DE69824362T2

DE69824362T2 - Magnetisches Oxidmaterial, Ferritteilchen, gesinterter Magnet, Verbundmagnet, magnetischer Aufzeichnungsträger und Motor

Info

Publication number: DE69824362T2
Application number: DE69824362T
Authority: DE
Inventors: Hitoshi Taguchi; Kazumasa Iida; Kiyoyuki Masuzawa; Yoshihiko Minachi
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 1997-02-25
Filing date: 1998-02-25
Publication date: 2005-06-16
Anticipated expiration: 2018-02-26
Also published as: US6139766A; EP0905718B1; EP0905718A1; DE69824362D1; CN1155022C; EP0905718A4; WO1998038654A1; CN1217812A; EP1465214B1; EP1465214A1; HK1020389A1

Description

TECHNISCHES GEBIET
Diese Erfindung betrifft ein Magnetpulver und einen Sintermagnet, die beide Ferrit umfassen, einen Verbundmagnet und ein magnetisches Aufzeichnungsmedium, die beide das Magnetpulver umfassen, ein magnetisches Aufzeichnungsmedium mit einer Dünnfilmmagnetschicht, die eine Ferritphase enthält, und einen Motor, der einen solchen Magnet verwendet.
STAND DER TECHNIK
Permanentmagnetische Oxidmaterialien umfassen hexagonalen Strontium- und Bariumferrit. Gegenwärtig werden hauptsächlich Strontium- oder Bariumferrite des Magnetoplumbit-Typs (M-Typ) verwendet, welche zu Sintermagneten und Verbundmagneten verarbeitet werden.
Unter den magnetischen Eigenschaften sind die Remanenz oder magnetische Restflussdichte (Br) und die intrinsische Koerzivität (HcJ) am wichtigsten.
Die Br eines Magneten wird durch die Dichte, den Orientierungsgrad des Magneten und die Sättigungsmagnetisierung (4πIs), die durch die Kristallstruktur festgelegt ist, bestimmt und durch die Gleichung Br = 4πIs × Orientierungsgrad × Dichteausgedrückt.
Die Strontium- und Bariumferrite des M-Typs weisen einen 4πIs-Wert von etwa 4,65 kG (1 kG = 0,1 T = 0,1 V·s/m², selbiges gilt für die gesamte Beschreibung) auf. Die Dichte und der Orientierungsgrad weisen selbst im Fall von Sintermagneten, welche die höchsten Werte zulassen, Obergrenzen von etwa 98% auf. Deshalb ist der Br-Wert dieser Magneten auf etwa 4,46 kG beschränkt. Im Stand der Technik war es im Wesentlichen unmöglich Br-Werte von 4,5 kG oder höher zu erreichen.
Die Erfinder hatten in der JP-A 115715/1997 gefunden, dass es die Einbeziehung von geeigneten Mengen von La und Zn ermöglicht, 4πIs eines Ferrits vom M-Typ um etwa maximal 200 G zu erhöhen, wodurch ein Br-Wert von wenigstens 4,5 kG erreicht wird. In diesem Fall ist es jedoch schwierig, gleichzeitig einen Br-Wert von wenigstens 4,5 kG und einen HcJ-Wert von wenigstens 3,5 kOe (1 Oe = 79,58 A/m, selbiges gilt für die gesamte Beschreibung) zu erzielen, da sich das nachfolgend beschriebene Anisotropiefeld (H_A) verringert.
HcJ steht im Verhältnis zu dem Produkt (H_A × fc) des Anisotropiefeldes (H_A = 2 K₁/Is) multipliziert mit der Kornfraktion einer einzelnen magnetischen Domäne (fc). Hierin ist K₁ eine Konstante der magnetischen Kristallanisotropie, die wie Os durch die Kristallstruktur festgelegt ist. Beim Barium-Ferrit vom M-Typ ist K₁ = 3,3 × 10⁶ erg/cm³ (1 erg = 10^–7 J, selbiges gilt für die gesamte Beschreibung) und bei dem Strontium-Ferrit vom M-Typ ist K₁ = 3,5 × 10⁶ erg/cm³. Es ist bekannt, dass der Strontium-Ferrit vom M-Typ den höchsten K₁-Wert aufweist, obwohl es schwierig ist, eine weitere Verbesserung von K₁ zu erreichen.
Andererseits kann, wenn die Ferritteilchen einen magnetischen Eindomänenzustand annehmen, ein maximaler HcJ-Wert erwartet werden, da zur Umkehrung der Magnetisierung die Magnetisierung gegen das Anisotropiefeld gedreht werden muss. Damit Ferritteilchen magnetische Eindomänenteilchen sind, muss die Größe der Ferritteilchen auf oder unter den kritischen Durchmesser (dc) verringert werden, der durch die folgende Formel gegeben ist: dc = 2(k·Tc·K1/a)1/2/Is2.
Darin ist k die Boltzmann-Konstante, Tc die Curie-Temperatur und a ist der Abstand zwischen Eisenionen. Da Strontiumferrit vom M-Typ einen dc von etwa 1 μm aufweist, ist es bei der Herstellung von Sintermagneten beispielsweise notwendig, die Kristallkorngröße eines Sinterkörpers auf 1 μm oder weniger einzustellen. Obwohl es im Stand der Technik schwierig war, solch feine Kristallkörner zur Erzielung eines höheren Br-Werts bei gleichzeitiger Erhöhung der Dichte und des Orientierungsgrades zu verwirklichen, schlugen die Erfinder in der JP-A 53064/1994 ein neues Herstellungsverfahren vor und zeigten, dass damit bessere Eigenschaften erhalten werden konnten, die im Stand der Technik nicht gefunden werden. Selbst mit diesem Verfahren kommt der HcJ-Wert jedoch nahe an 4,0 kOe heran, wenn der Br-Wert 4,4 kG ist und es ist schwierig einen hohen HcJ-Wert von wenigstens 4,5 kOe, während zugleich ein hoher Br-Wert von wenigstens 4,4 kG aufrechterhalten wird, zu erhalten.
Um die Kristallkorngröße eines Sinterkörpers auf 1 μm oder weniger einzustellen, sollte die Teilchengröße beim Pressschritt unter Berücksichtigung des Kornwachstums in dem Sinterschritt vorzugsweise auf 0,5 μm oder weniger eingestellt werden. Die Verwendung solch feiner Teilchen führt im Allgemeinen zu einem Produktivitätsabfall, da die Presszeit verlängert wird und während dem Pressen eine verstärkte Rissbildung auftritt. Es ist daher sehr schwierig, einen Kompromiss zwischen einer Verbesserung der Eigenschaften und einer hohen Produktivität zu finden.
Des Weiteren war es im Stand der Technik bekannt, dass die Zugabe von Al₂O₃ und Cr₂O₃ einen hohen HcJ-Wert bewirkt. In diesem Fall bewirken Al³⁺ und Cr³⁺ eine Erhöhung von H_A und eine Beschränkung des Kornwachstums durch den Ersatz von Fe³⁺, die in der Struktur des M-Typs einen „nach oben gerichteten" Spin aufweisen, wodurch ein hoher HcJ-Wert von wenigstens 4,5 kOe erzielt wird. Wenn sich Is jedoch verringert, ist es wahrscheinlich, dass die Sinterdichte ebenfalls verringert ist, was zu einem signifikanten Abfall von Br führt. Deshalb kann für Zusammensetzungen, die einen HcJ-Wert von 4,5 kOe bereitstellen, nur ein Br-Wert von höchstens etwa 4,2 kG erhalten werden.
Mittlerweile weisen herkömmliche, gesinterte Ferritmagnete vom M-Typ eine HcJ-Temperaturabhängigkeit von etwa +13 Oe/°C und einen verhältnismäßig hohen Temperaturkoeffizienten von etwa +0,3 bis 0,5%/°C auf. Dies führt zu einer solchen Demagnetisierungswahrscheinlichkeit, dass HcJ bei tiefen Temperaturen einem starken Abfall unterliegt. Um eine solche Demagnetisierung zu verhindern, muss der HcJ-Wert bei Raumtemperatur beispielsweise einen Wert von etwa 5 kOe annehmen und es ist dann im Wesentlichen unmöglich, gleichzeitig einen hohen Br-Wert zu erhalten. Die HcJ-Temperaturabhängigkeit des Ferritpulvers vom M-Typ, welche besser ist als diejenige von anisotropen Sintermagneten, liegt immer noch im Größenbereich von wenigstens +8 Oe/°C und dessen Temperaturkoeffizient beträgt wenigstens +0,15%/°C, wodurch es schwierig ist, die Temperatureigenschaften weiter zu verbessern.
Die Erfinder schlugen in der JP-A 53064/1994 vor, dass die Temperaturveränderungsrate von HcJ durch Pulverisieren der Ferritteilchen, um dadurch Kristallspannungen einzuführen, verringert werden kann. In diesem Fall wird jedoch auch gleichzeitig der HcJ-Wert der Teilchen verringert. Es ist dann schwierig, gleichzeitig einen hohen HcJ-Wert und ausgezeichnete Temperatureigenschaften von HcJ zu erzielen, selbst wenn ein Strontiumferrit vom M-Typ mit einer Größe im Submikrometerbereich verwendet wird.
Da Ferritmagnete eine gute Beständigkeit gegenüber der Umgebung aufweisen und außerdem preiswert sind, werden sie oft in Motoren und zur Verwendung in verschiedenen Kraftfahrzeugteilen verwendet. Da Kraftfahrzeuge in sehr kalten oder sehr heißen Umgebungen verwendet werden können, ist es erforderlich, dass die Motoren unter solch extremen Bedingungen stabil funktionieren. Herkömmliche Ferritmagnete weisen jedoch das Problem auf, dass, wie zuvor erwähnt, in einer Tieftemperaturumgebung ein erheblicher Abfall der Koerzivität und eine irreversible als „Tieftemperaturdemagnetisierung" bezeichnete Demagnetisierung auftreten kann.
Aus der JP-A-60 063 715 ist ein magnetisches Aufzeichnungsmedium bekannt, das eine magnetische Aufzeichnungsschicht umfasst, die magnetische Feinpulver aus einem hexagonalen Ferrit, der durch eine bestimmte Formel dargestellt ist und einen mittleren Teilchendurchmesser von 0,01 bis 0,3 μm aufweist, beinhaltet, wobei die magnetischen Feinpulver eine C-Achse aufweisen, die in Bezug auf eine Längsrichtung senkrecht ausgerichtet sind. Obwohl die beanspruchten Elemente teilweise dieselben sind, kann der bestimmte beanspruchte Bereich der Elemente M, die Cobalt oder Cobalt und Zink sind, nicht aus dieser Druckschrift hergeleitet werden.
OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
Eine Aufgabe der Erfindung liegt in der Bereitstellung eines Ferritmagneten mit einer hohen Remanenz und Koerzivität, die mit im Stand der Technik bekannten hexagonalen Ferritmagneten nicht zu erreichen sind, durch die Erzeugung eines hexagonalen Ferrits, dessen Sättigungsmagnetisierung wie auch die magnetische Anisotropie hoch sind. Eine andere Aufgabe der Erfindung ist es, einen Ferritmagnet bereitzustellen, der eine hohe Remanenz und Koerzivität wie auch signifikant verbesserte Temperatureigenschaften der Koerzivität aufweist und selbst in einem tiefen Temperaturbereich einem möglichst geringen Abfall der Koerzivität unterliegt. Eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht darin, einen Ferritmagnet mit einer hohen Remanenz und Koerzivität unter Verwendung von verhältnismäßig groben Ferritteilchen mit einer Teilchengröße von mehr als 1 μm bereitzustellen. Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist es, ein magnetisches Aufzeichnungsmedium mit einer hohen Remanenz und Temperaturstabilität bereitzustellen. Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist die Bereitstellung eines Motors mit hoher Wirksamkeit und hohem Drehmoment, dessen Größe und Gewicht verringert werden kann.
Diese und andere Aufgaben werden durch eine der unten als (1) bis (6) definierten Ausführungen erreicht.

(1) Ein magnetisches Oxidmaterial, umfassend eine Primärphase von Ferrit mit einer hexagonalen Struktur und einer A, R, Fe und M enthaltenden Zusammensetzung, worin A wenigstens ein aus der Gruppe bestehend aus Strontium, Barium, Calcium und Blei ausgewähltes Element ist, wobei hauptsächlich Strontium in A enthalten ist, R wenigstens ein aus der Gruppe bestehend aus Bismut und Seltenerdelementen, einschließlich Yttrium, ausgewähltes Element ist, wobei hauptsächlich Lanthan in R enthalten ist, und M Cobalt oder Cobalt und Zink ist, das Gesamtverhältnis der entsprechenden Elemente relativ zu der Menge der gesamten Metallelemente wie folgt ist: A: 3 bis 9 Atom-%, R: 0,5 bis 4 Atom-%, Fe: 86 bis 93 Atom-%, und M: 0,5 bis 3 Atom-%, und worin der Anteil an Cobalt in M wenigstens 10 Atom-% ist.
(2) Ferritteilchen umfassend das magnetische Oxidmaterial nach (1).
(3) Ein Verbundmagnet umfassend die Ferritteilchen nach (2).
(4) Ein Sintermagnet umfassend das magnetische Oxidmaterial nach (1).
(5) Ein Motor umfassend den Sintermagnet nach (4).
(6) Ein magnetisches Aufzeichnungsmedium, umfassend eine Dünnfilmmagnetschicht, die das magnetische Oxidmaterial nach (1) enthält.

FUNKTION UND WIRKUNG
Gemäß der Erfindung wird die Zusammensetzung aus dem hexagonalen Strontiumferrit so angepasst, dass wenigstens Lanthan und Cobalt in optimalen Mengen enthalten sind, wie durch eine der oben beschriebenen Formeln gezeigt. Als Folge davon kann H_A erhöht werden, indem anstelle Is zu verringern Is erhöht und gleichzeitig K₁ erhöht wird, wodurch ein hoher Br-Wert und ein hoher HcJ-Wert erhalten werden. Veranschaulichend bedeutet dies, dass die erfindungsgemäßen Sintermagnete ohne weiteres Eigenschaften annehmen, welche die obigen Formeln (IV) oder (V) bei Raumtemperatur oder mehr als 25°C erfüllen. Für im Stand der Technik bekannte Sintermagnete aus Strontiumferrit wurde über die Erzielung eines Br-Wertes von 4,4 kG und eines HcJ-Wertes von 4,0 kOe berichtet, es waren jedoch keine Magnete erhältlich, die einen HcJ-Wert von wenigstens 4 kOe aufweisen und die obige Formel (IV) erfüllen. Dies ist darauf zurückzuführen, dass eine Erhöhung des HcJ-Wertes zu einer Verringerung des Br-Wertes führt. Wenn Cobalt und Zink gemeinsam zu den erfindungsgemäßen Sintermagneten gegeben werden, wird die Koerzivität, verglichen mit der alleinigen Zugabe von Cobalt, verringert und liegt sogar unter 4 kOe, während sich die Remanenz deutlich verbessert. In diesem Fall werden magnetische Eigenschaften erhalten, welche die obige Formel (V) erfüllen. Im Stand der Technik waren Sintermagnete aus Strontiumferrit, die einen HcJ-Wert von weniger als 4 kOe aufwiesen und die obige Formel (V) erfüllen, nicht verfügbar.
Die erfindungsgemäßen Ferrite weisen eine höhere Anisotropiekonstante (K₁) oder höheres Anisotropiefeld (H_A) als die im Stand der Technik bekannten Ferrite auf. Des Weiteren stellen die erfindungsgemäßen Ferrite einen größeren HcJ- Wert bei gleicher Teilchengröße bereit und ermöglichen eine größere Teilchengröße bei gleichem HcJ-Wert. Beispielsweise können Sinterkörper einen HcJ-Wert von wenigstens 4,5 kOe, wenn diese eine mittlere Teilchengröße von 0,3 bis 1 μm aufweisen, und einen HcJ-Wert von wenigstens 3,5 kOe bereitstellen, selbst wenn diese eine mittlere Teilchengröße von 1 bis 2 μm aufweisen. Folglich kann die Zerkleinerungszeit und die Presszeit verringert und eine verbesserte Produktausbeute ermöglicht werden.
Die Ferrite vom M-Typ der erfindungsgemäßen Zusammensetzung erreichen eine Erhöhung der Sättigungsmagnetisierung (4πIs) von etwa 2% und eine Erhöhung von maximal 10 bis 20% der magnetischen Kristallanisotropiekonstante (K₁) oder des Anisotropiefeldes (H_A). Die genaue Messung der magnetischen Kristallanisotropiekonstante (K₁) oder des Anisotropiefeldes (H_A) ist nicht einfach und es war kein etabliertes Verfahren verfügbar. Beispielhafte Verfahren umfassen ein Verfahren zur computergestützten Berechnung der magnetischen Kristallanisotropiekonstante (K₁, K₂, etc.) durch Messen und Analysieren einer Drehmomentkurve einer anisotropen Probe mittels eines Drehmomentmessers, ein Verfahren zur getrennten Messung von anfänglichen Magnetisierungskurven einer anisotropen Probe in Richtung der leichten Magnetisierung (c-Achse) und in Richtung der schweren Magnetisierung (a-Achse) und Bestimmen des Anisotropiefeldes (H_A) anhand des dazwischen liegenden Kreuzungspunktes, und ein Verfahren zur computergestützten Berechnung mittels des Differentials zweiter Ordnung einer anfänglichen Magnetisierungskurve einer anisotropen Probe in Richtung der schweren Magnetisierung (a-Achse).
Wenn das Anisotropiefeld (H_A) eines erfindungsgemäßen Magneten durch ein Verfahren bestimmt wird, bei dem die anfänglichen Magnetisierungskurven einer anisotropen Probe in Richtung der leichten Magnetisierung (c-Achse) und der Richtung der schweren Magnetisierung (a-Achse) getrennt voneinander gemessen werden und das Anisotropiefeld (H_A) anhand des dazwischen liegenden Kreuzungspunktes bestimmt wird, werden, wie in Tabelle 6 gezeigt, hohe H_A-Werte von wenigstens 19 kOe und maximal sogar mehr als 20 kOe erhalten. Dies ist eine maximale Verbesserung von wenigstens 10% verglichen mit Strontiumferriten aus den im Stand der Technik bekannten Zusammensetzungen.
Stärkere HcJ-Verbesserungen werden insbesondere dann erreicht, wenn die Erfindung auf Sintermagnete angewendet wird, obwohl die erfindungsgemäß hergestellten Ferritteilchen mit Bindemitteln, wie Kunststoffe und Gummi, vermischt werden können, um Verbundmagnete zu bilden.
Die erfindungsgemäßen Ferritteilchen und Sintermagnete weisen eine verringerte HcJ-Temperaturabhängigkeit auf, wobei insbesondere die erfindungsgemäßen Ferritteilchen eine möglichst geringe HcJ-Temperaturabhängigkeit aufweisen. Veranschaulichend bedeutet dies für die erfindungsgemäßen Sintermagnete, dass der Absolutwert des Temperaturkoeffizienten von HcJ zwischen –50°C und 50°C 12 Oe/°C oder weniger (0,25%/°C oder weniger) beträgt und leicht auf 9 Oe/°C oder weniger (0,20%/°C oder weniger) verringert werden kann. Für die erfindungsgemäßen Ferritteilchen beträgt der Absolutwert des HcJ-Temperaturkoeffizienten zwischen –50°C und 50°C 7 Oe/°C oder weniger (0,1%/°C oder weniger) und kann leicht auf 5 Oe/°C oder weniger (0,05%/°C oder weniger) verringert werden, wobei es selbst möglich ist, den Temperaturkoeffizienten auf Null zu verringern. Aufgrund dieser verbesserten Temperatureigenschaften von HcJ werden magnetische Eigenschaften erhalten, welche die obige Formel (VI) bei –25°C erfüllen. Solch hohe magnetische Eigenschaften in einer Tieftemperaturumgebung konnten durch die im Stande der Technik bekannten Strontiumferritmagnete nicht erreicht werden.
Die vorliegende Erfindung umfasst des Weiteren ein schichtartiges magnetisches Aufzeichnungsmedium, das eine magnetische Schicht umfasst, bei der die oben definierten Ferritteilchen in einem Bindemittel dispergiert sind. Die Erfindung umfasst auch ein magnetisches Aufzeichnungsmedium, das eine Dünnfilmmagnetschicht mit derselben hexagonalen Ferritphase vom Magnetoplumbit-Typ wie die oben beschriebenen Magnete umfasst. In jedem Fall wird ein magnetisches Aufzeichnungsmedium mit einem hohen Output und hohem S/N-Verhältnis erhalten, indem die hohe Remanenz der Ferritteilchen oder -phase ausgenutzt wird. Ferner kann auch die Aufzeichnungsdichte erhöht werden, da das magnetische Aufzeichnungsmedium als senkrechtes magnetisches Aufzeichnungsmedium verwendet werden kann. Des Weiteren kann ein magnetisches Aufzeichnungsmedium, das auch temperaturstabil ist, erhalten werden, da der Absolutwert des HcJ-Temperaturkoeffizienten verringert ist.
Bull. Acad. Sci. USSR, Phys. Ser. (Englische Übersetzung), Band 25, (1961), S. 1405–1408 (nachfolgend als Referenz 1 bezeichnet) beschreibt einen durch 3+ 2+ Ba_1–xM³⁺ _xFe_12–xM²⁺ _xO₁₉ dargestellten Bariumferrit.
In diesem Bariumferrit ist M³⁺ La³⁺, Pr³⁺ oder Bi³⁺, und M²⁺ Co²⁺ oder Ni²⁺. Unabhängig davon, ob der Bariumferrit der Referenz 1 in Form eines Pulvers oder eines Sinterkörpers vorliegt, ist er analog zu dem erfindungsgemäßen Strontiumferrit, weil Lanthan und Cobalt enthalten sind. 1 der Referenz 1 zeigt, wie die Sättigungsmagnetisierung des Lanthan und Cobalt enthaltenden Bariumferrits mit einer Änderung von x variiert. Aus 1 ist ersichtlich, dass sich die Sättigungsmagnetisierung mit zunehmendem x verringert. Die Referenz 1 beschreibt auch, dass die Koerzivität mehrfach erhöht ist, gibt jedoch keine numerischen Daten an.
Im Gegensatz dazu erzielt die vorliegende Erfindung durch die Verwendung einer Zusammensetzung, in der optimale Mengen von Lanthan und Cobalt in einem Strontiumferrit-Sintermagnet enthalten sind, eine erhebliche Verbesserung von HcJ und eine geringfügige Erhöhung von Br und erreicht eine erhebliche Verbesserung der HcJ-Temperaturabhängigkeit. Des Weiteren erhöht die vorliegende Erfindung den HcJ-Wert und verringert die HcJ- Temperaturabhängigkeit erheblich, indem optimale Mengen von Lanthan und Cobalt in einem Strontiumferrit-Magnetpulver enthalten sind. Es wurde erstmals von den Erfindern der vorliegenden Erfindung herausgefunden, dass diese Vorteile erhalten werden, wenn Lanthan und Cobalt zusammen zu dem Strontiumferrit gegeben werden.
Das Indian Journal of Pure & Applied Physics, Band 8, Juli 1970, S. 412–415 (nachfolgend als Referenz 2 bezeichnet) beschreibt einen Ferrit der Formel: La³⁺Me²⁺Fe³⁺ ₁₁O₁₉, worin Me²⁺ Cu²⁺, Cd²⁺, Zn²⁺, Ni²⁺, Co²⁺ oder Mg²⁺ ist. Dieser Ferrit stimmt mit den Ferritteilchen und Sintermagneten der vorliegenden Erfindung dahingehend überein, dass Lanthan und Cobalt gleichzeitig enthalten sind. In Referenz 2 ist jedoch die Sättigungsmagnetisierung σs des Ferrits bei Raumtemperatur lediglich 42 cgs-Einheiten und bei 0 K 50 cgs-Einheiten, wenn Me²⁺ Co²⁺ ist. Es ist in Referenz 2 auch beschrieben, dass dieser Ferrit aufgrund der geringen Koerzivität nicht als magnetisches Material verwendet werden kann, obwohl Messwerte hierzu fehlen. Dies ist vermutlich darauf zurückzuführen, dass die Zusammensetzung des in Referenz 2 beschriebenen Ferrits (zu hoher Gehalt an Lanthan und Cobalt) außerhalb des Schutzumfangs der vorliegenden Erfindung liegt.
Die JP-A 100417/1987 (nachfolgend als Referenz 3 bezeichnet) beschreibt gleichachsige Hexaferritpigmente der durch die Formel M_x(I)M_y(II)M_z(IV)Fe_12–(y+z)O₁₉ dargestellten Zusammensetzung, worin M(I) eine Mischung aus Sr, Ba oder Seltenerdmetallen mit einem monovalenten Kation und M(II) Fe(II), Mn, Co, Ni, Cu, Zn, Cd oder Mg, und M(IV) Ti oder dergleichen sind. Die in Referenz 3 beschriebenen Hexaferritpigmente stimmen mit den erfindungsgemäßen Ferritteilchen und Sintermagneten dahingehend überein, dass Seltenerdmetalle und Cobalt gleichzeitig enthalten sind. Die Referenz 3 beschreibt jedoch keine Beispiele, in denen Lanthan und Cobalt gleichzeitig zugegeben werden, und beschreibt nicht, dass die gemeinsame Zugabe dieser Elemente eine Verbesserung sowohl der Sättigungsmagnetisierung als auch der Koerzivität bewirkt. In den Beispielen der Referenz 3, bei denen Cobalt zugegeben wird, wird gleichzeitig Titan als Element M(IV) zugegeben. Da das Element M(IV), insbesondere Titan, ein Element ist, das sowohl die Sättigungsmagnetisierung als auch die Koerzivität verringern kann, ist es offensichtlich, dass die Ausführungsformen und Vorteile der vorliegenden Erfindung aus der Referenz 3 nicht hervorgehen.
Die JP-A 119760/1987 (nachfolgend als Referenz 4 bezeichnet) beschreibt ein magnetooptisches Aufzeichnungsmaterial aus Bariumferrit vom Magnetoplumbit-Typ, das dadurch gekennzeichnet ist, dass Ba teilweise durch La und Fe teilweise durch Co ersetzt ist. Dieser Bariumferrit ist insofern analog zu dem erfindungsgemäßen Strontiumferrit, als Lanthan und Cobalt enthalten sind. Der Ferrit der Referenz 4 ist jedoch ein Material für das „magnetooptische Aufzeichnen" mittels eines Verfahrens, bei dem magnetische Domänen in einer dünnen Magnetschicht zur Aufzeichnung von Information durch Ausnutzung des Wärmeeffektes von Licht beschrieben werden und die Information unter Verwendung des magnetooptischen Effekts ausgelesen wird, und gehört zu einem anderen technischen Gebiet als die erfindungsgemäßen Magnete und „magnetischen Aufzeichnungs"-Materialien. Ferner beschreibt Referenz 4 lediglich die Summenformel (I), worin Ba, La und Co unentbehrlich sind und die Summenformeln (II) und (IV), worin tetravalente oder mehrvalente Metallionen (obschon diese nicht einzeln angegeben sind) zusätzlich beigefügt sind. Im Gegensatz dazu unterscheiden sich die erfindungsgemäßen Ferrite von der Zusammensetzung der Referenz 4, als dass die Erfindung Strontiumferrite betrifft, die hauptsächlich Strontium enthalten, zu denen geeignete Mengen von Lanthan und Cobalt zugegeben werden. Das heißt, wie zuvor in Zusammenhang mit der Referenz 1 beschrieben, dass die erfindungsgemäßen Strontiumferrite zu einer erheblichen Verbesserung von HcJ und einer geringfügigen Erhöhung von Br führen und eine erhebliche Verbesserung der HcJ-Temperaturabhängigkeit erreicht wird, indem die Zusammensetzung aus Strontiumferrit, in der optimale Mengen an Lanthan und Cobalt enthalten sind, verwendet wird. Diese Vorteile wurden erstmals durch die erfindungsgemäße Zusammensetzung, die unterschiedlich zu Referenz 4 ist, erzielt.
Die JP-B 41218/1993 (Referenz 5) beschreibt, dass ein Ferrit-Sinterkörper mit einer hohen Koerzivität hergestellt werden kann, indem CaO, SiO₂, CoO oder Cr₂O₃ und/oder Al₂O₃ zu einem kalzinierten Körper aus einem Barium-, Strontium- oder Bleiferrit vom M-Typ gegeben wird. Seltenerdelemente, wie Lanthan, werden jedoch nicht erwähnt. Die in den Beispielen beschriebenen magnetischen Eigenschaften sind ungenügend. Ein Vergleich zwischen Proben mit gleichem Br-Wert zeigt, dass der HcJ-Wert lediglich um etwa 100 Oe verbessert ist. Dies ist darauf zurückzuführen, dass Seltenerdelemente, wie Lanthan, im Gegensatz zu der vorliegenden Erfindung nicht enthalten sind. Der in Referenz 5 beschriebene Ferrit ist daher offensichtlich unterschiedlich zu dem erfindungsgemäßen Ferrit.
KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist ein Diagramm, das die magnetischen Eigenschaften von Strontiumferrit-Sinterkörpern in Abhängigkeit der Substitution (x, y) von La und Co zeigt.
2 ist ein Diagramm, das die magnetischen Eigenschaften von Strontiumferrit-Sinterkörpern in Abhängigkeit der Substitution (x, y) von La und Co zeigt.
3 ist ein Diagramm, das die magnetischen Eigenschaften von Strontiumferrit-Sinterkörpern in Abhängigkeit der Substitution (x, y) von La und Co zeigt.
4 ist ein Diagramm, das die Curie-Temperatur (Tc) von Strontiumferrit-Sinterkörpern in Abhängigkeit der Substitution (x, y) von La und Co zeigt.
5 ist ein Diagramm, das die magnetischen Eigenschaften von Strontiumferrit-Sinterkörpern in Abhängigkeit der Kalzinier- und Sintertemperaturen zeigt.
6 ist eine Aufnahme, die eine Kornstruktur veranschaulicht und eine SEM-Mikrophotografie eines kalzinierten Strontiumferritkörpers ist.
7 ist eine Aufnahme, die eine Kornstruktur veranschaulicht und eine SEM-Mikrophotografie eines kalzinierten Strontiumferritkörpers ist.
8 ist eine Aufnahme, die eine Kornstruktur veranschaulicht und eine SEM-Mikrophotografie eines kalzinierten Strontiumferritkörpers ist.
9 ist eine Aufnahme, die eine Kornstruktur veranschaulicht und eine SEM-Mikrophotografie eines Querschnitts (parallel zu den Kristallflächen) eines Strontiumferrit-Sinterkörpers ist.
10 ist eine Aufnahme, die eine Kornstruktur veranschaulicht und eine SEM-Mikrophotografie eines Querschnitts (parallel zu den Kristallflächen) eines Strontiumferrit-Sinterkörpers ist.
11 ist eine Aufnahme, die eine Kornstruktur veranschaulicht und eine SEM-Mikrophotografie eines Querschnitts (parallel zu den Kristallflächen) eines Strontiumferrit-Sinterkörpers ist.
12 ist eine Aufnahme, die eine Kornstruktur veranschaulicht und eine SEM-Mikrophotografie eines Querschnitts (parallel zu den Kristallflächen) eines Strontiumferrit-Sinterkörpers ist.
13 ist ein Diagramm, das (BH)max und Br in Abhängigkeit von HcJ für Strontiumferrit-Sinterkörper und Bariumferrit-Sinterkörper zeigt.
14 ist ein Diagramm, das die HcJ-Temperaturabhängigkeit von kalzinierten Strontiumferritkörpern zeigt.
15 ist ein Diagramm, das die HcJ-Temperaturabhängigkeit von Strontiumferrit-Sinterkörpern zeigt.
16 ist eine perspektivische Ansicht eines kubischen Strontiumferrit-Sinterkörpers, der bei der Messung des Anisotropiefeldes (H_A) verwendet wird, wobei die Richtung der Kristallachse gezeigt ist.
17 ist ein Diagramm, das zeigt, wie die magnetischen Eigenschaften von kalzinierten Strontiumferritkörpern durch die Substitution von Co relativ zu der Substitution von La beeinflusst werden.
18 ist ein Diagramm, das zeigt, wie die magnetischen Eigenschaften von Strontiumferrit-Sinterkörpern durch die Substitution von Co relativ zu der Substitution von La beeinflusst werden.
19 ist ein Diagramm, das zeigt, wie die magnetischen Eigenschaften von Strontiumferrit-Sinterkörpern durch die Substitution von Co relativ zu der Substitution von Zn beeinflusst werden.
20 ist ein Diagramm, das die magnetischen Eigenschaften vergleicht, die mit verschiedenen zugegebenen Mengen von La erzielt wurden, und in dem Br-HcJ-Kurven bei einer Kalziniertemperatur von 1200°C dargestellt sind.
21 ist ein Diagramm, das die magnetischen Eigenschaften vergleicht, die mit unterschiedlichen zugegebenen Mengen von La erzielt wurden, und in dem ps und HcJ bei einer Kalziniertemperatur von 1200°C dargestellt sind.
22 ist ein Diagramm, das die magnetischen Eigenschaften vergleicht, die mit verschiedenen zugegebenen Mengen von La erzielt wurden, und in dem Hk/HcJ und (BH)max bei einer Kalziniertemperatur von 1200°C dargestellt sind.
23 ist ein Diagramm, das die magnetischen Eigenschaften vergleicht, die mit unterschiedlichen zugegebenen Mengen von La erzielt wurden, und in dem Br-HcJ-Kurven bei einer Kalziniertemperatur von 1300°C dargestellt sind.
24 ist ein Diagramm, das die magnetischen Eigenschaften vergleicht, die mit unterschiedlichen zugegebenen Mengen von La erzielt wurden, und in dem HcJ, Hk/HcJ und Br bei einer Kalziniertemperatur von 1300°C dargestellt sind.
25 ist ein Diagramm, das die magnetischen Eigenschaften vergleicht, die mit unterschiedlichen zugegebenen Mengen von La erzielt wurden, und in dem Br und HcJ in Abhängigkeit von x bei einer Kalziniertemperatur von 1300°C dargestellt sind.
26 zeigt grafisch die magnetischen Eigenschaften (σs und HcJ) von kalzinierten Körpern bei einer Kalziniertemperatur von 1250°C.
27 zeigt grafisch die magnetischen Eigenschaften (Br und HcJ) von Sinterkörpern, die durch Brennen der kalzinierten Körper der 26 in Luft für eine Stunde bei 1220°C erhalten wurden.
28 ist ein Diagramm, das den HcJ-Wert von Sinterkörpern, die durch Brennen der kalzinierten Körper der 26 bei einer Sauerstoffkonzentration von 100% erhalten wurden, minus des HcJ-Werts von Sinterkörpern, die durch Brennen bei einer Sauerstoffkonzentration von 20% erhalten wurden, grafisch darstellt.
BESTE AUSFÜHRUNGSFORM DER ERFINDUNG
Das erfindungsgemäße magnetische Oxidmaterial umfasst eine Primärphase von hexagonalem Ferrit, vorzugsweise hexagonalem Ferrit vom Magnetoplumbit-Typ (M-Typ). Es weist eine Zusammensetzung auf, die A, R, Fe und M enthält, worin A wenigstens ein aus der Gruppe bestehend aus Strontium, Barium, Calcium und Blei ausgewähltes Element ist, wobei hauptsächlich Strontium in A enthalten ist, R wenigstens ein aus der Gruppe bestehend aus Bismut und Seltenerdelementen, einschließlich Yttrium, ausgewähltes Element ist, wobei hauptsächlich Lanthan in R enthalten ist, und M Cobalt oder Cobalt und Zink ist, und worin das Gesamtverhältnis der entsprechenden Elemente relativ zu der Menge der gesamten Metallelemente wie folgt ist:
A: 3 bis 9 Atom-%,
R: 0,5 bis 4 Atom-%,
Fe: 86 bis 93 Atom-% und
M: 0,5 bis 3 Atom-%,
und worin der Anteil an Cobalt in M wenigstens 10 Atom-% ist.
In Bezug auf die Elemente ist A wenigstens ein aus der Gruppe bestehend aus Strontium, Barium, Calcium und Blei ausgewähltes Element und enthält hauptsächlich Strontium. Bei einem zu geringen Gehalt an A bildet sich der Ferrit vom M-Typ nicht oder es bilden sich gehäuft nicht magnetische Phasen, wie die α-Fe₂O₃-Form. Bei einem zu hohen Gehalt an A bildet sich der Ferrit vom M-Typ nicht oder es bilden sich gehäuft nicht magnetische Phasen, wie die SrFeO_3–x-Form. Der Anteil von Sr in A beträgt vorzugsweise wenigstens 51 Atom-%, insbesondere wenigstens 70 Atom-% und am meisten bevorzugt 100 Atom-%. Bei zu geringen Anteilen von Sr in A würde es unmöglich werden, sowohl eine Verbesserung der Sättigungsmagnetisierung als auch eine signifikante Verbesserung der Koerzivität zu erreichen.
R ist wenigstens ein aus der Gruppe bestehend aus Bismut und Seltenerdelementen, einschließlich Yttrium, ausgewähltes Element. In R ist hauptsächlich Lanthan enthalten. Ein zu geringer Gehalt an R bildet eine geringere Menge des Mischkristalls von M, wodurch die Vorteile der Erfindung nicht erzielt werden können. Bei zu hohen Gehalten an R bilden sich gehäuft nicht magnetische Heterophasen, wie die Orthoferrit-Form. Der Anteil von La in R beträgt vorzugsweise wenigstens 40 Atom-%, insbesondere wenigstens 70 Atom-%, wobei es zur Verbesserung der Sättigungsmagnetisierung am meisten bevorzugt ist für R nur Lanthan zu verwenden. Dies ist deshalb so, da Lanthan am höchsten ist, wenn die Festkörperlöslichkeitsgrenze in hexagonalem Ferrit vom M-Typ verglichen wird. Demzufolge kann bei zu geringen Anteilen von La in R die Menge des Mischkristalls von R nicht erhöht werden und folglich kann die Menge des Mischkristalls von M ebenfalls nicht erhöht werden, wodurch die Vorteile der Erfindung in Mitleidenschaft gezogen werden. Ferner ist die gleichzeitige Anwesenheit von Bismut vorteilhaft für die Produktivität, da die Kalzinier- und Sintertemperaturen verringert werden können.
Das Element M ist Cobalt oder eine Mischung aus Cobalt und Zink. Mit einem zu geringen Gehalt an M können die Vorteile der Erfindung nicht erzielt werden, während andererseits ein zu hoher Anteil an M Br und HcJ verringert, wodurch die Vorteile der Erfindung nicht erzielt werden können. Der Anteil von Co in M beträgt wenigstens 10 Atom-%, insbesondere wenigstens 20 Atom-%. Zu geringe Anteile von Co würden zu einer ungenügenden Verbesserung der Koerzivität führen.
Die Zusammensetzung des magnetischen Oxidmaterials kann durch eine quantitative Röntgenfluoreszenzanalyse gemessen werden. Die Anwesenheit der Primärphase kann durch Röntgenbeugung bestätigt werden.
Das magnetische Oxidmaterial kann B₂O₃ enthalten. Die Einbeziehung von B₂O₃ bewirkt eine Verringerung der Kalzinier- und Sintertemperaturen und ist daher hinsichtlich der Produktivität vorteilhaft. Der Gehalt an B₂O₃ beträgt vorzugsweise bis zu 0,5 Gew.-%, bezogen auf das magnetische Oxidmaterial. Ein zu hoher Gehalt an B₂O₃ würde zu einer verringerten Sättigungsmagnetisierung führen.
In dem magnetischen Oxidmaterial kann wenigstens ein aus Natrium, Kalium und Rubidium ausgewähltes Element enthalten sein. Deren Gesamtgehalt beträgt vorzugsweise bis zu 3 Gew.-% des gesamten magnetischen Oxidmaterials, wenn die Berechnung von Na₂O, K₂O und Rb₂O ausgeht. Wenn deren Gehalt zu hoch ist, würde sich die Sättigungsmagnetisierung verringern. Wenn M¹ diese Elemente darstellt, ist M¹ beispielsweise in der Form von Sr_1,3–2aR_aM¹ _a–0,3Fe_11,7M_0,3O₁₉ in dem magnetischen Oxidmaterial enthalten.
In diesem Fall liegt a vorzugsweise im Bereich 0,3 < a ≤ 0,5. Zu hohe Werte von a würden zu dem Problem führen, dass die Sättigungsmagnetisierung gering ist und während des Brennens mehr des Elements M¹ verdampft.
Zusätzlich zu diesen Elementen können Fremdbestandteile, beispielsweise Si, Al, Ga, In, Li, Mg, Mn, Ni, Cr, Cu, Ti, Zr, Ge, Sn, V, Nb, Ta, Sb, As, W, Mo etc., in Form von Oxiden enthalten sein, in ungefähren Mengen von bis zu 1 Gew.-% Siliciumoxid, bis zu 5 Gew.-% Aluminiumoxid, bis zu 5 Gew.-% Galliumoxid, bis zu 3 Gew.-% Indiumoxid, bis zu 1 Gew.-% Lithiumoxid, bis zu 3 Gew.-% Magnesiumoxid, bis zu 3 Gew.-% Manganoxid, bis zu 3 Gew.-% Nickeloxid, bis zu 3 Gew.-% Chromoxid, bis zu 3 Gew.-% Kupferoxid, bis zu 3 Gew.-% Titanoxid, bis zu 3 Gew.-% Zirkoniumoxid, bis zu 3 Gew.-% Germaniumoxid, bis zu 3 Gew.-% Zinnoxid, bis zu 3 Gew.-% Vanadiumoxid, bis zu 3 Gew.-% Niobiumoxid, bis zu 3 Gew.-% Tantaloxid, bis zu 3 Gew.-% Antimonoxid, bis zu 3 Gew.-% Arsenoxid, bis zu 3 Gew.-% Wolframoxid, und bis zu 3 Gew.-% Molybdänoxid.
Des Weiteren bestehen die erfindungsgemäßen Ferritteilchen aus dem oben beschriebenen magnetischen Oxidmaterial.
Die erfindungsgemäßen Ferritteilchen, die das magnetische Oxidmaterial umfassen, stellen eine höhere Koerzivität als die im Stand der Technik bekannte Koerzivität bereit, selbst wenn der mittlere Teilchendurchmesser der Primärteilchen mehr als 1 μm beträgt. Der mittlere Teilchendurchmesser der Primärteilchen beträgt vorzugsweise bis zu 2 μm, insbesondere bis zu 1 μm und am meisten bevorzugt 0,1 bis 1 μm. Ein zu großer mittlerer Teilchendurchmesser deutet darauf hin, dass das Magnetpulver ein höherer Anteil von Teilchen mit mehreren Domänen und folglich einen geringeren HcJ-Wert aufweist. Ein zu geringer mittlerer Teilchendurchmesser wäre dem Magnetismus aufgrund der thermischen Störung abträglich und würde die Orientierung während des Kompaktierens in einem Magnetfeld sowie die Kompressibilität negativ beeinflussen.
In einer anderen Ausführungsform stellt die Erfindung Ferritteilchen bereit, die A, R, Fe und M umfassen, worin
A wenigstens ein aus der Gruppe bestehend aus Strontium, Barium, Calcium und Blei ausgewähltes Element ist, wobei hauptsächlich Strontium in A enthalten ist,
R wenigstens ein aus der Gruppe bestehend aus Bismut und Seltenerdelementen, einschließlich Yttrium, ausgewähltes Element ist, wobei hauptsächlich Lanthan in R enthalten ist, und
M Cobalt oder Cobalt und Zink ist,
und worin die Ferritteilchen eine intrinsische Koerzivität (HcJ) und eine Temperaturabhängigkeit der Koerzivität (Oe/°C) aufweisen, welche die Formel (III) erfüllen: HcJ ≤ 5/3 × HcJ – 7/3, worin ΔHcJ den Betrag oder Absolutwert der Temperaturabhängigkeit (Oe/°C) der intrinsischen Koerzivität (HcJ) zwischen –50°C und 50°C darstellt und HcJ in der Einheit kOe ausgedrückt ist. Die Ferritteilchen, die solche Eigenschaften aufweisen, können durch Verwendung des magnetischen Oxidmaterials der oben definierten Zusammensetzung oder durch ein nachfolgend beschriebenes Herstellungsverfahren erhalten werden.
Die Ferritteilchen werden im Allgemeinen zur Bildung von Verbundmagneten durch Binden der Teilchen mit einem Bindemittel verwendet. Als Bindemittel werden üblicherweise NBR-Gummi, chloriertes Polyethylen, Nylon 12 (Polyamidharz) und Nylon 6 (Polyamidharz) verwendet.
Die magnetischen Oxidmaterialien der oben definierten Zusammensetzung weisen üblicherweise eine Curie-Temperatur von 425 bis 460°C auf.
Für die Herstellung von Ferritteilchen stehen verschiedene Verfahren zur Verfügung, umfassend Festphasenreaktionsverfahren, Flüssigphasenverfahren, wie Kopräzipitation und hydrothermale Synthese, Glaspräzipitationsverfahren, Zerstäubungspyrolyseverfahren und Gasphasenverfahren. Unter diesen Verfahren zur Herstellung von Ferritteilchen für Verbundmagnete wird in der Industrie am häufigsten das Festphasenreaktionsverfahren eingesetzt. Ferritteilchen, die in schichtartigen magnetischen Aufzeichnungsmedien verwendet werden, werden hauptsächlich durch das Flüssigphasenverfahren oder das Glaspräzipitationsverfahren hergestellt.
Bei dem Festphasenreaktionsverfahren werden die Ferritteilchen hergestellt, indem ein Eisenoxidpulver und Pulver, welche die Elemente A, R und M enthalten, verwendet werden und eine Mischung dieser Pulver gebrannt (oder kalziniert) wird. In dem kalzinierten Körper agglomerieren Primärteilchen des Ferrits und nehmen einen so genannten „granulären" Zustand an. Deshalb folgt der Kalzinierung oft eine Pulverisierung. Die Pulverisierung kann entweder trocken oder nass sein. Da dadurch Spannungen in die Ferritteilchen eingeführt werden, wodurch die magnetischen Eigenschaften (hauptsächlich HcJ) vermindert werden, folgt der Pulverisierung häufig ein Tempern (Vergüten).
Des Weiteren müssen Ferritteilchen durch mechanische Beanspruchung orientiert werden, wenn Gummimagnete in Plattenform hergestellt werden. Insofern sollte die Form der Ferritteilchen vorzugsweise tafelförmig sein, um einen hohen Orientierungsgrad bereitzustellen.
Wenn die Ferritteilchen durch das Festphasenreaktionsverfahren hergestellt werden, sind die folgenden Punkte wichtig.

(1) Verhinderung der Agglomeration der Ferritteilchen.
(2) Entfernung von Spannungen in den Ferritteilchen.
(3) Vorliegen von tafelförmigen Ferritteilchen, falls diese mechanisch orientiert werden.
(4) Größe der Ferritteilchen liegt in einem geeigneten Bereich.

Um diese Punkte zu erreichen, kann ein Verfahren verwendet werden, bei dem Barium- oder Strontiumchlorid zu einer Mischung aus einem Eisenoxidpulver, einem das Element A enthaltenden Pulver, einem das Element R enthaltenden Pulver und einem das Element M enthaltenden Pulver gegeben, die resultierende Mischung gebrannt (oder kalziniert) und anschließend das zugegebene Chlorid herausgewaschen wird. Ein alternatives Verfahren umfasst das Pulverisieren eines auf herkömmliche Art und Weise kalzinierten Körpers, die Zugabe von Barium- oder Strontiumchlorid dazu, das erneute Brennen (oder Kalzinieren) der Mischung und das anschließende Herauswaschen des Chlorids (siehe JP-B 19046/1980).
Zusätzlich zu den oben beschriebenen Ausgangspulvern können, falls erwünscht, B₂O₃ und andere Verbindungen als Zusatzstoffe oder beiläufige Fremdbestandteile enthalten sein, beispielsweise Verbindungen von Si, Al, Ga, In, Li, Mg, Mn, Ni, Cr, Cu, Ti, Zr, Ge, Sn, V, Nb, Ta, Sb, As, W, Mo, etc.
Die Kalzinierung kann in Luft beispielsweise bei 1000 bis 1350°C für etwa 1 s bis etwa 10 h, insbesondere für etwa 1 s bis etwa 3 h, durchgeführt werden.
Der so kalzinierte Körper weist eine Ferritstruktur auf, die im Wesentlichen dem Magnetoplumbit-Typ entspricht und dessen Primärteilchen vorzugsweise einen mittleren Teilchendurchmesser von bis zu 2 μm, insbesondere bis zu 1 μm, besonders bevorzugt von 0,1 bis 1 μm und am meisten bevorzugt von 0,1 bis 0,5 μm aufweisen. Der mittlere Teilchendurchmesser kann mittels eines Rasterelektronenmikroskops gemessen werden.
Als Nächstes wird der kalzinierte Körper üblicherweise zu einem Pulver aus Ferritteilchen pulverisiert oder zerkleinert. Die Ferritteilchen werden mit verschiedenen Bindemitteln, wie Harze, Metalle und Gummi vermischt und in Gegenwart oder Abwesenheit eines magnetischen Feldes gepresst. Danach wird das gepresste Teil gegebenenfalls ausgehärtet, wodurch ein Verbundmagnet erhalten wird.
Alternativ dazu wird ein schichtartiges magnetisches Aufzeichnungsmedium durch Mischen der Ferritteilchen mit einem Bindemittel zum Erhalt einer Beschichtungszusammensetzung, Auftragen der Beschichtungszusammensetzung auf ein Substrat aus einem Harz oder dergleichen und gegebenenfalls Aushärten der Beschichtung erhalten, wodurch eine Magnetschicht gebildet wird.
Die vorliegende Erfindung stellt des Weiteren einen Sintermagnet bereit, der das oben beschriebene magnetische Oxidmaterial umfasst.
Der Sintermagnet wird durch Kompaktieren der Ferritteilchen hergestellt, die durch die verschiedenen oben im Zuge des Ferritteilchenherstellungsverfahrens und Brennens des Presskörpers beschriebenen Verfahren hergestellt wurden. Obwohl die Verwendung der durch das Festphasenreaktionsverfahren hergestellten Ferritteilchen in der Industrie am häufigsten als Verfahren zur Herstellung von Sintermagneten eingesetzt wird, können auch durch andere Verfahren hergestellte Ferritteilchen verwendet werden. Die Herkunft der Ferritteilchen ist nicht entscheidend.
Da die kalzinierte Masse üblicherweise granulär ist, ist es bevorzugt, zunächst eine Trockengrobzerkleinerung durchzuführen, um die kalzinierte Masse zu pulverisieren oder zu zerkleinern. Die Trockengrobzerkleinerung bewirkt auch das Einführen von Kristallspannungen in die Ferritteilchen, wodurch deren Koerzivität HcB verringert wird. Die Verringerung der Koerzivität verhindert die Agglomeration von Teilchen, wodurch die Dispergierbarkeit verbessert wird. Die Vermeidung der Agglomeration der Teilchen verbessert auch den Orientierungsgrad. Die in die Teilchen eingeführten Kristallspannungen werden in dem nachfolgenden Sinterschritt abgebaut, wodurch die Koerzivität wiedererlangt und ein Permanentmagnet erhalten wird. Man beachte, dass bei der Trockengrobzerkleinerung üblicherweise SiO₂ und CaCO₃, das während dem Brennen zu CaO umgesetzt wird, zugegeben werden. Teile von SiO₂ und CaCO₃ können vor der Kalzinierung zugegeben werden. Der Hauptanteil der Fremdbestandteile und des zugegebenen Si und Ca scheiden sich an Korngrenzen und Dreiphasenbereichen ab, während ein Teil in den Ferritanteil (Primärphase) innerhalb der Teilchen aufgenommen wird. Insbesondere ist es wahrscheinlich, dass Calcium Strontiumstellen belegt.
Nach der Trockengrobzerkleinerung ist es bevorzugt, eine Pulverisieraufschlämmung herzustellen, die Ferritteilchen und Wasser enthält, und die Aufschlämmung einer Nasspulverisierung zu unterziehen.
Nach der Nasspulverisierung wird die Pulverisieraufschlämmung zu einer Pressaufschlämmung konzentriert. Das Aufkonzentrieren kann mittels Zentrifugation oder unter Verwendung einer Filterpresse erfolgen.
Das Pressen kann entweder trocken oder nass sein, obwohl das Nasspressen zur Erhöhung des Orientierungsgrades bevorzugt ist.
In dem Schritt des Nasspressens wird die Pressaufschlämmung in einem Magnetfeld gepresst. Der Pressdruck beträgt etwa 0,1 bis etwa 0,5 Tonnen/cm² und das angelegte Magnetfeld beträgt etwa 5 bis etwa 15 kOe.
Für das Nasspressen kann entweder ein nicht wässriges Dispersionsmedium oder ein wässriges Dispersionsmedium verwendet werden. Das nicht wässrige Dispersionsmedium wird erhalten, indem ein oberflächenaktives Mittel, wie Oleinsäure, zu einem organischen Lösungsmittel, wie Toluol oder Xylol, gegeben wird, wie beispielsweise in der JP-A 53064/1994 beschrieben. Die Verwendung eines solchen Dispersionsmediums ermöglicht es, einen höheren magnetischen Orientierungsgrad von maximal etwa 98% zu erreichen, selbst wenn Ferritteilchen mit einer Größe im Submikrometerbereich, die sonst schwierig zu dispergieren sind, verwendet werden. Andererseits kann das hierin verwendete wässrige Dispersionsmedium durch Zugabe verschiedener oberflächenaktiver Mittel zu Wasser erhalten werden.
Nach dem Pressschritt wird der Presskörper in Luft oder Stickstoff bei einer Temperatur von 100 bis 500°C zur gründlichen Zersetzung des zugegebenen Dispersionsmittels wärmebehandelt. In dem nachfolgenden Sinterschritt wird der Presskörper beispielsweise in Luft bei einer Temperatur von 1150 bis 1270°C, insbesondere bevorzugt bei 1160 bis 1240°C, für etwa 0,5 bis etwa 3 h gesintert, wodurch ein anisotroper Ferrit-Sintermagnet erhalten wird.
Der erfindungsgemäße Sintermagnet weist vorzugsweise einen mittleren Kristallkorndurchmesser von bis zu 2 μm, insbesondere bevorzugt bis zu 1 μm, am meisten bevorzugt bis zu 0,5 bis 1,0 μm, auf. Der erfindungsgemäße Sintermagnet weist eine hohe Koerzivität auf, selbst wenn der mittlere Kristallkorndurchmesser 1 μm übersteigt. Der Kristallkorndurchmesser kann mittels eines Rasterelektronenmikroskops gemessen werden. Der spezifische Widerstand beträgt etwa 10⁰ Ωm oder mehr.
Man beachte, dass der Sintermagnet auch erhalten werden kann, indem der Presskörper mittels einer Zerkleinerungsmaschine oder dergleichen zerkleinert wird, die Bruchstücke mittels eines Siebes klassiert werden, um eine Fraktion von in einem Magnetfeld orientierbaren Körner mit einem mittleren Teilchendurchmesser von etwa 100 bis 700 μm zu sammeln, und die Körner in einem Magnetfeld trockengepresst und anschließend gesintert werden.
Die Erfindung umfasst ein magnetisches Aufzeichnungsmedium mit einer Dünnfilmmagnetschicht. Wie die oben beschriebenen erfindungsgemäßen Ferritteilchen, enthält diese Dünnfilmmagnetschicht ein magnetisches Oxidmaterial mit einer hexagonalen Ferritphase. Der Gehalt an Fremdbestandteilen ist derselbe wie in dem oben beschriebenen magnetischen Oxidmaterial.
Zur Bildung der Dünnfilmmagnetschicht wird in der Regel vorzugsweise Sputtern verwendet. Zum Sputtern können die oben beschriebenen Sintermagnete als Target verwendet werden. Sputtern mit mehreren Targets unter Verwendung von zwei oder mehreren Oxidtargets ist ebenfalls möglich. Nach Bildung der gesputterten dünnen Schicht wird diese manchmal wärmebehandelt, um eine hexagonale Magnetoplumbit-Struktur zu erzeugen.
Wenn das erfindungsgemäße magnetische Oxidmaterial verwendet wird, werden im Allgemeinen die folgenden Vorteile erhalten, wodurch ausgezeichnete Anwendungsprodukte erhalten werden. Insbesondere tragen die eine höhere magnetische Flussdichte erzeugenden Magnete unter der Voraussetzung, dass die Anwendungsprodukte dieselbe Form aufweisen wie herkömmliche Ferritprodukte, dazu bei, das Leistungsvermögen der Produkte zu erhöhen, beispielsweise im Falle von Motoren die Erzielung eines höheren Drehmoments und im Falle von Lautsprechern oder Kopfhörern eine Tonqualität mit verbesserter Linearität infolge eines verstärkten Magnetkreises. Zudem können, wenn die Anwendungsprodukte dieselbe Funktion wie die im Stand der Technik bekannten Produkte haben, die Abmessungen (Dicke) der Magnete verringert werden (dünner), wodurch ein Beitrag zur Verringerung der Größe und des Gewichtes geleistet wird (flacher). Zudem können die Ferritmagnete im Falle von Motoren, die Wickelelektromagnete als Feldmagnete verwenden, die Elektromagnete ersetzen, wodurch diese zur Verringerung des Gewichtes, zur Verkürzung des Herstellungsprozesses und zur Senkung der Kosten beitragen. Aufgrund der verbesserten Temperatureigenschaften der Koerzivität (HcJ) ist es möglich, die Ferritmagnete in Tieftemperaturumgebungen, in denen herkömmliche Ferritmagnete dem Risiko einer Tieftemperaturdemagnetisierung (permanente Demagnetisierung) unterliegen, zu verwenden. Die Zuverlässigkeit der Produkte bei der Verwendung in kalten Gebieten und hochgelegenen Regionen ist deutlich verbessert.
Wie nachfolgend beschrieben gibt es für die Verbundmagnete und Sintermagnete, die unter Verwendung der erfindungsgemäßen magnetischen Oxidmaterialien hergestellt wurden, nach deren Verarbeitung in eine gewünschte Form eine Vielzahl von Anwendungsmöglichkeiten.
Die Magnete werden vorteilhafterweise in Kraftfahrzeugmotoren als Brennstoffpumpen, Fensterhebern, ABS, Autokühlern, Scheibenwischern, Servolenkungen, aktiven Aufhängungen, Anlassern, Türverriegelungen und Spiegeln; in Motoren für Büromaschinen und audiovisuellen Gerätschaften, wie FDD-Spindeln, VCR-Antriebsrollen, rotierenden Aufnahmeköpfen für VCR, VCR-Bandspulen, VCR-Einlegevorrichtungen, Antriebsrollen für VCR-Kameras, rotierenden Aufnahmeköpfen für VCR-Kameras, Zoomobjektiven von VCR-Kameras, Fokussiervorrichtungen von VCR-Kameras, Antriebsrollen von Magnetbandkassetten, CD-, LD- und MD-Antriebsspindeln, CD-, LD- und MD-Einlegevorrichtungen, optischen CD- und LD-Tonabnehmern; in Motoren für Haushaltsgeräte, wie Kompressoren von Klimaanlagen, Kompressoren von Kühlschränken, Elektrowerkzeugen, Ventilatoren, Mikrowellenventilatoren, Rotationsantrieben für die Platten von Mikrowellen, Mixerantrieben, Gebläse von Trocknern, Rasierapparatantrieben und Elektrozahnbürsten; in Motoren für Fabrikautomationseinrichtungen, wie Robotorwellen, Verbindungsantrieben, Robotorantrieben, Werkzeugmaschinen, Tischantrieben und Werkzeugmaschinenriemenantrieben; und in diversen Geräteeinheiten, umfassend Motorradgeneratoren, Lautsprechermagneten, Kopfhörermagneten, Magnetfeldröhren, Magnetfeld erzeugenden Systemen für MRI, CD-ROM-Klemmen, Verteilersensoren, ABS-Sensoren, Brennstoff/Ölstandsensoren und magnetischen Schlössern, verwendet.
BEISPIELE
Beispiel 1 (Sintermagnet: Vergleich hinsichtlich der A-R-Fe-M-Zusammensetzung)
Die hierin verwendeten Ausgangsmaterialien sind wie folgt:
Fe₂O₃-Pulver (Primärteilchendurchmesser 0,3 μm, enthaltend Mn, Cr, Si und Cl als Fremdbestandteile);
SrCO₃-Pulver (Primärteilchendurchmesser 2 μm, enthaltend Ba und Ca als Fremdbestandteile);
eine Mischung aus Co₃O₄- und CoO-Pulvern (Primärteilchendurchmesser 1 bis 5 μm);
La₂O₃-Pulver (Reinheit 99,9%).
Diese Ausgangsmaterialien wurden gemischt, um die vorbestimmte Zusammensetzung zu ergeben. Des Weiteren wurden ein
SiO₂-Pulver (Primärteilchendurchmesser 0,01 μm) und ein
CaCO₃-Pulver (Primärteilchendurchmesser 1 μm)
zu den Ausgangsmaterialien in Mengen von 0,2 Gew.-% bzw. 0,15 Gew.-%, bezogen auf die Ausgangsmaterialien, gegeben. Die erhaltene Mischung wurde in einem Nassattritor während 2 h zerkleinert, getrocknet, gesiebt und in Luft für 3 h bei 1200°C kalziniert, wodurch eine granuläre kalzinierte Masse (Magnetpulver) erhalten wurde.
Zu der durch Kalzinieren bei 1200°C erhaltenen kalzinierten Masse wurden 0,4 Gew.-% des oben beschriebenen SiO₂ und 1,25 Gew.-% des oben beschriebenen CaCO₃ gegeben. Diese Mischung wurde in einer Trockenstabmühle zerkleinert, bis ein spezifischer Oberflächenbereich von 7 m²/g erreicht wurde.
Als Nächstes wurde das kalzinierte Massenpulver unter Verwendung von Xylol als nicht wässriges Lösungsmittel und Oleinsäure als oberflächenaktives Mittel in einer Kugelmühle nasszerkleinert. Die Menge der zugegebenen Oleinsäure betrug 1,3 Gew.-% des kalzinierten Pulvers. Der Anteil des kalzinierten Massenpulvers in der Aufschlämmung betrug 33 Gew.-%. Die Zerkleinerung wurde fortgesetzt, bis ein spezifischer Oberflächenbereich von 8 bis 9 m²/g erreicht wurde.
Die vorangehenden Zerkleinerungsschritte führten Zerkleinerungsspannungen in die kalzinierten Pulver ein, so dass der HcJ-Wert des kalzinierten Pulvers auf 15 bis 60% des HcJ-Werts vor der Zerkleinerung verringert wurde. Von den Zerkleinerungsmaschinen wurde etwas Fe und Cr eingebracht.
Die Zerkleinerungsaufschlämmung wurde mittels eines Zentrifugalabscheiders weiterbehandelt, um den Anteil des kalzinierten Pulvers in der Aufschlämmung auf etwa 85 Gew.-% einzustellen. Während das Lösungsmittel aus der Aufschlämmung entfernt wurde, wurde die Aufschlämmung in einem in einer Längsrichtung angelegten magnetischen Feld von etwa 13 kG zu einem zylindrischen Formteil mit einem Durchmesser von 30 mm und einer Höhe von 15 mm kompaktiert. Der Verdichtungsdruck betrug 0,4 Tonnen/cm². Ein Teil der Aufschlämmung wurde getrocknet und bei 1000°C gebrannt, so dass alle Bestandteile in Oxide überführt waren, bevor die Anteile der Bestandteile durch quantitative Röntgenfluoreszenzanalyse bestimmt wurden. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt.
Tabelle 1 Ergebnisse der quantitativen Röntgenfluoreszenzanalyse
Als Nächstes wurde der Presskörper bei 100 bis 300°C wärmebehandelt, um die Oleinsäure gründlich zu entfernen, und dann durch Erwärmen in Luft mit einem Aufheizausmaß von 5°C/min und Halten bei 1200°C für 1 h gesintert, wodurch ein Sinterprodukt erhalten wurde. Die obere und untere Oberfläche des Sinterprodukts wurden bearbeitet, bevor dieses hinsichtlich 4πIs, der Remanenz (Br), der Koerzivität (HcJ), Ir/Is, Hk/HcJ, des maximalen Energieprodukts ((BH)max) und der Sinterdichte untersucht wurde. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
Tabelle 2 Eigenschaften der Sinterprodukte
Wie aus Tabelle 2 klar ersichtlich, weisen die in den Schutzumfang der Erfindung fallenden als Proben Nr. 11 bis 14 bezeichneten Sinterkerne ausgezeichnete Eigenschaften auf.
Beispiel 2 (Sintermagnet: Vergleich hinsichtlich der R-M-Substitution)
Die hierin verwendeten Ausgangsmaterialien sind wie folgt:
Fe₂O₃-Pulver (Primärteilchendurchmesser 0,3 μm, enthaltend Mn, Cr, Si und Cl als Fremdbestandteile);
SrCO₃-Pulver (Primärteilchendurchmesser 2 μm, enthaltend Ba und Ca als Fremdbestandteile);
eine Mischung aus Co₃O₄- und CoO-Pulvern (Primärteilchendurchmesser 1 bis 5 μm);
La₂O₃-Pulver (Reinheit 99,9%).
Diese Ausgangsmaterialien wurden gemischt, so dass eine Zusammensetzung Sr_1–xLa_xFe_12–yCo_yO₁₉ erhalten wurde. Des Weiteren wurde ein
SiO₂-Pulver (Primärteilchendurchmesser 0,01 μm) und ein
CaCO₃-Pulver (Primärteilchendurchmesser 1 μm)
zu den Ausgangsmaterialien in Mengen von 0,2 Gew.-% bzw. 0,15 Gew.-%, bezogen auf die Ausgangsmaterialien, gegeben. Die erhaltene Mischung wurde in einem Nassattritor für 2 h zerkleinert, getrocknet, gesiebt und in Luft für 3 h bei 1150 bis 1300°C kalziniert, wodurch eine kalzinierte Masse erhalten wurde. Indem dasselbe Verfahren wie in Beispiel 1 verwendet wurde, wurde ein Sinterprodukt hergestellt.
Das Sinterprodukt wurde an seinen oberen und unteren Oberflächen bearbeitet, bevor der Zusammenhang der Remanenz (Br), Koerzivität (HcJ und HcB) und des maximalen Energieprodukts ((BH)max) mit den Substitutionsgraden x und y von La und Co (mit der Maßgabe, dass x = y) untersucht wurde. Die Ergebnisse sind zusammen mit der Sintertemperatur in 1 und 2 gezeigt.
Aus 1 und 2 ist ersichtlich, dass, wenn x und y in den Schutzbereich der Erfindung fallen, eine signifikante Verbesserung der HcJ- oder HcB-Werte erreicht werden kann, indem die Sintertemperatur bei Aufrechterhaltung von hohen magnetischen Eigenschaften in Gestalt von Br ≥ 4,4 kG und (BH)max ≥ 4,6 MGOe optimiert wird. Um diese Tatsache endgültig zu beweisen, zeigt 3 für diejenigen Sinterprodukte, bei denen sowohl die Kalzinier- als auch die Sintertemperaturen 1200°C betrugen, die Beziehung von Br zu HcJ und die Beziehung von (BH)max zu gefundenem HcJ bei unterschiedlichen Werten für x. Für Vergleichszwecke sind in 3 auch die Daten des in der japanischen Patentanmeldung Nr. 145006/1996 beschriebenen Sinterprodukts, als „Vergleichsbeispiel (LaZn-Substitution)" bezeichnet, gezeigt. Das Sinterprodukt dieses Vergleichsbeispiels weist eine durch Sr_0,7La_0,3Fe_11,7Zn_0,3O₁₉ dargestellte Primärphase auf.
Die Sinterprodukte der in 3 gezeigten Beispiele (worin x von 0,1 bis 0,4 ist) wiesen HcJ-Werte von wenigstens 4 kOe und Br-Werte auf, welche die Formel (IV): Br + 1/3 HcJ ≥ 5,75erfüllen.
Im Gegensatz dazu wiesen die in 3 gezeigten Sinterprodukte der Vergleichsbeispiele HcJ-Werte von weniger als 4 kOe und Br-Werte auf, welche die Formel (V): Br + 1/10 HcJ ≥ 4,82nicht erfüllen.
Für diejenigen Sinterprodukte, bei denen die Sintertemperatur 1220°C betrug, zeigt 4 die Beziehung der Curie-Temperatur (Tc) zu den Substitutionsgraden x und y (mit der Maßgabe, dass x = y). Aus 4 ist ersichtlich, dass Tc mit zunehmendem x und y abnimmt.
Beispiel 3 (Sintermagnet: Vergleich der Kalziniertemperatur und der Sintertemperatur)
Es wurden Sinterprodukte wie in Beispiel 1 hergestellt, außer, dass die Ausgangsmaterialien so gemischt wurden, um eine Zusammensetzung Sr_1–xLa_xFe_12–yCo_yO₁₉ zu ergeben, worin x = 0,3 und y = 0,3 und die Kalziniertemperatur und die Sintertemperatur, wie in 5 gezeigt, variiert wurden. Aus 5 ist ersichtlich, dass, um einen hohen Br-Wert und einen hohen HcJ-Wert bereitzustellen, eine Kalziniertemperatur von weniger als 1300°C und eine Sintertemperatur von 1180 bis 1220°C bevorzugt sind. Man beachte, dass, selbst wenn die Kalzinierung bei 1300°C erfolgte, eine Sintertemperatur von 1240°C zu hohen magnetischen Eigenschaften, einschließlich eines Br-Wert von 4,4 kG und eines HcJ-Wert von 4,0 kOe, führte.
Um dieses charakteristische Phänomen zu analysieren, wurden die kalzinierten Produkte und die Sinterprodukte mittels eines Rasterelektronenmikroskops (SEM) hinsichtlich ihrer Gefügestruktur untersucht. 6, 7 und 8 sind SEM-Mikrofotografien von kalzinierten Produkten, die mit einer Kalziniertemperatur (T1) von 1200°C, 1250°C bzw. 1300°C erhalten wurden. Es ist ersichtlich, dass bei dem Kalzinierprodukt, das bei einer Kalziniertemperatur von 1300°C erhalten wurde, grobe Körner mit einem Korndurchmesser von mehr als 10 μm den größten Anteil ausmachen.
Auch die Gefügestruktur der Sinterprodukte wurde mittels SEM untersucht. SEM-Mikrofotografien sind in 9 bis 12 gezeigt. Die verwendeten Kalziniertemperaturen (T1) und Sintertemperaturen (T2) sind wie folgt.
9: T1 = 1200°C, T2 = 1200°C
10: T1 = 1200°C, T2 = 1240°C
11: T1 = 1300°C, T2 = 1200°C
12: T1 = 1300°C, T2 = 1240°C
Diese Aufnahmen zeigen Querschnitte, die parallel zu einer Kristallfläche liegen. Es ist ersichtlich, dass selbst bei den Sinterprodukten mit einem HcJ-Wert von 4,5 kOe oder höher, verhältnismäßig viele Kristallkörner mit einem Korndurchmesser von mehr als 1 μm vorhanden sind. Es ist auch ersichtlich, dass in den mit einer Kalziniertemperatur von 1300°C erhaltenen Sinterprodukten die meisten Kristallkörner einen Korndurchmesser von mehr als 1 μm aufweisen. Dennoch wird trotz eines so großen Kristallkorndurchmessers selbst ein so hoher HcJ-Wert wie maximal etwa 4 kOe erhalten, was anzeigt, dass die vorliegende Erfindung eine Verbesserung der Abhängigkeit von magnetischen Eigenschaften, insbesondere von HcJ, von dem Kristallkorndurchmesser bewirkt.
Das kalzinierte Produkt (x = 0,3, y = 0,3) wies einen mittleren Teilchendurchmesser von bis zu 1 μm auf, wenn die Kalziniertemperatur bis zu 1250°C betrug, während das Sinterprodukt, das durch Sintern des kalzinierten Produkts bei einer Temperatur von bis zu 1220°C erhalten wurde, einen mittleren Kristallkorndurchmesser von bis zu 1,5 μm aufwies. Im Gegensatz dazu wies das kalzinierte Produkt einen mittleren Primärteilchendurchmesser von wenigstens 3 μm auf, wenn die Kalziniertemperatur 1300°C betrug, während das Sinterprodukt, das durch Zerkleinern des kalzinierten Produkts, Pressen und Sintern bei einer Temperatur von bis zu 1220°C erhalten wurde, einen mittleren Kristallkorndurchmesser von bis zu 3 μm aufwies.
Beispiel 4 (Sintermagnet: Vergleich zwischen Sr-Ferritmagneten und Ba-Ferritmagneten
Es wurden kalzinierte Massen wie in Beispiel 1 beschrieben hergestellt, außer, dass die Ausgangsmaterialien so gemischt wurden, um die Zusammensetzung Sr_1–xLa_xFe_12–yCo_yO₁₉ zu ergeben, worin x = y gleich 0,2 oder 0,3 war. Die Kalziniertemperatur betrug 1200°C. Die kalzinierten Produkte wurden gebrannt, wodurch Strontiumferrit-Sintermagnete erhalten wurden. Die Sintertemperatur wurde aus einem Bereich von 1180 bis 1260°C ausgewählt.
Für Vergleichszwecke wurden Bariumferrit-Sintermagnete hergestellt, indem die Ausgangsmaterialien so gemischt wurden, um die Primärphasenzusammensetzung Ba_1–xLa_xFe_12–yCo_yO₁₉ zu ergeben, worin x = y und gleich 0,2 oder 0,3 war, die Kalziniertemperatur auf 1200°C eingestellt und die Sintertemperatur wie bei den Strontiumferritmagneten aus einem Bereich von 1180 bis 1260°C ausgewählt wurde. Die Gefügestrukturen der Sinterprodukte wurden mittels eines Rasterelektronenmikroskops (SEM) untersucht, wobei gefunden wurde, dass Körner des Bariumferrits ein größeres Aspekt-Verhältnis aufwiesen und abgeflacht waren. Für die so erhaltenen Bariumferritmagnete zeigt Tabelle 3 die HcJ-Werte der Magnete, wobei x = 0,3 und y = 0,3, das Verhältnis der Schrumpfungsfaktoren in Richtung der a-Achse (Durchmesser) und in Richtung der c-Achse (Höhe) sowie die Sinterdichte der Magnete, wobei die Sintertemperatur 1220°C betrug. Die Körner neigen allgemein zur Abflachung, wenn das Verhältnis der Schrumpfungsfaktoren (Shh/ShΦ) hoch ist. Das Anisotropiefeld (H_A) des Bariumferrits mit x = 0,3 betrug bei der Messung nach dem Verfahren des Beispiels 7 16,6 kOe.
Tabelle 3 HcJ mit x = 0,3 und y = 0,3, Verhältnis der Schrumpfungsfaktoren in Richtung der c-Achse (h) und in Richtung der a-Achse (Φ) und Sinterdichte
13 zeigt die magnetischen Eigenschaften dieser Sinterprodukte. In 13 sind die magnetischen Eigenschaften mehrerer Sinterprodukte derselben Zusammensetzung jedoch bei verschiedenen Sintertemperaturen gezeigt. Es ist ersichtlich, dass im Falle von Bariumferrit aufgrund des geringen Anisotropiefeldes (H_A) und der Leichtigkeit der Kornabflachung kein hoher HcJ-Wert erreichbar ist. Genauer gesagt ist der HcJ-Wert, wie in 13 gezeigt, maximal etwa 3,5 kOe, wobei dieser Wert sehr ähnlich zu den mit herkömmlichen Strontiumferritmagneten erhältlichen Werten ist.
In 13 weisen die Strontiumferrit-Sinterprodukte (die alle einen HcJ-Wert von wenigstens 4 kOe aufweisen) einen Br-Wert und einen HcJ-Wert auf, der die obige Formel (IV) erfüllt. Im Gegensatz dazu weisen Bariumferrit-Sinterprodukte, (die alle einen HcJ-Wert von weniger als 4 kOe aufweisen) einen Br-Wert und einen HcJ-Wert auf, welche die obige Formel (V) nicht erfüllen.
Beispiel 5 (Ferritteilchen: Temperatureigenschaften von HcJ)
Für die kalzinierten Strontiumferrit-Massen, deren Zusammensetzungen und Kalziniertemperaturen in Tabelle 4 gezeigt sind, wurden I-H Hysterese-Kurven mittels VSM über den in 14 gezeigten Temperaturbereich gemessen. Die HcJ-Temperaturabhängigkeit wurde anhand dieser I-H Hysterese-Kurven bestimmt. 14 zeigt Kurven, welche die HcJ-Temperaturabhängigkeit darstellen. Ausgehend von diesen Ergebnissen wurde der Temperaturkoeffizient von HcJ für den Bereich von –50°C bis +50°C durch lineare Näherung berechnet. Der Temperaturkoeffizient und der Korrelationskoeffizient im Bereich von –50°C bis +50°C ist ebenfalls in Tabelle 4 gezeigt. Man beachte, dass der Temperaturkoeffizient ΔHcJ/HcJ/ΔT in Tabelle 4 eine prozentuale Veränderung von HcJ bei 25°C ist.
Tabelle 4 Temperatureigenschaften von HcJ in Abhängigkeit der Substitution (x, y) von LaCo-substituierten kalzinierten Sr-Ferritprodukten (Sr_1–xLa_xFe_12–yCo_yO₁₉) (zwischen –50°C und +50°C)
Aus Tabelle 4 ist klar ersichtlich, dass der Temperaturkoeffizient von HcJ der kalzinierten Strontiumferritprodukte durch die gleichzeitige Zugabe von Lanthan und Cobalt deutlich verringert wird.
Beispiel 6 (Sintermagnet: Temperatureigenschaften von HcJ und Br)
Es wurden Strontiumferrit-Sinterprodukte mit einer Phasenzusammensetzung, bei der x = y von 0 bis 1 und z = 1 ist, hergestellt. Die Kalzinier- und Sintertemperaturen betrugen jeweils 1200°C. Diese Sinterprodukte wurden zu einem zylindrischen Formteil mit einem Durchmesser von 5 mm und einer Höhe von 6,5 mm (die Richtung der Höhe ist nach der c-Achse ausgerichtet) verarbeitet und wie in Beispiel 5 hinsichtlich der HcJ-Temperaturabhängigkeit untersucht. Die Ergebnisse sind in 15 und Tabelle 5 gezeigt. Die Br- und HcJ-Werte bei 25°C und die Br- und HcJ-Werte bei –25°C sind ebenfalls in Tabelle 5 gezeigt.
Tabelle 5 Temperatureigenschaften von HcJ und Br in Abhängigkeit der Substitution (x, y) von LaCo-substituierten gesinterten Sr-Ferritprodukten (Sr_1–xLa_xFe_12–yCo_yO₁₉) (zwischen –50°C und +50°C)
Aus Tabelle 5 ist ersichtlich, dass die Temperatureigenschaften von HcJ der gesinterten Strontiumferrit-Produkte durch die gleichzeitige Zugabe von Lanthan und Cobalt deutlich verbessert werden.
In Bezug auf die magnetischen Eigenschaften bei 25°C ergeben die Sinterprodukte mit x = 0,3 und y = 0,3 (mit einem HcJ-Wert von mehr als 4 kOe): Br + 1/3 HcJ = 6,07und erfüllen somit die obige Formel (IV), während die Sinterprodukte mit x = 0 und und y = 0 (mit einem HcJ-Wert von weniger als 4 kOe) Br + 1/10 HcJ = 4,78ergeben und folglich die obige Formel (V) nicht erfüllen. In Bezug auf die magnetischen Eigenschaften bei –25°C ergibt das Sinterprodukt mit x = 0,3 Br + 1/3 HcJ = 6,44 und erfüllt somit die obige Formel (VI), während das Sinterprodukt mit x = 0 und und y = 0 lediglich Br + 1/3 HcJ = 5,89ergibt und folglich die obige Formel (VI) nicht erfüllt.
Beispiel 7 (Sintermagnet: Anisotropiefeld)
Es wurden Sinterprodukte wie in Beispiel 1 hergestellt, außer, dass die Ausgangsmaterialien so gemischt wurden, um die Zusammensetzung Sr_1–xLa_xFe_12–yCo_yO₁₉ zu ergeben, worin x und y (x = y) wie in Tabelle 6 gezeigt waren. Aus diesen Sinterprodukten wurden Würfel mit einer Seitenlänge von 12 mm ausgeschnitten. Wie in 16 gezeigt, ist eine Seitenoberfläche des Würfels senkrecht zur c-Achse. In den a- und c-Achsenrichtungen des Würfels wurden die ersten Quadranten der 4πIs-H-Kurven gemessen und das Anisotropiefeld (H_A) wurde anhand deren Kreuzungspunkt bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt. Die Sättigungsmagnetisierung 4πIs und die Dichte von jedem Würfel sind ebenfalls in Tabelle 6 gezeigt.
Tabelle 6 Anisotropiefeld (H_A) in Abhängigkeit der Substitution (x, y) von LaCo-substituierten gesinterten Sr-Ferritprodukten (Sr_1–xLa_xFe_12–yCo_yO₁₉) (Kalziniertemperatur 1200°C und Sintertemperatur 1240°C)
Aus Tabelle 6 ist klar ersichtlich, dass sich sowohl 4πIs als auch H_A erhöhen, wenn x im Bereich von 0,1 bis 0,4 und y im Bereich von 0,1 bis 0,4, die in den Schutzumfang der Erfindung fallen, liegen. In diesem Bereich erhöht sich auch K₁ (= (H_A·Is)/2).
Beispiel 8 (Sintermagnet, Ferritteilchen: La ≠ Co)
Es wurden kalzinierte Produkte und Sinterprodukte wie in Beispiel 1 hergestellt, außer, dass die Ausgangsmaterialien so gemischt wurden, um die Zusammensetzung Sr_0,7La_0,3Fe_11,7(Co_1–vFe_v)_0,3O₁₉ zu ergeben, die Sr_1–xLa_xFe_12–yCo_yO₁₉ entspricht, worin y = 0,3(1 – v) und v = 1 – y/0,3. 17 zeigt, wie die magnetischen Eigenschaften der kalzinierten Produkte mit v und auch mit der Kalziniertemperatur variieren. 18 zeigt, wie die magnetischen Eigenschaften der Sinterprodukte mit v und auch mit den Kalzinier- und Sintertemperaturen variieren.
Wie aus 17 ersichtlich, wurden, wenn die Kalzinierung bei 1200°C und bei 1250°C durchgeführt wurde, Ferritteilchen mit einem hohen HcJ-Wert von wenigstens 6 kOe (maximal 6,6 kOe) erhalten, was im Stand der Technik niemals erreicht wurde.
Man beachte jedoch, dass im Bereich von v > 0,8 für Sr_0,7La_0,3Fe_11,7(Co_1–vFe_v)_0,3O₁₉, das heißt im Bereich von La/Co = x/y > 5 für Sr_1–xLa_xFe_12–yCo_yO₁₉, eine Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften wahrnehmbar wird.
Ferner ist aus 18 ersichtlich, dass im Bereich von v > 0,5 für Sr_0,7La_0,3Fe_11,7(Co_1–vFe_v)_0,3O₁₉, das heißt im Bereich von La/Co = x/y > 5 für Sr_1–xLa_xFe_12–yCo_yO₁₉, eine Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften wahrnehmbar wird.
Beispiel 9 (Sintermagnet: Co + Zn zugegeben)
Es wurden kalzinierte Produkte und Sinterprodukte wie in Beispiel 1 hergestellt, außer, dass die Ausgangsmaterialien so gemischt wurden, um die Zusammensetzung Sr_0,7La_0,3Fe_11,7(Co_1–wZn_w)_0,3O₁₉ zu ergeben.
19 zeigt, wie die magnetischen Eigenschaften der Sinterproduke bei einer Kalziniertemperatur von 1200°C mit w und auch mit der Sintertemperatur variieren.
Aus 19 ist ersichtlich, dass entweder 4πIs oder HcJ selektiv verbessert werden können, indem das Verhältnis von Cobalt zu Zink verändert wird. Es ist auch ersichtlich, dass die Eigenschaften kontinuierlich zwischen dem Typ mit hoher Sättigungsmagnetisierung und dem Typ mit hoher Koerzivität verändert werden können.
Beispiel 10 (Sintermagnet)
Es wurden Sinterprodukte wie in Beispiel 1 hergestellt, außer, dass die Ausgangsmaterialien so gemischt wurden, um die Zusammensetzung Sr_0,7La_0,3Fe_11,7M_0,3O₁₉ zu ergeben, worin M = Zn, Mg, Mn, Ni, Co oder Li + Fe, die Kalziniertemperatur 1200°C und die Sintertemperatur 1220°C betrugen. Die magnetischen Eigenschaften und die Dichte dieser Sinterprodukte wurden gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 gezeigt.
Tabelle 7 Magnetische Eigenschaften von Sr_0,7La_0,3Fe_11,7M_0,3O₁₉-Sinterprodukten
Die Verbesserung der Koerzivität durch die gemeinsame Zugabe von Lanthan und Cobalt ist aus Tabelle 7 klar ersichtlich. Wenn M Zink ist, werden hohe Br-Werte und hohe (BH)max-Werte, jedoch ein geringer HcJ-Wert, erhalten. Wenn Elemente zugegeben werden, die nicht Zink sind, sind alle Eigenschaften schlechter als diejenigen, die erhalten werden, wenn M Cobalt ist.
Es wurde gefunden, dass, wenn in den Strontiumferriten, die in den vorangehenden Beispielen hergestellt wurden, ein Teil des Lanthans durch Bismut ersetzt wurde, die Kalziniertemperatur durch Zugabe von Bismut verringert werden konnte. Das heißt, dass die Kalziniertemperatur, bei der die besten Eigenschaften erreicht werden können, ohne wesentlichen Verlust der Koerzivität zu tiefen Temperaturen hin verschoben werden konnte. Ferner wurde, wenn kalzinierte Produkte und Sinterprodukte mit einer Zusammensetzung hergestellt wurden, worin ein Teil des Lanthans durch ein anderes Seltenerdelement ersetzt war, durch die gemeinsame Zugabe des Seltenerdelements und Cobalt wie in den vorangehenden Beispielen eine Verbesserung von HcJ festgestellt.
Des Weiteren wurden schichtartige Magnetschichten, welche die in den vorangehenden Beispielen hergestellten Strontiumferritteilchen enthielten, auf Substraten gebildet, wodurch Magnetkarten hergestellt wurden. Für diese Magnetkarten wurden zu den vorangehenden Beispielen ähnliche, den Substitutionsgraden x und y entsprechende, Ergebnisse erhalten. Hohe Outputs und ein hohes S/N-Verhältnis wurden erhalten, wenn die Substitutionsgrade x und y innerhalb des Schutzumfangs der Erfindung lagen.
Überdies wurden dünne Schichten durch Sputtern auf Substraten gebildet und wärmebehandelt, um wie in den vorangehenden Beispielen eine hexagonale Ferritphase vom Magnetoplumbit-Typ zu bilden, so dass die dünnen Schichten als Dünnfilmmagnetschichten zur Herstellung von magnetischen Aufzeichnungsmedien verwendet werden können. Für diese magnetischen Aufzeichnungsmedien wurden zu den vorangehenden Beispielen ähnliche, dem Substitutionsgrad x entsprechende, Ergebnisse erhalten. Ein hoher Output und ein hohes S/N-Verhältnis wurden erhalten, wenn die Substitutionsgrade x und y innerhalb des Schutzumfangs der Erfindung lagen.
Beispiel 11 (Sintermagnet: Messung des spezifischen Widerstands)
Es wurden Proben, bei denen x von 0 bis 1 und y von 0 bis 1 (mit der Maßgabe, dass x = y) variieren, wie in Beispiel 2 hergestellt, außer, dass die Kalziniertemperatur 1200°C und die Sintertemperatur 1180°C betrugen. Der spezifische Widerstand veränderte sich stark mit den Werten x und y. Obwohl der Grund hierfür nicht gut verstanden ist, ist ein wahrscheinlicher Grund hierfür die Bildung von Fe²⁺.
Der spezifische DC-Widerstand in den a- und c-Achsenrichtungen der erhaltenen Proben wurde gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 gezeigt. Wie aus Tabelle 8 ersichtlich ist, ist der spezifische Widerstand gering, liegt jedoch in einem für die Praxis annehmbaren Bereich.
Tabelle 8 Spezifischer Widerstand (Ωm) von Sr_1–xLa_xFe_12–yCo_yO₁₉
Beispiel 12 (Sintermagnet: Vergleich der bei einer Kalziniertemperatur von 1200°C zugegebenen Menge von La)
Es wurden Sinterprodukte wie in Beispiel 1 hergestellt, außer, dass die Ausgangsmaterialien so gemischt wurden, um die Endzusammensetzung Sr_1–xLa_xFe_11,7Co_0,3O₁₉ zu ergeben, worin x im Bereich von 0,0 bis 1,0 lag und die Kalziniertemperatur 1200°C betrug. Die Br-HcJ-Eigenschaften, ps, HcJ, Hk/HcJ und (BH)max der Sinterprodukte wurden gemessen. Die Ergebnisse sind in 20 bis 22 gezeigt. Unter Verwendung eines B-H-Tracers wurde eine Anfangsmagnetisierungskurve in Richtung der Achse der schweren Magnetisierung und eine Hysteresekurve in Richtung der leichten Magnetisierung der bei 1240°C gesinterten Produkte bestimmt, anhand deren das Anisotropiefeld H_A bestimmt wurde. Die Ergebnisse sind in Tabelle 9 gezeigt. Der spezifische Widerstand in Richtung der c-Achse (Richtung der Höhe) der durch Sintern in Luft bei 1200°C erhaltenen Sinterprodukte wurde bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 10 gezeigt. Die Proben, bei denen x gleich 0,1 und 0,2 war, zeigten einen hohen spezifischen Widerstand von mehr als 10⁶, was die Messgrenze des verwendeten Geräts übersteigt. Tabelle 9

x H_A (kOe)

0,0 3,4

0,1 14,3

0,2 18,3

0,3 20,9

0,4 21,3

0,6 20,7

0,8 20,5

1,0 16,3

Tabelle 10 Spezifischer Widerstand (Ωm) von Sr_1–xLa_xFe_11,7Co_0,3O₁₉

x c-Achsenrichtung

0,0 6,8 × 10²

0,1 > 10⁶

0,2 > 10⁶

0,3 7,6 × 10²

0,4 3,8 × 10⁰

0,6 1,1 × 10⁴

0,8 2,6 × 10⁴

1,0 3,8 × 10¹
Aus den 20 bis 22 ist klar ersichtlich, dass, wenn x gleich 0,3 und 0,4 war, die Br-HcJ-Kurven im Wesentlichen zu identischen Kurven wurden und unter solchen Bedingungen die höchsten magnetischen Eigenschaften erhalten wurden. Diese zwei wiesen auch ungefähr den gleichen Hk/HcJ-Wert auf. Die Sättigungsmagnetisierung (σs) pro Gewichtseinheit blieb im Wesentlichen unverändert, wenn x im Bereich von 0 bis 0,4 lag, während der HcJ-Wert einen erkennbaren scharten Abfall aufwies, wenn die Menge an Lanthan oder Strontium gering wurde.
Wie aus Tabelle 9 ersichtlich, zeigte die Messung des Anisotropiefeldes einen monotonen Anstieg bis x = 0,3, erreichte einen im Wesentlichen konstanten Wert von 20 kOe bei x = 0,3 bis 0,8 und fiel wieder ab bei x = 1,0.
Beispiel 13 (Sintermagnet: Vergleich der bei einer Kalziniertemperatur von 1300°C zugegebenen Menge von La)
Es wurden Sinterprodukte wie in Beispiel 1 hergestellt, außer, dass die Ausgangsmaterialien so gemischt wurden, um die Endzusammensetzung Sr_1–xLa_xFe_11,7Co_0,3O₁₉ zu ergeben, worin x im Bereich von 0,0 bis 1,0 lag und die Kalziniertemperatur 1300°C betrug. Die Br-HcJ-Eigenschaften, Hk/HcJ und Br in Abhängigkeit von HcJ sowie Br und HcJ in Abhängigkeit von x der Sinterprodukte wurden gemessen. Die Ergebnisse sind in 23 bis 25 gezeigt.
Aus den 23 bis 25 ist klar ersichtlich, dass die höchsten magnetischen Eigenschaften unter der Bedingung x = 0,4 erhalten wurden und sowohl der Br-Wert als auch der HcJ-Wert mit der Brenntemperatur zunahmen. Bei einer Brenntemperatur von 1240°C, bei der sich die Br- und HcJ-Werte im Wesentlichen auf dasselbe Niveau erhöhten, wie er bei einer Kalzinierung bei 1200°C erreicht wird, verringerte sich Hk/HcJ jedoch auf 86,5%. Im Falle der Kalzinierung bei 1200°C wurden im Wesentlichen gleiche Eigenschaften zwischen x = 0,3 und x = 0,4 erhalten. Im Falle der Kalzinierung bei 1300°C wurden höhere Eigenschaften bei x = 0,4 erhalten. Des Weiteren wurden hohe HcJ-Werte von wenigstens 6 kOe bei x = 0,8 erhalten.
Beispiel 14 (Sintermagnet: Beurteilung der magnetischen Eigenschaften hinsichtlich x und y)
Es wurden kalzinierte Produkte und Sinterprodukte wie in Beispiel 1 hergestellt, außer, dass die Ausgangsmaterialien so gemischt wurden, um die Endzusammensetzung Sr_1–xLa_xFe_12–yCo_yO₁₉ zu ergeben, worin x und y vorbestimmte Werte waren und die Kalziniertemperatur 1250°C betrug. Die magnetischen Eigenschaften der kalzinierten Produkte und Sinterprodukte wurden gemessen. Die Bestandteile wurden wie in Beispiel 1 analysiert.
26 zeigt die magnetischen Eigenschaften (σs und HcJ) der kalzinierten Produkte. Tabelle 11 zeigt die Analysenwerte der Testproben. Die anhand der Analysenwerte berechneten Werte x, y und z sind ebenfalls in Tabelle 11 gezeigt. In 27 wurden die magnetischen Eigenschaften (Br und HcJ) der Sinterprodukte, die durch Brennen in Luft bei 1220°C für 1 h erhalten wurden, in Abhängigkeit der in Tabelle 11 aufgelisteten x- und y-Werte grafisch dargestellt. In 28 wurde der HcJ-Wert der durch Brennen bei einer Sauerstoffkonzentration von 100% erhaltenen Sinterprodukte minus des HcJ-Werts der durch Brennen bei einer Sauerstoffkonzentration von 20% erhaltenen Sinterprodukte grafisch dargestellt.
Tabelle 11 Analysewerte der Sinterprodukte (Atom-%)
Wie aus diesen Figuren klar ersichtlich ist, werden innerhalb des Schutzumfangs der Erfindung hohe magnetische Eigenschaften erhalten. Die Anwesenheit der Magnetoplumbit-Phase (M-Phase) wurde bei allen Messpunkten durch eine Röntgenbeugungsanalyse bestätigt.
Aus 27 und 28 ist ersichtlich, dass ein hoher HcJ-Wert erhalten wird, wenn x/y von 1,3 bis 2 beträgt. Innerhalb dieses Bereichs ist auch die Abhängigkeit von HcJ von der Brennatmosphäre verringert.
Beispiel 15 (Ferritteilchen für Verbundmagnete)
Die in Beispiel 14 erhaltenen kalzinierten Produkte, bei denen x = y = 0 (Vergleich) und x = y = 0,3 (Erfindung) sind, wurden in einer Trockenschwingmühle zerkleinert und dann in Luft bei 1000°C für 5 min vergütet. HcJ und die Temperatureigenschaft von HcJ der Ferritteilchen wurden gemessen. HcJ und die Temperatureigenschaft von HcJ eines handelsüblich erhältlichen Plastikmagnets wurden auf ähnliche Art und Weise mittels VSM gemessen. Die Ergebnisse sind nachfolgend gezeigt.
Tabelle 12
Wie aus der obigen Tabelle klar ersichtlich ist, ist der HcJ-Wert und die Temperatureigenschaft von HcJ der erfindungsgemäßen Probe verbessert.
Die oben hergestellten Ferritteilchen für Verbundmagnete wurden durch Zugabe eines Silanhaftvermittlers oberflächenbehandelt. 90 Gew.-Teile der behandelten Ferritteilchen wurden mit 10 Gew.-Teilen Nylon 12 gemischt, geknetet und granuliert. Danach wurde die Mischung mittels einer Spritzgussmaschine in einem magnetischen Feld gepresst und die magnetischen Eigenschaften des Pressteils gemessen. Als Ergebnis wurde gefunden, dass die Temperatureigenschaft von HcJ wie in dem obigen Beispiel verbessert war.
Beispiel 16 (Anwendung von Sintermagneten)
Es wurden C-förmige Sintermagnete für Motoren wie in Beispiel 1 erhalten, außer, dass für die Messungen die zylindrische Form der erfindungsgemäßen Proben in die Form von Feldmagneten für C-förmige Motoren geändert wurde. Die so erhaltenen Kerne wurden anstelle von Sintermagneten aus herkömmlichem Material in Motoren eingebaut und die Motoren wurden unter den Nennbedingungen betrieben, um eine zufrieden stellende Leistung zu ermitteln. Durch eine Drehmomentmessung wurde festgestellt, dass das Drehmoment größer ist als bei dem Motor, der den Kern aus herkömmlichem Material verwendet.
Die Wirksamkeit der Erfindung wurde durch die vorangehenden Beispiele gezeigt.
GEWERBLICHE ANWENDBARKEIT
Durch Erhöhen sowohl der Sättigungsmagnetisierung als auch der magnetischen Anisotropie eines hexagonalen Ferrits stellt die Erfindung einen Ferritmagnet mit einer hohen Remanenz und Koerzivität bereit, welche mit im Stand der Technik bekannten hexagonalen Ferritmagneten nicht erreichbar sind. Eine andere Aufgabe der Erfindung ist es, einen Ferritmagnet bereitzustellen, der eine hohe Remanenz und Koerzivität wie auch eine signifikant verbesserte Temperaturabhängigkeit der Koerzivität aufweist und selbst in einem tiefen Temperaturbereich einem möglichst geringen Abfall der Koerzivität unterliegt. Eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht darin, einen Ferritmagnet mit einer hohen Remanenz und Koerzivität unter Verwendung von verhältnismäßig groben Ferritteilchen mit einem Teilchendurchmesser von mehr als 1 μm bereitzustellen. Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist es, ein magnetisches Aufzeichnungsmedium mit einer hohen Remanenz bereitzustellen. Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist die Bereitstellung eines Motors mit hoher Wirksamkeit und hohem Drehmoment, dessen Größe und Gewicht verringert werden kann.

Claims

Magnetisches Oxidmaterial, umfassend eine Primärphase von Ferrit mit einer hexagonalen Struktur und einer A, R, Fe und M enthaltenden Zusammensetzung, worin A wenigstens ein aus der Gruppe bestehend aus Strontium, Barium, Calcium und Blei ausgewähltes Element ist, wobei hauptsächlich Strontium in A enthalten ist, R wenigstens ein aus der Gruppe bestehend aus Bismut und Seltenerdelementen, einschließlich Yttrium, ausgewähltes Element ist, wobei hauptsächlich Lanthan in R enthalten ist, und M Cobalt oder Cobalt und Zink ist, das Gesamtverhältnis der entsprechenden Elemente relativ zu der Menge der gesamten Metallelemente wie folgt ist A: 3 bis 9 Atom-%, R: 0,5 bis 4 Atom-%, Fe: 86 bis 93 Atom-% und M: 0,5 bis 3 Atom-%, und worin der Anteil an Cobalt in M wenigstens 10 Atom-% ist.
Ferritteilchen umfassend das magnetische Oxidmaterial nach Anspruch 1.
Verbundmagnet umfassend die Ferritteilchen nach Anspruch 2.
Sintermagnet umfassend das magnetische Oxidmaterial nach Anspruch 1.
Motor umfassend den Sintermagnet nach Anspruch 4.
Magnetisches Aufzeichnungsmedium, umfassend eine Dünnfilmmagnetschicht enthaltend das magnetische Oxidmaterial nach Anspruch 1.