-% überschreitet, dann sollten die in der erstarrten Legierung existierenden amorphen Phasen eine übermäßige Menge an Bor aufweisen. Wenn die Legierung erwärmt und kristallisiert wird, wird somit dieser Bor an anderen Elementen einfach haften und somit im Überfluss Kerne bilden und wachsen. Wenn jedoch dieser Bor, enthaltend in den amorphen Phasen vor der Wärmebehandlung, an anderen Elementen haftet und Verbindungen mit niedriger Magnetisierung erzeugt, dann wird die Legierung als Ganze verringerte Magnetisierung aufweisen.
  • Die gegenwärtigen Erfinder haben durch Experimente entdeckt und bestätigt, dass nur wenn Ti hinzugefügt wurde, die Magnetisierung nicht verringert wurde, sondern eher erhöht wurde, anders als bei jedem anderen metallischem Additivelement, wie beispielsweise V, Cr, Mn, Nb oder Mo. Außerdem verbessert das Additiv Ti die Genauigkeit der Entmagnetisierungskurve viel besser als irgendeines der oben zitierten Elemente. Demzufolge glauben die gegenwärtigen Erfinder, dass Ti eine entscheidende Rolle bei der Minimierung der Produktion von Boriden mit niedriger Magnetisierung spielt. Insbesondere wenn relativ geringe Mengen an B und Ti enthalten sind, werden eisenbasierende Boride mit ferromagnetischen Eigenschaften auf einfache Art und Weise, während die Legierung wärmebehandelt wird, wachsen. In diesem Fall würde in den amorphen Phasen enthaltender Bor in die eisenbasierenden Boride absorbiert werden. Aus diesem Grund verringern die amorphen Phasen, die sogar in der Legierung verbleiben, die erwärmt und kristallisiert wurde, ihren Volumenanteil, aber die ferromagnetische kristalline Phase erhöht ihren Volumenanteil statt dessen, wodurch die Remanenz Br erhöht wird.
  • Nachfolgend wird dieser Gesichtspunkt in Bezug auf 4 weiterhin diskutiert.
  • 4 veranschaulicht schematisch wie drei Typen von schnell erstarrten Legierungen mit jeweils einer Zusammensetzung enthaltend Additive Ti, einer Zusammensetzung enthaltend V oder Cr als ein alternatives Additiv und einer Zusammensetzung enthaltend Nb, Mo oder W als ein weiteres alternatives Additiv, ihr Mikrogefüge während des Kristallisierungsprozesses davon ändern. Wo Ti hinzugefügt ist, ist das Kornwachstum der weichmagnetischen Phasen in einem Temperaturbereich, der die Temperatur überschreitet, bei welcher die α-Fe-Phase schnell wächst, minimiert. Als ein Ergebnis können exzellente hartmagnetische Eigenschaften beibehalten werden. Im Gegensatz, wo irgendeines der anderen Metallelemente (z.B. Nb, V, Cr etc.) hinzugefügt ist, schreitet der Kornwachstum der jeweiligen Bestandsphasen bemerkenswert fort und die Austauschinteraktionen zwischen diesen Phasen wird in dem relativ hohen Temperaturbereich, in welchem die α-Fe-Phase schnell wächst, schwächer. Als ein Ergebnis haben die resultierenden Entmagnetisierungskurven eine verringerte Genauigkeit.
  • Zuerst wird die Situation beschrieben, wenn Nb, Mo oder W hinzugefügt ist. In diesem Fall, wenn die Legierung in einem relativ niedrigen Temperaturbereich, wo keine α-Fe-Phase ausfällt, wärmebehandelt wird, können gute hartmagnetische Eigenschaften, enthaltend eine hervorragende Genauigkeit der Entmagnetisierungskurve, erzielt werden. In einer Legierung, die bei solch einer niedrigen Temperatur wärmebehandelt wurde, würden jedoch R2Fe14B-Phase mikrokristalline Phasen in den amorphen Phasen dispergiert werden und die Legierung hat nicht die Nanozusammensetzungsmagnet-Struktur und würde nicht eine hohe Magnetisierung aufweisen. Auch wenn die Legierung bei einer noch höheren Temperatur wärmebehandelt werden würde, dann bildet die α-Fe-Phase Kerne und wächst aus den amorphen Phasen heraus. Anders als bei der Situation wo Ti hinzugefügt ist, wächst die α-Fe-Phase schnell und erhöht ihre Korngröße übermäßig. Als ein Ergebnis werden die Austausch-Interaktionen zwischen den Bestandsphasen schwächer und die Genauigkeit der Entmagnetisierungskurve wird signifikant schlechter.
  • Andererseits, wenn Ti hinzugefügt ist, kann ein Nanokompositgefüge, enthaltend mikrokristalline R2Fe14B-, eisenbasierende Borid-, α-Fe- und amorphe Phasen, durch Wärme behandlung der Legierung erhalten werden und die jeweiligen Bestandsphasen sind fein und einheitlich dispergiert. Die Hinzufügung von Ti minimiert auch das Kornwachstum der α-Fe-Phase.
  • Wenn V oder Cr hinzugefügt sind, wird jedes dieser additiven Metallelemente antiferromagnetisch mit Fe verbunden, um eine Festlösung zu formen, wodurch die Magnetisierung signifikant verringert wird. Die Additive V oder Cr können auch das wärmebehandlungsinduzierte Kornwachstum nicht ausreichend minimieren und verschlechtert die Genauigkeit der Entmagnetisierungskurve.
  • Demzufolge kann die Kornvergröberung der α-Fe-Phase auf geeignete Art und Weise minimiert werden und die eisenbasierenden Boride mit ferromagnetischen Eigenschaften erhalten werden, nur wenn Ti hinzugefügt wird. Außerdem spielen Ti, und auch B und C, eine wichtige rolle als ein Element, das die Kristallisation von Fe Ausgangskristallen (d.h. γ-Fe, die zu α-Fe transformiert werden) während des schnellen Abkühlungsprozesses verzögert und begünstigt somit die Produktion der super-abgekühlten Flüssigkeit. Demzufolge kann eine schnell erstarrte Legierung, in welcher die α-Fe-Phase nicht zu sehr ausgefällt worden ist und die mikrokristallinen R2Fe14B und amorphen Phasen gleichzeitig existieren, erhalten werden, auch wenn die Schmelze der Ti enthaltenden Legierung bei einer relativ geringen Abkühlrate von ungefähr 102 °C/Sek. bis ungefähr 105 °C/Sek. schnell abgekühlt und erstarrt wird. Dies trägt sehr zu der Kostenreduktion der Nanozusammensetzungsmagneten bei, weil dies bedeutet, dass ein Streifengussverfahren, das für Massenproduktion besonders geeignet ist, als ein schnelles Abkühlverfahren eingesetzt werden kann.
  • Das Streifengussverfahren ist ein sehr produktives und kosteneffektives Verfahren zum Erhalt einer schnell erstarrten Legierung (oder erstarrten Legierung) durch schnelles Abkühlen einer Schmelze eines Legierungsmaterials. Der Grund ist, dass bei dem Streifengussverfahren die Fließgeschwindigkeit der Schmelze nicht durch Nutzung einer Düse oder Ausflussöffnung kontrolliert werden muss, sondern die Schmelze kann direkt aus der Gießwanne auf eine Kühlwalze gegossen werden. Um die Schmelze einer R-Fe-B Seltenerdlegierung in einem Abkühlratenbereich, der sogar für das Streifengussverfahren anwendbar ist, zu amorphisieren, sollte normalerweise B (Bor) bei 10 Atom-% oder mehr hinzugefügt werden. Im Stand der Technik werden jedoch, wenn B zu sehr hinzugefügt worden ist, nicht nur die amorphen Phasen, sondern auch eine α-Fe-Phase und/oder eine weichmagnetische R2Fe23B3-Phase bevorzugt wachsen, um übermäßig große Korngrößen aufzuweisen, wenn die schnell erstarrte Legierung wärmebehandelt wird. Dann kann keine einheitliche mikrokristalline Struktur erhalten werden. Als ein Ergebnis verringert sich das Volumenverhältnis der ferromagnetischen Phasen, die Magnetisierung nimmt ab und das Volumenverhältnis der R2Fe14B-Phase nimmt ebenfalls ab. Demzufolge verschlechtert sich die Koerzivität spürbar. Wenn jedoch Ti wie bei den bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung hinzugefügt worden ist, dann wird das übermäßige Kornwachstum der α-Fe-Phase wie oben beschrieben minimiert. Als ein Ergebnis erhöht sich die Magnetisierung mehr als erwartet.
  • Es sollte beachtet werden, dass eine schnell erstarrte Legierung, enthaltend die R2Fe14B-Phase bei einem hohen Volumenanteil, die resultierenden magnetischen Eigenschaften einfacher verbessern könnte, als eine erstarrte Legierung enthaltend die amorphen Phasen bei einem hohen Volumenanteil. Demzufolge ist das Volumenverhältnis der R2Fe14B-Phase zu der gesamten erstarrten Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung ungefähr 60 Vol.-% oder mehr, wobei der Wert durch Mössbauer Spektroskopie erhalten wurde.
  • Bevorzugte Zusammensetzung
  • Ein Nanozusammensetzungsmagnet gemäß der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung hat vorzugsweise eine Zusammensetzung repräsentiert durch die allgemeine Formel: (Fe1-mTm)100-x-y-z-nQxRyTizMn, wobei T wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Co und Ni ist, Q wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus B und C ist, R wenigstens ein Seltenerdelement ist, das immer wenigstens eines von Nd und Pr enthält und wahlweise Dy und/oder Tb enthält und M wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb ist. Die Stoffmengenanteile x, y, z, m und n erfüllen vorzugsweise jeweils die Ungleichheiten von 10 Atom-% < x ≦ 20 Atom-%, 6 Atom-% ≦ y < 10 Atom-%, 0,5 Atom-% ≦ z ≦ 12 Atom-%, 0 ≦ m ≦ 0,5 und 0 Atom-% ≦ n ≦ 10 Atom-%.
  • Q ist entweder B (Bor) allein oder eine Kombination von B und C (Kohlenstoff). Der Stoffmengenanteil von C zu Q ist vorzugsweise ungefähr 0,5 oder weniger.
  • Wenn der Stoffmengenanteil x von Q ungefähr 10 Atom-% oder weniger ist und wenn die schnelle Abkühlrate so niedrig wie ungefähr 102 °C/Sek. bis ungefähr 105 °C/Sek. ist, dann kann HcJ weniger als ungefähr 700 kA/m sein, auch wenn die resultierende schnell erstarrte Legierung wärmebehandelt wird. In diesem Fall wird es schwierig einen Nanozusammensetzungsmagneten mit exzellenten magnetischen Eigenschaften durch ein Schmelzspinn- oder Streifengussverfahren herzustellen. Außerdem kann das Streifengussverfahren, welches eines der kosteneffektivsten Verfahren unter den Schnellabkühlungsverfahren ist, in diesem Fall nicht eingesetzt werden und der Preis des resultierenden Magneten steigt somit unbeabsichtigt. Wenn andererseits der Stoffmengenanteil x von Q ungefähr 20 Atom-% überschreitet, erhöht sich der Volumenanteil der amorphen Phasen, die sogar in der Legierung verbleiben, die erwärmt und kristallisiert wurde. Der Anteil der α-Fe-Phase, welche eine höhere Sättigungsmagnetisierung als irgendeine andere Bestandsphase hat, wird verringert und die Remanenz Br nimmt ab. In Anbetracht dieser Überlegungen ist der Stoffmengenanteil x von Q vorzugsweise größer als ungefähr 10 Atom-%, aber ungefähr 20 Atom-% oder weniger, besonders bevorzugt größer als ungefähr 10 Atom-%, aber ungefähr 17 Atom-% oder weniger. Besonders bevorzugt ist x größer als ungefähr 10 Atom-%, aber 14 Atom-% oder weniger, weil die eisenbasierende Boridphase effizient Kerne bilden kann und Br in diesem Bereich erhöht werden kann.
  • Es sollte beachtet werden, dass wenn 15 Atom-% < x ≦ 20 Atom-%, bei dem die amorphen Phasen noch effizienter erzeugt werden, dann wird vorzugsweise das Verhältnis 3,0 Atom-% < z < 12 Atom-% erfüllt.
  • Das (Atom) Verhältnis p von C zu B und C ist vorzugsweise ungefähr 0 bis ungefähr 0,50. Der Grund ist wie folgt. Wenn Q im Wesentlichen aus B allein besteht, dann wird eine nicht-magnetische TiB2-Phase ausgefällt, um die resultierenden magnetischen Eigenschaften zu verschlechtern oder die Viskosität der geschmolzenen Legierung kann übermäßig erhöht werden, wodurch es schwierig wird, das Legierungsmaterial unter den erwünschten Bedingungen schnell abzuschrecken. Um die von dem Additiv C erwarteten Effekte erzielen zu können, sollte das C-Verhältnis p vorzugsweise wenigstens ungefähr 0,01 sein. Der Grund ist folgender. Wenn p viel kleiner als ungefähr 0,01 ist, dann sind fast keine erwarteten Effekte erzielbar, auch wenn C hinzugefügt wird. Andererseits wenn p viel größer als ungefähr 0,5 ist, dann erhöht sich der Volumenanteil der produzierten α-Fe-Phase zu sehr, um somit bei der Herstellung der R2Fe14B-Phase einzugrei fen und Verschlechterung der resultierenden magnetischen Eigenschaften zu verursachen. Die untere Grenze des Verhältnisses p ist vorzugsweise ungefähr 0,02, während die obere Grenze davon vorzugsweise ungefähr 0,40 ist. Besonders bevorzugt ist das Verhältnis p ungefähr 0,08 bis ungefähr 0,25.
  • R enthält vorzugsweise Pr oder Nd als ein wesentliches Element, ein Teil von diesem kann mit Dy und/oder Tb ersetzt werden. Vorzugsweise enthält R im Wesentlichen kein La und im Wesentlichen kein Ce, weil das Vorhandensein von La oder Ce die Koerzivität und die Genauigkeit der Entmagnetisierungskurve verringert. Es besteht jedoch kein Problem der Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften, wenn sehr niedrige Mengen (d.h. ungefähr 0,5 Atom-% oder weniger) von La und Ce als unvermeidbare Verunreinigungen enthalten sind. Deshalb bedeutet der Begriff „im Wesentlichen kein La (Ce)" oder „im Wesentlichen Ausschließen von La (Ce)", dass der Anteil an La (Ce) ungefähr 0,5 Atom-% oder weniger ist.
  • Wenn der Stoffmengenanteil y von R weniger als ungefähr 6 Atom-% ist, dann werden die Verbundphasen mit der mikrokristallinen R2Fe14B-Struktur, welche zum Ausdrücken der hartmagnetischen Eigenschaften beitragen, nicht ausreichend kristallisiert und eine Koerzivität HcJ von wenigstens ungefähr 480 kA/m kann nicht erzielt werden. Wenn der Stoffmengenanteil y von R andererseits gleich oder größer als ungefähr 10 Atom-% ist, dann verringern sich die Anteile der eisen-basierenden Boride und α-Fe mit ferromagnetischen Eigenschaften. In diesem Fall verringert sich auch die Antikorrosivität und Oxidationsbeständigkeit des Nanozusammensetzungsmagnet-Pulvers. Aus diesen Gründen ist der Stoffmengenanteil y des Seltenerdelementes R vorzugsweise ungefähr 6 Atom-% bis weniger als ungefähr 10 Atom-% (z.B. ungefähr 7 Atom-% bis ungefähr 9,5 Atom-%), besonders bevorzugt ungefähr 7,0 Atom-% bis ungefähr 9,3 Atom-% und insbesondere ungefähr 8,0 Atom-% bis ungefähr 9,0 Atom-%.
  • Um die oben beschriebenen Effekte zu erzielen, ist Ti unentbehrlich. Das Additiv Ti erhöht die Koerzivität HcJ, die Remanenz Br und das maximale Energieprodukt (BH)max und verbessert die Genauigkeit der Entmagnetisierungskurve.
  • Wenn der Stoffmengenanteil z von Ti weniger als ungefähr 0,5 Atom-% ist, dann werden die oben beschriebenen Effekte nicht vollständig erzielt, auch wenn Ti hinzugefügt ist. Nichtsdestotrotz, wenn der Stoffmengenanteil z von Ti ungefähr 12 Atom-% überschrei tet, dann ist die Kernbildung der nichtmagnetischen TiB2-Phase bemerkenswerte. Da außerdem der Volumenanteil der amorphen Phasen, die sogar in der Legierung verbleiben, die erwärmt und kristallisiert wurde, sich erhöht, nimmt die Remanenz Br wahrscheinlich ab. In Anbetracht dieser Bedingungen ist der Stoffmengenanteil z von Ti vorzugsweise ungefähr 0,5 Atom-% bis ungefähr 12 Atom-%. Die untere Grenze eines bevorzugteren z Bereichs ist ungefähr 1,0 Atom-% und die obere Grenze davon ist ungefähr 8,0 Atom-%. Die obere Grenze eines besonders bevorzugten Bereichs von z ist ungefähr 6,0 Atom-%.
  • Je höher der insgesamte Stoffmengenanteil x von B und/oder C, je wahrscheinlicher werden die amorphen Phasen, enthaltend einen übermäßigen Anteil an Q (z.B. Bor) geformt. Aus diesem Grund ist der Stoffmengenanteil z von Ti vorzugsweise relativ hoch. Ti hat eine große Neigung für B und wird an den Korngrenzen der hart-magnetischen Phasen kondensiert. Wenn jedoch das Verhältnis des Ti Stoffmengenanteils z zu dem B Stoffmengenanteil x zu hoch ist, dann wird Ti an der Korngrenze nicht mehr vorhanden sein, sondern wird in der R2Fe14B-Verbindung enthaltend sein, um somit wahrscheinlich die Magnetisierung zu verringern. Nichtsdestotrotz, wenn das z/x Verhältnis zu gering ist, dann werden die B-reichen amorphen Phasen mit niedriger Magnetisierung im Überfluss erzeugt. Die gegenwärtigen Erfinder haben durch Versuche bestätigt, dass die Stoffmengenanteile x und z vorzugsweise kontrolliert werden, um die Ungleichung von 0,05 ≦ z/x ≦ 0,4 zu erfüllen, vorzugsweise die Ungleichung 0,1 ≦ z/x ≦ 0,35 zu erfüllen und besonders bevorzugt die Ungleichung 0,13 ≦ z/x ≦ 0,3 zu erfüllen.
  • Der Rest des Legierungsmaterials, anders als die Elemente B, C, R und Ti, kann Fe allein sein. Alternativ kann wenigstens ein Übergangselement T, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni, mit einem Teil von Fe ersetzt werden, weil die erwünschten hartmagnetischen Eigenschaften auch in diesem Fall erzielbar sind. Wenn jedoch mehr als ungefähr 50% an Fe mit T (d.h. m > 0,5) ersetzt wird, dann kann eine hohe Remanenz Br von wenigstens ungefähr 0,7 T nicht erzielt werden. Aus diesem Grund ist der Anteil an ersetzten Fe vorzugsweise von ungefähr 0% bis ungefähr 50% (d.h. 0 ≦ m ≦ 0,5). Durch Ersetzen von Co für einen Teil an Fe verbessern sich die hartmagnetischen Eigenschaften, wie beispielsweise HcJ und Br und die Curie Temperatur der R2Fe14B-Phase wird erhöht, wodurch somit die Wärmebeständigkeit der Legierung erhöht wird. Der Anteil an Fe, der mit Co vorzugsweise ersetzt wird, ist ungefähr 0,5% bis ungefähr 40%.
  • Das Legierungsmaterial kann auch, als ein Additiv M, wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb bei einem geringen Volumenanteil enthalten. Die magnetischen Eigenschaften werden nicht verschlechtert, solange der Stoffmengenanteil n des Elements/der Elemente ungefähr 10 Atom-% oder weniger ist. Der Stoffmengenanteil n ist jedoch vorzugsweise ungefähr 2 Atom-% oder weniger.
  • Nachfolgend werden bevorzugte Ausführungsformen eines Verfahrens zum Herstellen eines Nanozusammensetzungsmagneten (oder eines Legierungsmaterials für einen Nanozusammensetzungsmagneten) gemäß der vorliegenden Erfindung, bei welchem ein Schmelzspinnverfahren oder Streifengussverfahren (d.h. beispielhafte Walzverfahren) ausgeführt werden, beschrieben.
  • Schmelz-Abschreckvorrichtung
  • Bei dieser bevorzugten Ausführungsform wird eine schnell erstarrte Legierung durch Nutzung einer Schmelz-Abschreckvorrichtung, wie die in 5A und 5B gezeigt, bereitgestellt. Der Legierungsbereitstellungsprozess wird innerhalb einer Inert-Atmosphäre durchgeführt, um zu verhindern, dass die schnell erstarrte Legierung, welche ein Seltenerdelement R und Fe enthält, welche einfach zu oxidieren sind, davon abzuhalten zu oxidieren. Das Inert-Gas kann entweder ein Edelgas wie beispielsweise Helium oder Argon, oder Stickstoff sein. Das Edelgas Helium oder Argon wird statt Stickstoff bevorzugt, weil Stickstoff relativ einfach mit dem Seltenerdelement R reagiert.
  • Die in 5A gezeigte Vorrichtung enthält Legierungsmaterial Schmelz und Abschreck-Kammern 1 und 2, in welchen ein Vakuum oder eine Inert-Atmosphäre bei einem regulierbaren Druck erzeugt wird. Insbesondere veranschaulicht 5A eine Gesamtanordnung der Vorrichtung, während 5B einen Abschnitt der Vorrichtung bei einem größeren Maßstab veranschaulicht.
  • Wie in 5A gezeigt, enthält die Schmelzkammer 1 einen Schmelztiegel 3, einen Behälter 4 mit einer Gießdüse 5 am Boden und eine luftdichte Zufuhr 8 für gemischtes Material. Ein Legierungsmaterial 20, welches gemischt worden ist, um eine erwünschte Legierungsmaterial-Zusammensetzung aufzuweisen und von der Zufuhr 8 zugeführt wird, wird in dem Schmelztiegel 3 bei einer erhöhten Temperatur geschmolzen. Eine Schmelze 21 des Legierungsmaterials 20 wird in den Behälter 4 gegossen, welcher mit einer Wärmeeinheit (nicht dargestellt) zum Beibehalten der Temperatur der davon gegossenen Schmelze bei einem vorbestimmten Niveau.
  • Die Abschreck-Kammer 2 enthält eine drehbare Kühlwalze 7 zum schnellen Abkühlen und Erstarren der Schmelze 21, welche durch die Gießdüse 5 gesickert ist.
  • Bei dieser Vorrichtung ist die Atmosphäre und der Druck innerhalb der Schmelz- und Abschreck-Kammern 1 und 2 innerhalb vorbestimmten Bereichen kontrollierbar. Für diesen Zweck sind Atmosphärengas-Einlassöffnungen 1b, 2b und 8b und Auslassöffnungen 1a, 2a und 8a an geeigneten Positionen der Vorrichtung bereitgestellt. Insbesondere ist die Gasauslassöffnung 2a mit einer Pumpe zum Kontrollieren des absoluten Drucks innerhalb der Abschreck-Kammer 2, innerhalb eines Bereichs von ungefähr 30 kPa bis ungefähr atmosphärischen Druck verbunden.
  • Der Schmelztiegel 3 kann einen erwünschten Neigungswinkel zum Gießen der Schmelze 21 durch einen Trichter 6 in den Behälter 4 definieren. Die Schmelze 21 wird in dem Behälter 4 durch die Wärmeeinheit (nicht dargestellt) erwärmt.
  • Die Gießdüse 5 des Behälters 4 ist in der Grenzwandung zwischen den Schmelz- und Abschreckkammern 1 und 2 positioniert, um die Schmelze 21 in dem Behälter 4 auf die Oberfläche der Kühlwalze 7 zu tröpfeln, welche unter der Düse 5 angeordnet ist. Der Auslass-Durchmesser der Düse 5 kann beispielsweise ungefähr 0,5 mm bis ungefähr 2,0 mm sein. Wenn die Viskosität der Schmelze 21 hoch ist, dann kann die Schmelze 21 nicht durch die Düse 5 auf einfache Art und Weise fließen. Bei dieser bevorzugten Ausführungsform ist der Druck innerhalb der Abschreckkammer 2 jedoch niedriger gehalten, als der Druck innerhalb der Schmelzkammer 1. Demzufolge wird ein geeigneter Druckunterschied zwischen den Schmelz- und Abschreckkammern 1 und 2 eingestellt und die Schmelze 21 kann gleichmäßig gegossen werden.
  • Um eine gute Wärmeleitfähigkeit zu erzielen, kann die Kühlwalze 7 aus einer Al-Legierung, Cu-Legierung, Kohlenstoff Stahl, Messing, W, Mo oder Bronze hergestellt werden. Die Walze ist jedoch vorzugsweise aus Cu, Fe oder eine Legierung enthaltend Cu oder Fe hergestellt, weil solch ein Material eine ausreichende mechanische Festigkeit bei angemessenen Kosten verwirklicht. Wenn die Kühlwalze 7 aus einem anderen Material als Cu oder Fe hergestellt wird, kann die resultierende schnell erstarrte Legierung nicht auf einfache Art und Weise von der Kühlwalze 7 abgeschält werden und könnte sich um die Kühlwalze 7 herum einwickeln. Der Durchmesser der Walze 7 kann beispielsweise ungefähr 300 mm bis ungefähr 500 mm sein. Die Wasserabkühlungsfähigkeit einer Wasserabkühlung, die innerhalb der Walze 7 bereitgestellt ist, wird abhängig von der Umwandlungswärme der Erstarrung und des Volumens der per Zeiteinheit gegossenen Schmelze berechnet und justiert.
  • Die in 5A und 5B gezeigte Vorrichtung kann 10 kg an Legierungsmaterial in beispielsweise 10 bis 20 Minuten schnell erstarren. Die auf diese Art und Weise erstarrte Legierung ist vorzugsweise in Form eines dünnen Streifens (oder Bandes) 22 mit einer Dicke von ungefähr 10 μm bis ungefähr 300 μm und einer Breite von ungefähr 2 mm bis ungefähr 3 mm.
  • Die schnell erstarrte Legierung kann auch durch Nutzung einer Streifengussvorrichtung, wie die in 6 gezeigte, bereitgestellt werden.
  • Die Streifengussvorrichtung wie in 6 gezeigt, ist in einer Kammer angeordnet, innerhalb welcher eine druckverringerte Inert-Atmosphäre erzeugt werden kann. Ähnlich wie die in 5A gezeigte Vorrichtung, enthält die Streifengussvorrichtung vorzugsweise einen Schmelztiegel 31, eine Kühlwalze 37, eine Rutsche (oder Gießwanne) 35 und eine Abstreifgas-Sprüheinheit 39. Zuerst wird ein Legierungsmaterial in dem Schmelztiegel 31 geschmolzen. Als nächstes wird die Schmelze 33 von dem Schmelztiegel 31 abgeflossen und dann durch die Rutsche 35 auf die Kühlwalze 37 geführt, um somit darauf schnell abgekühlt und erstarrt zu werden. Die Schmelze 33, welche auf der Kühlwalze 37 schnell erstarrt worden ist, verlässt dann die Walze 37 als eine Dünnstreifen schnell erstarrte Legierung 38, wenn die Walze 37 sich dreht. Die Abstreifgas-Sprüheinheit 39 ist bereitgestellt, um die schnell erstarrte Dünnstreifen-Legierung 38 auf einfache Weise von der Kühlwalze 37 abzuziehen.
  • Der Schmelztiegel 31 ist derart konstruiert, um die Schmelze 33, angefertigt durch Schmelzen des Legierungsmaterials, auf die Rutsche 35 bei einem im Wesentlichen konstanten Zufuhrgeschwindigkeit zuzuführen. Diese Zufuhrgeschwindigkeit ist durch Neigen des Schmelztiegels 31 bei beispielsweise einem gewünschten Winkel willkürlich kontrollierbar. Bei der bevorzugten Ausführungsform, wie in 6 veranschaulicht, wird die Schmelze 33 direkt von dem Schmelztiegel 31 auf die Rutsche 35 gegossen. Alternativ kann die Schmelze 33 auch auf die Rutsche 35 durch einen Auslauf gegossen werden, welcher zwischen dem Schmelztiegel 31 und der Rutsche 35 bereitgestellt werden kann.
  • Der äußere Umfang der Kühlwalze 37 ist vorzugsweise aus einem Material mit relativ guter Wärmeleitfähigkeit (z.B. Kupfer) geformt. Die Walze 37 hat vorzugsweise einen Durchmesser (2r) von ungefähr 30 cm bis ungefähr 100 cm und eine Breite von ungefähr 15 cm bis ungefähr 100 cm. Die Walze 37 kann bei einer vorbestimmten Geschwindigkeit durch einen Motor (nicht dargestellt) gedreht werden. Durch Kontrollieren dieser Drehgeschwindigkeit, ist die Oberflächengeschwindigkeit der Kühlwalze 37 willkürlich regulierbar. Die durch diese Streifengießvorrichtung erzielbare Abkühlrate ist innerhalb eines Bereichs von beispielsweise ungefähr 1 × 102 °C/Sek. bis ungefähr 1 × 105 °C/Sek. durch Auswählen einer geeigneten Drehgeschwindigkeit für die Kühlwalze 37 kontrollierbar.
  • Die Oberfläche der Rutsche 35, auf welcher die Schmelze 33 geführt wird, bildet einen Neigungswinkel α in Bezug auf die horizontale Ebene X. Der Abstand zwischen dem fernen Ende der Rutsche 35 und der Oberfläche der Kühlwalze 37 ist vorzugsweise innerhalb ungefähr mehrerer Millimeter oder weniger. Die Rutsche 35 ist auch derart angeordnet, dass die das ferne Ende der Rutsche 35 mit der Mitte der Kühlwalze 37 verbindende Linie einen Winkel β (wobei 0 ≦ β ≦ 90 Grad) in Bezug auf die horizontale Ebene X bildet. Der Neigungswinkel α der Rutsche 35 ist vorzugsweise zwischen ungefähr 1 und ungefähr 80 Grad, besonders bevorzugt zwischen ungefähr 5 und ungefähr 60 Grad. Der Winkel β ist vorzugsweise zwischen ungefähr 10 und ungefähr 55 Grad.
  • Nachdem sie auf die Rutsche 35 gegossen worden ist, wird die Schmelze 33 von dem fernen Ende der Rutsche 35 auf die Oberfläche der Kühlwalze 37 im Wesentlichen ohne Aufnahme eines Drucks gegossen, wodurch eine Schmelzschicht 36 darauf gebildet wird.
  • Die Rutsche 35 (beispielsweise aus Keramik hergestellt) kann den Fluss der Schmelze 33 durch Verzögern der Fließgeschwindigkeit der Schmelze 33 auf solch ein Niveau ausrichten, um den Fluss der Schmelze 33 temporär zurückzuhalten, der kontinuierlich von dem Schmelztiegel 31 bei einer vorbestimmten Flussrate zugeführt wird. Dieser Zurückhaltungseffekt kann mit einem Schlackenblech zum selektiven Zurückschlacken des Oberflächenflusses der Schmelze 33, die auf die Rutsche 35 gegossen wurde, verstärkt werden.
  • Durch Nutzung dieser Rutsche 35 kann die Schmelze 33 gegossen werden, um eine in Längsrichtung der Kühlwalze 37 im Wesentlichen konstante Breite aufzuweisen. Wie hierin verwendet, ist „Längsrichtung" der Kühlwalze 37 gleich zu der axialen Richtung der Walze 37 (d.h. die aus dem Papier herauszeigende Richtung). Die gegossene Schmelze 33 kann auch verteilt werden, um somit eine im Wesentlichen einheitliche Dicke aufzuweisen. Wenn die Schmelzführungsfläche der Rutsche 35 ihren Neigungswinkel α justiert, ist die Schmelzzufuhrrate gut kontrollierbar. Aufgrund ihres Eigengewichts fließt die Schmelze 33 entlang der geneigten Führungsfläche der Rutsche 35 nach unten. Demzufolge hat die Schmelze 33 ein kinetisches Momentum, welches im Wesentlichen parallel zu der horizontalen (d.h. X-Achse) Richtung ist. Das heißt, je größer der Neigungswinkel α der Rutsche 35, je höher die Fließgeschwindigkeit der Schmelze 33 und je höher das Momentum davon.
  • Schmelz-Abschreckverfahren
  • Zuerst wird die Schmelze 21 des Legierungsmaterials, welches durch die oben beschriebene allgemeine Formel repräsentiert ist, angefertigt und in dem Behälter 4 der Schmelzkammer 1 wie in 5A gezeigt gelagert. Der Sauerstoffanteil des resultierenden Nanozusammensetzungsmagneten ist sehr von der Atmosphäre in diesem Legierungs-Vorbereitungsprozess abhängig. Demzufolge wird die Atmosphäre innerhalb des Schmelztiegels 3 einmal auf ein hohes Vakuum entleert und dann mit beispielsweise Ar Gas ausgetauscht, um zu verhindern, dass die Schmelze 21 einen übermäßigen Sauerstoffanteil erhält. Bei dem Streifengussverfahren fließt eine Schmelze mit einer hohen Temperatur und hoher chemischen Aktivität entlang der Rutsche wie oben beschrieben. Demzufolge kommt die Schmelze mit dem atmosphärischen Gas innerhalb der Kammer für eine lange Zeit in Kontakt und reagiert einfach mit Sauerstoff oder Stickstoff. Wenn der Nanozusammensetzungsmagnet einen Sauerstoffanteil von ungefähr 200 ppm bis ungefähr 1500 ppm aufweisen darf, dann kann der Schmelztiegel 3 zur Nutzung zum Bereitstellen der geschmolzenen Legierung ein Vakuum von bis zu 10–1 Pa erreichen. Als ein Ergebnis können die Ausrüstungskosten und letztendlich auch die Herstellungskos ten signifikant verringert werden. Auch wenn das Legierungsmaterial durch ein Streifengussverfahren durch Nutzung der Streifengussvorrichtung wie in 6 gezeigt angefertigt wird, sind ähnliche Effekte erzielbar. Es soll beachtet werden, dass zum Reduzieren des Sauerstoffanteils des Nanozusammensetzungsmagneten auf weniger als ungefähr 200 ppm, das höchste Vakuum vorzugsweise nicht mehr als ungefähr 10–2 Pa ist. Als nächstes wird die Schmelze 21 durch die Gießdüse 5 auf die wassergekühlte Kühlwalze 7 abgegossen, um damit in Kontakt zu gelangen und durch die Walze 7 innerhalb einer Niedrigdruck Ar Atmosphäre schnell abgekühlt und erstarrt zu werden. In diesem Fall sollte eine geeignete schnelle Erstarrungsvorgehensweise benutzt werden, die es ermöglicht, die Abkühlrate genau zu kontrollieren.
  • Bei dieser bevorzugten Ausführungsform wird die Schmelze 21 vorzugsweise bei einer Rate von ungefähr 1 × 102 °C/s bis ungefähr 1 × 108 °C/s, vorzugsweise ungefähr 1 × 104 °C/s bis ungefähr 1 × 106 °C/s abgekühlt und erstarrt. Die resultierende Bandlegierung hat vorzugsweise eine Dicke von ungefähr 50 μm bis ungefähr 200 μm und eine Breite von ungefähr 5 mm bis ungefähr 30 mm.
  • Ein Abstand während welchem die Schmelze 21 durch die Kühlwalze 7 abgeschreckt wird, entspricht einem Abstand zwischen einem Zeitpunkt, bei dem die Legierung mit dem äußeren Umfang der rotierenden Abkühlwalze 7 in Kontakt gelangt und einem Zeitpunkt, bei dem die Legierung die Walze 7 verlässt. In der Zwischenzeit wird die Temperatur der Legierung verringert, um eine super-abgekühlte Flüssigkeit zu sein. Danach verlässt die super-abgekühlte Legierung die Walze 7 und bewegt sich innerhalb der Inert-Atmosphäre. Während die Dünnstreifen-Legierung sich bewegt, wird die Wärme der Legierung in das atmosphärische Gas abgegeben.
  • Als ein Ergebnis nimmt die Temperatur der Legierung weiterhin ab. Bei dieser bevorzugten Ausführungsform ist der Druck des atmosphärischen Gases ungefähr 30 kPa bis zu dem atmosphärischem Druck. Die Wärme der Legierung kann somit in das atmosphärische Gas noch wirksamer abgegeben werden und die Nd2Fe14B-Phase kann Kerne bilden und fein und gleichmäßig in der Legierung wachsen. Es wird darauf hingewiesen, dass, sofern keine geeignete menge an Ti zu dem Legierungsmaterial hinzugefügt worden ist, die α-Fe-Phase Kerne bildet und schneller und früher in der schnell erstarrten Legierung wächst, wodurch die resultierenden magnetischen Eigenschaften verschlechtert werden.
  • Bei dieser bevorzugten Ausführungsform ist die Oberflächengeschwindigkeit der Walze 7 derart justiert, um innerhalb des Bereichs von ungefähr 10 m/s bis ungefähr 30 m/s zu liegen und der Druck des atmosphärischen Gases ist auf ungefähr 30 kPa oder mehr zum Verbessern der sekundären Abkühlungseffekte, verursacht durch das atmosphärische Gas, festgelegt. Auf diese Art und Weise wird eine schnell erstarrte Legierung, enthaltend ungefähr 60 Vol.-% oder mehr der R2Fe14B-Phase mit einer durchschnittlichen Korngröße von so gering wie ungefähr 80 nm oder weniger angefertigt.
  • Bei einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wie oben beschrieben, wird ein Schmelzspinnverfahren als ein beispielhafter Schmelz-Abschreckprozess zum Herstellen des Nanozusammensetzungsmagneten der bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung eingesetzt, bei welchem die Fließgeschwindigkeit der auf die Oberfläche der Kühlwalze zuzuführenden geschmolzenen Legierung durch Nutzung der Düse oder Auslassöffnung kontrolliert wird. Bei einer anderen bevorzugten Ausführungsform wie oben beschrieben, wird ein Streifengussverfahren für denselben Zweck durch Nutzung einer Streifengussvorrichtung, enthaltend keine Düse oder Auslassöffnung, wie in 6 gezeigt, durchgeführt. Es können jedoch auch andere unterschiedliche Schmelz-Abschreckverfahren zum Anfertigen des Legierungsmaterial durchgeführt werden. Beispielsweise kann das oben beschriebene Einwalzenverfahren mit einem Zweiwalzenverfahren ersetzt werden, welches ein Paar von Kühlwalzen verwendet. Alternativ kann ein Verdüsungsverfahren, wie beispielsweise ein Gasverdüsungsverfahren benutzt werden. Als eine weitere Alternative kann ein Abkühlungsprozess mit einer Kombination eines Walzverfahrens und eines Verdüsungsverfahrens benutzt werden.
  • Unter diesen Schnellabkühlverfahrensweisen resultiert das Streifengussverfahren in einer relativ niedrigen Abkühlraten, d.h. ungefähr 102 °C/Sek. bis ungefähr 105 °C/Sek. Gemäß dieser bevorzugten Ausführungsform kann eine schnell erstarrte Legierung, der Hauptanteil hat ein Gefüge enthaltend keine anfänglichen Fe Kristalle, auch durch das Streifengussverfahren erhalten werden, indem ein geeignetes Volumen an Ti zu dem Legierungsmaterial hinzugefügt wird. Die Herstellungskosten des Streifengussverfahrens können die Hälfte oder weniger von den eines anderen Schnellabkühlungsverfahrens sein. Demzufolge ist das Streifengussverfahren viel effizienter als das Schmelzspinnverfahren, um eine große Menge an schnell erstarrter Legierung bereitzustellen und ist für Massenproduktion geeignet. Wenn jedoch kein Ti zu dem Legierungsmaterial hinzugefügt wird oder wenn Cr, V, Mn, Mo, Ta und/oder W dazu statt Ti hinzugefügt worden ist/sind, dann wird ein Metallgefüge enthaltend eine Vielzahl von Fe anfänglichen Kristallen erzeugt, sogar bei der schnell erstarrten Legierung angefertigt durch das Streifengussverfahren. Demzufolge kann das erwünschte Metallgefüge nicht erhalten werden.
  • Bei dem Schmelzspinn- oder Streifengussverfahren ist die Dicke der resultierenden Legierung durch Einstellen der Oberflächengeschwindigkeit der Kühlwalze kontrollierbar. Wenn eine Legierung mit einer Dicke von ungefähr 60 μm bis ungefähr 300 μm durch Anpassen der Oberflächengeschwindigkeit der Kühlwalze angefertigt wird, dann hat die Legierung die oben beschriebene nanokristalline Struktur und kann auf einfache Art und Weise in Pulverpartikeln mit unterschiedlichen Orientierungen durch ein Pulverisierungsverfahren aufgeteilt werden. Als ein Ergebnis können Pulverpartikeln mit einer isometrischen Form (d.h. mit einem Höhe-Breiteverhältnis (aspect ratio) nahe zu eins) einfach erzielt werden. Das heißt, die erhaltenen Pulverpartikel werden nicht in eine bestimmte Orientierung ausgedehnt sein, sondern werden eine isometrische (oder eine quasispherische) Form aufweisen. Insbesondere können Pulverpartikeln mit einem Höhe-Breiteverhältnis von ungefähr 0,3 bis ungefähr 1,0 erhalten werden. Wie hierin verwendet, bedeutet „Höhe-Breiteverhältnis" eines Pulverpartikels ein Verhältnis der kleinen Achsgrößen der Partikel zu den großen Achsgrößen davon. Eine Verbindung für einen gebondeten Magneten, hergestellt aus einem Magnetpulver mit solch einem Höhe-Breiteverhältnis, kann exzellente Formbarkeit und Fließbarkeit aufweisen.
  • Wärmebehandlung
  • Bei dieser bevorzugten Ausführungsform wird die schnell erstarrte Legierung innerhalb einer Argon-Atmosphäre wärmebehandelt. Vorzugsweise wird die Legierung bei einer Temperaturanstiegsrate von ungefähr 0,08 °C/s bis ungefähr 20 °C/s erwärmt, bei einer Temperatur von ungefähr 550 °C bis ungefähr 850 °C für ungefähr 30 Sekunden bis ungefähr 20 Minuten beibehalten und dann auf Raumtemperatur abgekühlt. Diese Wärmebehandlung resultiert in Kernbildung und/oder Kornwachstum der metastabilen Phasen in einer verbleibenden amorphen Phase, wodurch eine nanozusammensetzungs-mikrokristalline Struktur gebildet wird. Gemäß dieser bevorzugten Ausführungsform beträgt die mikrokristalline R2Fe14B-Phase schon ungefähr 60 Vol.-% oder mehr der eben gegossenen Legierung, die noch nicht wärmebehandelt wurde. Wenn die Legierung somit wärmebehandelt wird, werden α-Fe und andere kristalline Phasen ihre Größen nicht zu sehr erhöhen und die jeweiligen Bestandsphasen, andere als die R2Fe14B-Phase (d.h. weichenmagnetischen Phasen), werden fein und gleichmäßig dispergiert.
  • Wenn die Wärmebehandlungstemperatur geringer als ungefähr 550 °C ist, dann werden eine Vielzahl von amorphen Phasen sogar nach der Wärmebehandlung verbleiben und die resultierende Koerzivität könnte das erwünschte Niveau, abhängig von den Bedingungen des schnellen Abkühlungsverfahrens, nicht erreichen. Wenn die Wärmebehandlungstemperatur anderseits ungefähr 850 °C überschreitet, wird das Kornwachstum der jeweiligen Bestandsphasen zu sehr fortschreiten, wodurch die Remanenz Br verringert wird und die Genauigkeit der Entmagnetisierungskurve verschlechtert wird. Aus diesen Gründen ist die Wärmebehandlungstemperatur vorzugsweise ungefähr 550 °C bis ungefähr 850 °C, besonders bevorzugt ungefähr 570 °C bis ungefähr 820 °C.
  • Bei dieser bevorzugten Ausführungsform verursacht das atmosphärische Gas die sekundären Abkühlungseffekte, so dass eine ausreichende Menge der R2Fe14B-Phase in der schnell erstarrten Legierung gleichmäßig und fein kristallisiert. Demzufolge kann die erstarrte Legierung an sich ausreichende magnetische Eigenschaften aufweisen, auch wenn die schnell erstarrte Legierung nicht wärmebehandelt wird. Das heißt, die Wärmebehandlung zum Kristallisieren ist nicht ein unverzichtliches Verfahren bei der vorliegenden Erfindung. Um jedoch die magnetischen Eigenschaften weiterhin zu verbessern, wird die Wärmebehandlung vorzugsweise durchgeführt. Zusätzlich können die magnetischen Eigenschaften weiterhin ausreichend verbessert werden, obwohl die Wärmebehandlung bei niedrigeren Temperaturen als bei den konventionellen Verfahren durchgeführt wird.
  • Um zu verhindern, dass die Legierung oxidiert, wird die Wärmebehandlung vorzugsweise innerhalb einer Inert-Atmosphäre durchgeführt. Die Wärmebehandlung kann auch innerhalb eines Vakuums von ungefähr 0,1 kPa oder weniger durchgeführt werden. Durch Definieren der Wärmebehandlungsbedingungen, so dass der resultierende Nanozusammensetzungsmagnet einen Stickstoffanteil von ungefähr 400 ppm oder weniger hat, kann die Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften auf ein in der Praxis vernachlässigbares Niveau minimiert werden, auch wenn die Legierung innerhalb einer Stickstoff-Atmosphäre wärmebehandelt wird. In diesem Fall kann beispielsweise ein Edelgas wie Argon mit einem günstigen Stickstoffgas ersetzt werden.
  • Es sollte beachtet werden, dass wenn Kohlenstoff zu dem Legierungsmaterial hinzugefügt ist, die Oxidationsbeständigkeit des Magnetpulvers weiterhin erhöht werden kann. Wenn eine ausreichende Menge an C zu dem Legierungsmaterial hinzugefügt worden ist, dann kann die schnell erstarrte Legierung in der Luft wärmebehandelt werden.
  • Die noch nicht wärmebehandelte schnell erstarrte Legierung kann metastabile Phasen, wie beispielsweise Fe3B-, Fe23B6- und R2Fe23B3-Phasen zusätzlich zu den R2Fe14B- und amorphen Phasen enthalten. In diesem Fall wird die R2Fe23B3-Phase aufgrund der Wirkung des Additivs Ti verschwunden sein, wenn die Wärmebehandlung abgeschlossen ist. Statt dessen können Kristallkörner eines eisen-basierenden Borids (z.B. Fe23B6) die eine Sättigungsmagnetisierung aufweisen, die gleich oder sogar höher als die der R2Fe14B-Phase ist, oder α-Fe-Phase wachsen.
  • Auch wenn der Nanozusammensetzungsmagnet der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung die weichmagnetischen Phasen wie beispielsweise α-Fe-Phase enthält, kann das Kornwachstum der weichmagnetischen Phasen durch das Additiv Ti minimiert werden und der Magnet hat die erwünschte nanokristalline Struktur. Demzufolge sind die weich- und hart-magnetischen Phasen magnetisch miteinander durch Austausch-Interaktionen gekoppelt und der Magnet kann exzellente magnetische Eigenschaften aufweisen.
  • Nach der Wärmebehandlung muss die R2Fe14B-Phase (d.h. eine hart-magnetische Phase) eine durchschnittliche Kristallkorngröße von weniger als ungefähr 300 nm aufweisen, welche eine einzelne Magnetbereichgröße ist. Die R2Fe14B-Phase hat vorzugsweise eine durchschnittliche Kristallkorngröße von ungefähr 5 nm bis ungefähr 200 nm, besonders bevorzugt ungefähr 20 nm bis ungefähr 150 nm und insbesondere bevorzugt ungefähr 20 nm bis ungefähr 100 nm. Wenn die Borid- und α-Fe-Phasen (d.h. weichmagnetische Phasen) andererseits eine durchschnittliche Kristallkorngröße von mehr als ungefähr 50 nm aufweisen, dann werden die Austausch-Interaktionen zwischen der weich- und hartmagnetischen Phasen geschwächt und somit die Genauigkeit der Entmagnetisierungskurve verschlechtert und (BH)max verringert. Nichtsdestotrotz, wenn die durchschnittliche Kristallkorngröße dieser weichmagnetischen Phasen weniger als ungefähr 1 nm ist, dann kann eine hohe Koerzivität nicht erzielt werden. Aus diesen Gründen haben die weichmagnetischen Phasen, wie beispielsweise die Borid- und α-Fe-Phasen, vorzugsweise eine durchschnittliche Kristallkorngröße von ungefähr 1 nm bis ungefähr 50 nm, vorzugsweise ungefähr 50 nm oder weniger und besonders bevorzugt ungefähr 30 nm oder weniger. Um gute magnetische Eigenschaften zu erzielen, liegen die durchschnittlichen Korngrößen der hart- und weich-magnetischen Phasen vorzugsweise innerhalb der oben beschriebenen Bereiche und die durchschnittliche Korngröße der hartmagnetischen Phasen ist vorzugsweise größer als die der weichmagnetischen Phasen.
  • Es wird darauf hingewiesen, dass der dünne Streifen der schnell erstarrten Legierung bevor er der Wärmebehandlung unterworfen wird, grob geschnitten oder pulverisiert werden kann.
  • Nachdem sie wärmebehandelt worden ist, wird die resultierende magnetische Legierung zum Erhalt eines Magnetpulvers fein pulverisiert. Dann können die unterschiedlichen Typen von gebondeten Magneten aus diesem Pulver durch Durchführen bekannter Verfahrensschritte an diesem Pulver erzeugt werden. Beim Herstellen eines gebondeten Magneten wird das Magnetpulver der eisen-basierenden Seltenerdlegierung mit einem Epoxy oder Nylonharzbindemittel gemischt und dann in eine gewünschte Form geformt. Zu diesem Zeitpunkt kann ein Magnetpulver von jedem anderen Typ (z.B. ein Sm-Fe-N Magnetpulver oder Hartferrit-Magnetpulver) mit dem Nanozusammensetzungsmagnetpulver gemischt werden.
  • Durch Verwendung des resultierenden gebondeten Magneten können Motoren, Aktuatoren und andere rotierende Maschinen und unterschiedliche Vorrichtungen hergestellt werden.
  • Wenn das Magnetpulver der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung benutzt wird, um einen spritzgegossenen gebondeten Magneten herzustellen, wird das Pulver vorzugsweise pulverisiert, um eine durchschnittliche Partikelgröße von ungefähr 200 μm oder weniger, vorzugsweise ungefähr 30 μm bis ungefähr 150 μm zu erhalten. Wenn das Magnetpulver der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung andererseits benutzt wird, um einen verdichteten gebondeten Magneten herzustellen, wird das Pulver vorzugsweise auf eine durchschnittliche Partikelgröße von ungefähr 300 μm oder weniger, besonders bevorzugt ungefähr 30 μm bis ungefähr 250 μm und insbesondere bevorzugt ungefähr 50 μm bis ungefähr 200 μm mit einer zweigipfeligen Größenverteilung pulverisiert.
  • Es soll beachtet werden, dass wenn das erhaltene Pulver einer Oberflächenbehandlung (z.B. Kopplungsbehandlung, Umkehrbeschichten oder Galvanisieren) unterworfen wird, dann kann das zur Herstellung eines gebondeten Magneten benutzte Pulver eine erhöhte Formbarkeit aufweisen, unabhängig davon wie das Pulver geformt worden ist. Zusätzlich kann der resultierende gebondete Magnet eine erhöhte Antikorrosivität und Wärmebeständigkeit aufweisen. Nachdem ein gebondeter Magnet durch Umformen des Pulvers in eine gewünschte Form geformt worden ist, kann die Oberfläche des Magneten alternativ auch behandelt werden, beispielsweise mit einem Kunststoff bedeckt oder umkehrbeschichtet oder galvanisiert werden. Der Grund ist, dass die Antikorrosivität und Wärmebeständigkeit des gebondeten Magneten ebenfalls mit der gleichen Größe wie das oberflächenbehandelte Pulver erhöht werden kann.
  • Beispiele
  • Beispiele 1 bis 7
  • Ein Material, welches gemischt worden ist, um eine Legierungszusammensetzung enthaltend ungefähr 8,5 Atom-% an Nd, ungefähr 11,5 Atom-% an B, ungefähr 0,5 Atom-% an C, ungefähr 2,5 Atom-% an Ti und den Rest Fe und mit einem Gewicht von ungefähr 5 kg zu erhalten, wurde in einen Schmelztiegel eingeführt und dann innerhalb einer Ar Atmosphäre mit einem bei ungefähr 50 kPa beibehaltenen Druck induktionserwärmt, wodurch ein Legierungsmaterial erhalten wurde. In diesem Fall wurde der Sauerstoff-Teildruck innerhalb der Schmelzkammer der Induktionswärmeeinheit geändert, um sieben Typen von Legierungsmaterialien mit unterschiedlichen Sauerstoffanteilen anzufertigen. Nanozusammensetzungsmagneten mit den jeweiligen Sauerstoffanteilen wie in Tabelle 1 angegeben wurden als Beispiele 1 bis 7 aus diesen Legierungsmaterialien erhalten.
  • Eine schnell erstarrte Legierung wurde aus jedem der Legierungsmaterialien durch ein Streifengussverfahren erzeugt. Insbesondere wurde der Schmelztiegel gekippt, um die Schmelze des Legierungsmaterials auf eine Kupferkühlwalze, die einen Durchmesser von ungefähr 250 mm aufweist und bei einer Oberflächengeschwindigkeit von ungefähr 15 m/s rotiert, durch eine Rutsche zu fördern, wodurch das Legierungsmaterial schnell abgekühlt und erstarrt wird. In diesem Verfahrensschritt wurde die Schmelzzufuhrrate auf ungefähr 2 kg/min durch Ändern des Neigungswinkels des Schmelztiegels kontrolliert. Die resultierende schnell erstarrte Legierung hatte eine durchschnittliche Dicke von ungefähr 80 μm mit einer Standardabweichung σ von ungefähr 10 μm.
  • Danach wurde die durch diese Art und Weise erhaltene streifengegossene Legierung auf eine Größe von ungefähr 850 μm oder weniger pulverisiert und wurde dann bei einer Rate von ungefähr 20 g/min in einen Förderbandofen (hoop belt furnace), der bei einer Geschwindigkeit von ungefähr 100 mm/min betrieben wird, innerhalb einer Argon-Atmosphäre, die eine bei ungefähr 700 °C beibehaltene Temperatur aufweist, eingeführt. Auf diese Art und Weise wurde das Pulver zum Erhalt eines Magnetpulvers wärmebehandelt.
  • Die Phasenbestandteile des Magnetpulvers wurden durch eine XRD-Pulveranalyse identifiziert. Als ein Ergebnis hat sich herausgestellt, dass das Magnetpulver ein Nanozusammensetzungsmagnet-Pulver enthaltend eine Nd2Fe14B-Phase und eine Fe23B6-Phase ist. Die magnetischen Eigenschaften des Magnetpulvers, welche bei Raumtemperatur mit einem Probenrüttelmagnetometer gemessen wurden, sind auch in Tabelle 1 angegeben. Jedes der Nanozusammensetzungsmagnetpulver hat einen Stickstoffanteil von ungefähr 20 ppm oder weniger.
  • In sämtlichen der nachfolgenden spezifischen Beispielen der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung und Vergleichsbeispielen wurde der Sauerstoffanteil jedes Nanozusammensetzungsmagneten an einem Magnetpulver gemessen, welches gerade durch Pulverisieren der schnell erstarrten Legierung erhalten wurde, während der Stickstoffanteil davon an einem Magnetpulver gemessen wurde, das wärmebehandelt wurde. Die gegenwärtigen Erfinder haben durch Experimente bestätigt, dass die Sauerstoffanteile der Magnetpulver bevor und nach dem Wärmebehandlungsprozess im Wesentlichen unverändert sind. Die Sauerstoff- und Stickstoffanteile der Nanozusammensetzungsmagneten wurden mit EMGA-550 hergestellt durch Horiba, Ltd. gemessen.
  • Vergleichsbeispiele 1 bis 3
  • Ein Material, welches gemischt worden ist, um eine Legierungszusammensetzung enthaltend ungefähr 8,5 Atom-% an Nd, ungefähr 11,5 Atom-% an B, ungefähr 0,5 Atom-% an C, ungefähr 2,5 Atom-% an Ti und der Rest Fe und ein Gewicht von ungefähr 5 kg aufzuweisen, wurde in einen Schmelztiegel eingeführt und dann innerhalb einer Ar Atmosphäre in einem bei ungefähr 50 kPa beibehaltenen Druck induktionserwärmt, wodurch ein Legierungsmaterial erhalten wurde. In diesem Fall wurde der Sauerstoffteildruck innerhalb der Schmelzkammer wie in den oben beschriebenen Beispielen 1 bis 7 geändert, um drei Typen von Legierungsmaterialien mit unterschiedlichen Sauerstoffanteilen anzufertigen. Nanozusammensetzungsmagneten mit den jeweiligen in Tabelle 1 gezeigten Sauerstoffanteilen wurden als Vergleichsbeispiele 1 bis 3 aus diesen Legierungsmaterialien erhalten.
  • Eine schnell erstarrte Legierung wurde aus jedem der Legierungsmaterialien durch ein Streifengussverfahren erzeugt. Insbesondere wurde der Schmelztiegel gekippt, um die Schmelze des Legierungsmaterials auf eine Kupferkühlwalze, die einen Durchmesser von ungefähr 250 mm aufweist und bei einer Oberflächengeschwindigkeit von ungefähr 15 m/s rotiert, durch eine Rutsche zu fördern, wodurch das Legierungsmaterial schnell abgekühlt und erstarrt wird. In diesem Verfahrensschritt wurde die Schmelzzufuhrrate auf ungefähr 2 kg/min durch Ändern des Neigungswinkels des Schmelztiegels kontrolliert. Die resultierende schnell erstarrte Legierung hatte eine durchschnittliche Dicke von ungefähr 80 μm mit einer Standardabweichung σ von ungefähr 10 μm.
  • Danach wurde die durch diese Art und Weise erhaltene streifengegossene Legierung auf eine Größe von ungefähr 850 μm oder weniger pulverisiert und wurde dann bei einer Rate von ungefähr 20 g/min in einen Förderbandofen, der bei einer Geschwindigkeit von ungefähr 100 mm/min betrieben wird, innerhalb einer Argon-Atmosphäre, die eine bei ungefähr 700 °C beibehaltene Temperatur aufweist, eingeführt. Auf diese Art und Weise wurde das Pulver zum Erhalt eines Magnetpulvers wärmebehandelt.
  • Die Phasenbestandteile des Magnetpulvers wurden durch eine XRD-Pulveranalyse identifiziert. Als ein Ergebnis hat sich herausgestellt, dass das Magnetpulver ein Nanozusammensetzungsmagnet-Pulver enthaltend eine Nd2Fe14B-Phase und eine Fe23B6-Phase ist. Die magnetischen Eigenschaften des Magnetpulvers, welche bei Raumtemperatur mit einem Probenrüttelmagnetometer gemessen wurden, sind auch in Tabelle 1 angegeben. Jedes der Nanozusammensetzungsmagnet-Pulvers hat einen Stickstoffanteil von ungefähr 20 ppm oder weniger. Jeder der Nanozusammensetzungsmagneten hat wie in den Beispielen der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung wie oben beschrieben einen Stickstoffanteil von ungefähr 20 ppm oder weniger. Tabelle 1
    Figure 00400001
  • Wie aus den in Tabelle 1 gezeigten Ergebnissen erkennbar, weisen die Nanozusammensetzungsmagneten gemäß Beispielen Nr. 1 bis 7, die einen Sauerstoffanteil von weniger als ungefähr 1500 ppm auf Massenbasis aufweisen, hartmagnetische Eigenschaften enthaltend eine Remanenz Br von wenigstens ungefähr 0,7 T und eine Koerzivität HcJ von wenigstens ungefähr 480 kA/m auf, die somit den von unterschiedlichen Typen von rotierenden Maschinen und Aktuatoren erforderlichen Niveau erreichen. Außerdem weisen die Nanozusammensetzungsmagneten der Beispiele Nr. 3 bis 5, die Sauerstoffanteile von ungefähr 200 ppm bis ungefähr 700 ppm aufweisen, magnetische Eigenschaften (z.B. Br) auf, die mit denen der Nanozusammensetzungsmagneten der Beispiele Nr. 1 und 2 mit Sauerstoffanteilen von ungefähr 50 ppm bis ungefähr 100 ppm vergleichbar sind.
  • Beispiele 8 bis 14
  • Ein Material, welches gemischt worden ist, um eine Legierungszusammensetzung enthaltend ungefähr 8,5 Atom-% Nd, ungefähr 11,5 Atom-% an B, ungefähr 0,5 Atom-% an C, ungefähr 2,5 Atom-% an Ti und der Rest Fe zu erhalten und ein Gewicht von ungefähr 5 kg, wurde in einen Schmelztiegel eingeführt und dann innerhalb einer Ar Atmosphäre mit einem bei ungefähr 50 kPa beibehaltenen Druck induktionserwärmt, wodurch ein Legierungsmaterial erhalten wurde.
  • Eine schnell erstarrte Legierung wurde aus jedem der Legierungsmaterialien durch ein Streifengussverfahren erzeugt. Insbesondere wurde der Schmelztiegel gekippt, um die Schmelze des Legierungsmaterials auf eine Kupferkühlwalze, die einen Durchmesser von ungefähr 250 mm aufweist und bei einer Oberflächengeschwindigkeit von ungefähr 15 m/s rotiert, durch eine Rutsche zu fördern, wodurch das Legierungsmaterial schnell abgekühlt und erstarrt wird. In diesem Verfahrensschritt wurde die Schmelzzufuhrrate auf ungefähr 2 kg/min durch Ändern des Neigungswinkels des Schmelztiegels kontrolliert. Die resultierende schnell erstarrte Legierung hatte eine durchschnittliche Dicke von ungefähr 80 μm mit einer Standardabweichung σ von ungefähr 10 μm.
  • Danach wurde die auf diese Art und Weise erhaltene Streifengusslegierung auf eine Größe von ungefähr 850 μm oder weniger pulverisiert und für ungefähr eine Stunde innerhalb eines Vakuum-Erwärmungsofens mit einer Stickstoff-Atmosphäre darin bei ungefähr 700 °C beibehalten. Auf diese Art und Weise wurde ein Magnetpulver erhalten. Bei diesem Verfahrensschritt wurde der Druck des Stickstoffgases innerhalb des Vakuum-Erwärmungsofens geändert, um sieben Typen von Magnetpulvern als Beispiele Nr. 8 bis 14 mit den jeweiligen Stickstoffanteilen wie in Tabelle 2 gezeigt anzufertigen. Die Sauerstoffanteile der Pulver wurden auf ungefähr 700 ppm oder weniger kontrolliert.
  • Die Phasenbestandteile des Magnetpulvers wurden durch eine XRD-Pulveranalyse identifiziert. Als ein Ergebnis hat sich herausgestellt, dass das Magnetpulver ein Nanozusammensetzungsmagnet-Pulver enthaltend eine Nd2Fe14B-Phase und eine Fe23B6-Phase ist. Die magnetischen Eigenschaften des Magnetpulvers, welche bei Raumtemperatur mit einem Probenrüttelmagnetometer gemessen wurden, sind auch in Tabelle 2 angegeben.
  • Vergleichsbeispiele 4 und 5
  • Ein Material, welches gemischt worden ist, um eine Legierungszusammensetzung enthaltend ungefähr 8,5 Atom-% an Nd, ungefähr 11,5 Atom-% an B, ungefähr 0,5 Atom-% an C, ungefähr 2,5 Atom-% an Ti und der Rest Fe zu erhalten und ein Gewicht von ungefähr 5 kg, wurde in einen Schmelztiegel eingeführt und dann innerhalb einer Ar Atmosphäre mit einem bei ungefähr 50 kPa beibehaltenen Druck induktionserwärmt, wodurch ein Legierungsmaterial erhalten wurde.
  • Eine schnell erstarrte Legierung wurde aus jedem der Legierungsmaterialien durch ein Streifengussverfahren erzeugt. Insbesondere wurde der Schmelztiegel gekippt, um die Schmelze des Legierungsmaterials auf eine Kupferkühlwalze, die einen Durchmesser von ungefähr 250 mm aufweist und bei einer Oberflächengeschwindigkeit von ungefähr 15 m/s rotiert, durch eine Rutsche zu fördern, wodurch das Legierungsmaterial schnell abgekühlt und erstarrt wird. In diesem Verfahrensschritt wurde die Schmelzzufuhrrate auf ungefähr 2 kg/min durch Ändern des Neigungswinkels des Schmelztiegels kontrolliert. Die resultierende schnell erstarrte Legierung hatte eine durchschnittliche Dicke von ungefähr 80 μm mit einer Standardabweichung σ von ungefähr 10 μm.
  • Danach wurde die auf diese Art und Weise erhaltene Streifengusslegierung auf eine Größe von ungefähr 850 μm oder weniger pulverisiert und für ungefähr eine Stunde innerhalb eines Vakuum-Erwärmungsofens mit einer Stickstoff-Atmosphäre darin bei ungefähr 700 °C beibehalten. Auf diese Art und Weise wurde ein Magnetpulver erhalten. Bei diesem Verfahrensschritt wurde der Druck des Stickstoffgases innerhalb des Vakuum-Erwärmungsofens geändert, um zwei Typen von Magnetpulvern als Vergleichbeispiele Nr. 4 und 5 mit den jeweiligen Stickstoffanteilen wie in Tabelle 2 gezeigt anzufertigen. Die Sauerstoffanteile der Pulver wurden auf ungefähr 700 ppm oder weniger kontrolliert.
  • Die Phasenbestandteile des Magnetpulvers wurden durch eine XRD-Pulveranalyse identifiziert. Als ein Ergebnis hat sich herausgestellt, dass das Magnetpulver ein Nanozusammensetzungsmagnet-Pulver enthaltend eine Nd2Fe14B-Phase und eine Fe23B6-Phase ist. Die magnetischen Eigenschaften des Magnetpulvers, welche bei Raumtemperatur mit einem Probenrüttelmagnetometer gemessen wurden, sind auch in Tabelle 2 angegeben. Tabelle 2
    Figure 00430001
  • Wie aus den in Tabelle 2 gezeigten Ergebnissen ersichtlich, weisen die Nanozusammensetzungsmagneten der Beispiele Nr. 8 bis 14, die Stickstoffanteile von weniger als 400 ppm aufweisen, hart-magnetische Eigenschaften enthaltend eine Remanenz Br von wenigstens ungefähr 0,8 T und eine Koerzivität HcJ von wenigstens ungefähr 600 kA/m auf. Es ist somit erkennbar, dass sofern der Sauerstoffanteil auf ungefähr 700 ppm oder weniger kontrolliert ist und der Stickstoffanteil auf ungefähr 400 ppm oder weniger durch Kontrollieren der Wärmebehandlungsbedingungen justiert wird, exzellente magnetische Eigenschaften erzielbar sind, sogar wenn eine Wärmebehandlung innerhalb einer Stickstoff-Atmosphäre durchgeführt wird. Auch wenn der Sauerstoffanteil 700 ppm überschreitet, muss der Sauerstoffanteil nur weniger als ungefähr 1500 ppm sein. Der Grund ist, dass die Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften auf ein vernachlässigbares Niveau reduziert werden kann und ein Nanozusammensetzungsmagnet mit ausreichenden magnetischen Eigenschaften immer noch erhalten werden kann, sogar wenn die Wärmebehandlung innerhalb einer Stickstoff-Atmosphäre durchgeführt wird.
  • Wie oben beschrieben, sind durch Kontrollieren der Sauerstoff- und Stickstoffanteile des Nanozusammensetzungsmagneten auf jeweils ungefähr 1500 ppm oder weniger und ungefähr 400 ppm oder weniger exzellente magnetische Eigenschaften, enthaltend eine Remanenz Br von wenigstens ungefähr 0,8 T und eine Koerzivität HcJ von wenigstens ungefähr 550 kA/m, erzielbar. Ein Stickstoffanteil von mehr als ungefähr 400 ppm verschlechtert jedoch nicht nur die magnetischen Eigenschaften signifikant, wenn der Sauerstoffanteil ungefähr 1500 ppm oder weniger ist. Es wird außerdem darauf hingewiesen, dass die Kosten eines Wärmebehandlungsprozesses durch Durchführen der Wärmebehandlung innerhalb einer Stickstoff-Atmosphäre, nicht einer Edelgas-Atmosphäre, vorteilhaft reduziert werden können, ungeachtet der magnetischen Eigenschaften (oder Sauerstoffanteil) des Nanozusammensetzungsmagneten.
  • Industrielle Anwendbarkeit
  • Unterschiedliche bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung wie oben beschrieben stellen einen Nanozusammensetzungsmagneten bereit, der exzellente magnetische Eigenschaften, enthaltend eine hohe Koerzivität HcJ von wenigstens ungefähr 480 kA/m und eine Remanenz Br von wenigstens ungefähr 0,7 T, aufweist.
  • Außerdem minimiert das Additiv Ti bei den bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung die Ausfällung der α-Fe-Phase während des Schmelz-Abschreckverfahrens, sogar wenn eine schnell erstarrte Legierung durch ein Schmelz-Abschreckverfahren bei einer verringerten Abkühlrate angefertigt wird. Deshalb sind ein Streifengussverfahren oder ein Schmelz-Abschreckverfahren, welches zu relativ niedrigen Abkühlraten führt, gleichermaßen zur Massenherstellung geeignet und können eingesetzt werden, wodurch somit die Herstellungskosten vorteilhaft reduziert werden.
  • Außerdem gilt gemäß der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung, dass, auch wenn eine schnell erstarrte Legierung, angefertigt durch ein Schmelz-Abschreckverfahren, innerhalb einer Stickstoff-Atmosphäre wärmebehandelt wird, trotzdem ein Nanozusammensetzungsmagnet mit ausreichenden magnetischen Eigenschaften erhalten werden kann. Die Herstellungskosten für Nanozusammensetzungsmagneten können somit weiterhin verringert werden.

Claims (4)

  1. Ein Nanozusammensetzungsmagnet mit einer Zusammensetzung repräsentiert durch die allgemeine Formel: (Fe1-mTm)100-x-y-z-nQxRyTizMn, wobei T wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Co und Ni ist; Q wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus B und C ist; R wenigstens ein Seltenerdelement ist, welches immer wenigstens eines von Nd und Pr enthält und wahlweise Dy und/oder Tb enthält; und M wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb ist, die Stoffmengenanteile x, y, z, m und n erfüllen jeweils die folgenden Ungleichheiten: 10 Atom% < x ≤ 20 Atom%; 6 Atom% ≤ y < 10 Atom%; 0,5 Atom% ≤ z ≤ 12 Atom%; 0 ≤ m ≤ 0,5; und 0 Atom% ≤ n ≤ 10 Atom%, der Nanozusammensetzungsmagnet: – hat einen Sauerstoffanteil von 20 ppm bis 1500 ppm auf Massenbasis; – hat einen Stickstoffanteil von 10 ppm bis 400 ppm auf Massenbasis; – umfasst wenigstens zwei ferromagnetische kristalline Phasen, enthaltend eine hartmagnetische Phase, umfassend eine R2Fe14B-Phase, und eine weichmagnetische Phase, wobei der Volumenanteil der hartmagnetischen Phase 60 Vol.-% oder mehr ist und die weichmagnetischen Phasen in den Korngrenzen der hartmagnetischen Phasen verteilt sind, und – weist hartmagnetische Eigenschaften, enthaltend eine Remanenz Br von wenigstens 0,7 T und eine Koerzivität HcJ von wenigstens 480 kA/m auf.
  2. Der Nanozusammensetzungsmagnet nach Anspruch 1, wobei die hartmagnetische Phase eine durchschnittliche Korngröße von 5 nm bis 200 nm und die weichmagnetische Phase eine durchschnittliche Korngröße von 1 nm bis 50 nm aufweist.
  3. Der Nanozusammensetzungsmagnet nach einem der Ansprüche 1 oder 2, wobei der Nanozusammensetzungsmagnet einen Sauerstoffanteil von höchstens 700 ppm auf Massenbasis hat.
  4. Der Nanozusammensetzungsmagnet nach Anspruch 1, wobei der Nanozusammensetzungsmagnet hartmagnetische Eigenschaften, enthaltend eine Remanenz Br von wenigstens 0,8 T und eine Koerzivität HcJ von wenigstens 550 kA/m aufweist.
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