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HINTERGRUND
DER ERFINDUNG
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Die
vorliegende Erfindung betrifft einen neuen Permanentmagneten auf
der Grundlage von Seltenerden/Eisen/Bor und ein Verfahren zur Herstellung
davon. Insbesondere betrifft die Erfindung einen Permanentmagneten
auf der Grundlage von Seltenerden/Eisen/Bor mit einer magnetischen
Anisotropie, der zur Verwendung im Betätiger für den Kopfantrieb von Computer-Festplatten
geeignet ist, und ein Verfahren zur Herstellung davon.
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Seit
der Einführung
der von Sagawa et al. und von Croat et al. vorgeschlagenen Permanentmagneten
auf der Grundlage von Neodym/Eisen/Bor, deren Hauptphase eine Nd2Fe14B-Verbindung
ist, haben die Permanentmagneten auf der Grundlage von Seltenerden
dieses Typs sehr bemerkenswerte Verbesserungen der magnetischen
Eigenschaften als Folge der umfangreichen Entwicklungsarbeiten in Bezug
auf die Optimierung der Grundzusammensetzung und Additivelemente
sowie die Verbesserung des Herstellungsverfahrens erfahren, wodurch
gute magnetische Eigenschaften der Permanentmagneten für die betreffenden
Magnetlegierung-Zusammensetzungen abgeleitet werden können.
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Verschiedene
Vorschläge
für pulvermetallurgische
Verfahren, bei denen es sich um die am umfassendsten eingesetzten
zur Herstellung von gesinterten Permanentmagneten auf der Grundlage
von Neodym/Eisen/Bor handelt und die hiernach als Magneten auf der
Grundlage von Nd/Fe/B bezeichnet werden, und Versuche daran sind
bisher gemacht worden, die auf einen immer niedrigeren Gehalt an Neodym
und einen immer höheren
Gehalt an Eisen abzielen, wodurch man der stöchiometrischen Zusammensetzung
der Nd2Fe14B-Verbindung
näher kommt,
die aus 11,8 mol-% Neodym, 82,3 mol-% Eisen und 5,9 mol-% Bor besteht,
in Richtung eines immer niedrigeren Oxidationsgrades der Magnetlegierung,
in Richtung einer immer höheren
magnetischen Orientierung der Magnetlegierungskörner durch die Durchführung des
Formpressens in einem stärkeren Magnetfeld,
in Richtung immer feinerer metallographischer Strukturen und so
weiter. Als Folge dieser in Kombination angewandten Verbesserungen
hat ein Produkt mit maximaler Energie (BH)max der Permanentmagneten
dieses Typs jetzt einen Grad von bis zu 88 % des theoretisch höchstmöglichen
Wertes erreicht.
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EP-A-0
860 838 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines Legierungspulvers,
das aus einem abgeschreckten Band für einen magnetisch anisotropen
Permanentmagneten auf der Grundlage von Seltenerden hergestellt
wird, der eine Nanocomposit-Textur hat, die feinkristalline Phasen
aus weichmagnetischem bcc-Fe und hartmagnetischem R2Fe14B einschließt. Die hartmagnetische Phase
besteht vorzugsweise aus einer Legierung auf der Grundlage von Fe
oder FeCo, die vorzugsweise 80–92
Atom-% des magnetischen Elements enthält. Um der hartmagnetischen
Phase eine uniaxiale Anisotropie zu verleihen, wird das Legierungspulver
in einem Funkenplasma-Sintersystem beim oder nahe beim Schmelzpunkt
für einen
gegebenen Zeitraum unter Belastung erwärmt, so dass die amorphe Legierung
kristallisiert wird oder die Kristallkörner wachsen.
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W.
C. CHANG et al: "The
effect of additional elements on the magnetic properties of hot
rolled Nd-Fe-B alloys",
JOURNAL OF MAGNETISM AND MAGNETIC MATERIALS, Band 109, Nr. 1, 1.
Februar 1992, S. 103–108,
ISSN: 0304-8853, berichten, dass die Zugabe von Cu die Koerzitivkraft
in Nd-Fe-B-Legierungen
verbessert. Die Legierungen in diesem Dokument umfassen 76,5 Atom-%
Fe.
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W.
C. CHANG et al: "High
performance α-Fe/Nd2Fe14B-Type nanocomposites", APPLIED PHYSICS
LETTERS, Band 72, Nr. 1, 5. Januar 1998, S. 121–123, ISSN: 0003–6951, berichten,
dass die Zugabe von La und/oder Cr die Kornoberfläche und die
Korngrenzen-Mikrochemie modifiziert, wodurch sich die Koerzitivkraft
erhöhen
kann.
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Ein
allgemein akzeptierter Eindruck besteht aber darin, dass Verbesserungen
der magnetischen Eigenschaften der Permanentmagneten dieses Typs durch
eine Modifikation des pulvermetallurgischen Verfahrens oder der
Zusammensetzung der Magnetlegierung zur Herstellung davon früher oder
später
an eine unüberwindliche
Grenze gelangen. Zum Beispiel ist das pulvermetallurgische Verfahren
zur Herstellung eines Hochleistungsmagneten auf der Grundlage von
Nd/Fe/B, dessen Eisengehalt den theoretischen Wert von 82,3 mol-%
für die Nd2Fe14B-Verbindung übersteigt,
nicht geeignet. Dies ist so, weil ein hoher Eisengehalt in der Magnetlegierung
notwendigerweise zur Bildung einer magnetisch weichen Fe-Phase führt, die
eine Umkehrung der Magnetisierung bewirkt, wodurch die Koerzitivkraft des
Magneten nachteilig beeinflusst wird. Vermutlich bildet auch eine
metallographische Phase mit einem niedrigen Schmelzpunkt, deren
Neodymgehalt höher als
der stöchiometrische
Gehalt ist und deren Eisengehalt in der Legierungszusammensetzung
folglich mangelhaft ist, eine geschmolzene Flüssigphase, die dem Auftreten
einer Koerzitivkraft des Typs des Beginns und des Wachstums von
Kristallisationskeimen durch eine Säuberung der Oberfläche der Nd2Fe14B-Körner dient.
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Ein
alternatives Verfahren zum pulvermetallurgischen Verfahren ist bei
der Herstellung eines Permanentmagneten auf der Grundlage von Nd/Fe/B
mit magnetischer Anisotropie bekannt, bei dem es sich um das sogenannte
uniaxiale Heißverformungsverfahren
handelt. Bei diesem Verfahren wird ein abgeschrecktes dünnes Band
aus Mikrokristallen auf der Grundlage von Nd/Fe/B, das aus einem
amorphen, dünnen
Band durch eine Wärmebehandlung
oder durch ein Abschrecken mit einer gesteuerten Kühlgeschwindigkeit
erhalten wird und das als kommerzielles Produkt erhältlich ist
(MQ1, ein Produkt der MQI Co.), zu einem magnetisch isotropen, voluminösen Magneten
(MQ2, ein Produkt der MQI Co.) heißgepresst, der einer uniaxialen
Heißverformungsbehandlung
unterzogen wird, indem er so gepresst wird, dass die magnetischen
Körner
so ausgerichtet werden, dass sie ihre leichten Magnetisierungsachsen
auf die Pressrichtung ausrichten, wodurch ein magnetisch anisotroper
Permanentmagnet auf der Grundlage von Nd/Fe/B erhalten wird, der
als kommerzielles Produkt (MQ3, ein Produkt der MQI Co.) erhältlich ist.
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Selbstverständlich hängt der
Grad der magnetischen Orientierung im oben erhaltenen magnetisch
anisotropen Permanentmagneten positiv vom Ausmaß der uniaxialen Heißverformung
ab. In dieser Hinsicht ist das bisher entwickelte Verfahren der
uniaxialen Heißverformung
dahingehend erfolgreich, als es ein Produkt mit einer großen maximalen
Energie (BH)max des Magneten von bis zu etwa 75 % des theoretisch
höchstmöglichen
Wertes ergibt.
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Das
oben beschriebene Verfahren der uniaxialen Heißverformung weist jedoch dahingehend
ein Problem auf, als die Zusammensetzung der Magnetlegierung, auf
die das Verfahren anwendbar ist, begrenzt ist, weil eine Verformung
durch ein uniaxiales Heißpressen
nur in einer Magnetlegierung erfolgen kann, die das Vorhandensein
einer flüssigen
Phase bei der Heißpresstemperatur
ermöglicht.
Dieses Verfahren ist nämlich
auf eine Magnetlegierung mit einer chemischen Zusammensetzung, die
die Bildung einer Phase mit einem niedrigen Schmelzpunkt oder mit
einem höheren
Eisengehalt ermöglicht,
nicht anwendbar. Diese Fälle
haben zur allgemeinen Auffassung geführt, dass das uniaxiale Heißverformungsverfahren
nicht geeignet ist, wenn der Permanentmagnet auf der Grundlage von
Nd/Fe/B magnetische Eigenschaften haben soll, die denjenigen eines
Magneten, der mittels des pulvermetallurgischen Verfahrens hergestellt
ist, überlegen
sind.
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Andererseits
haben sich sogenannte Nanocomposit-Permanentmagneten in den letzten
Jahren hinsichtlich der Möglichkeit,
eine außerordentliche Verbesserung
der magnetischen Eigenschaften von Permanentmagneten zu bewerkstelligen,
hervorgehoben. Ein Nanocomposit-Permanentmagnet ist nämlich ein
integraler Körper
mit einer Compositstruktur aus einer magnetisch weichen Phase und einer
magnetisch harten Phase, die mit einer Feinheit in der Größenordnung
von 10 nm integral miteinander vermischt und mittels einer magnetischen
Austauschkopplung gekoppelt sind. Wie durch eine simulierende Berechnung
und durch Experimente gezeigt wird, weist ein Nanocomposit-Permanentmagnet
trotz des Vorhandenseins einer magnetisch weichen Phase hervorragende
magnetische Eigenschaften auf. Demgemäß wäre es möglich, einen Nanocomposit-Permanentmagneten
zu erhalten, der aus magnetisch weichen und harten Phasen besteht und
der einen hohe Sättigungsmagnetisierung
und eine hohe Koerzitivkraft hat und dessen magnetische Eigenschaften
diejenigen der magnetisch harten Phase als solche übersteigen
können,
indem Grundmaterialien mit einer hohen Sättigungsmagnetisierung für die magnetisch
weiche Phase verwendet werden.
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Wie
bekannt ist, kann ein Nanocomposit-Permanentmagnet auf der Grundlage
von Seitenerden aus einer Kombination einer magnetisch weichen Phase,
die die Phasen auf der Grundlage von Fe-, FeCo-, FeB/FeN-Verbindungen
und dergleichen einschließt,
und einer magnetisch harten Phase, die die Phasen von Nd2 Fe14B, SmCo5, Sm2Col17, Sm2 Fe17Nx, NdTiFe11Nx und anderen
Nitriden einschließt,
gebildet werden. Es sei hier darauf hingewiesen, dass die Kombination
der magnetisch weichen und harten Phasen nicht auf eine oder mehrere spezielle
Kombinationen beschränkt
ist, sondern eine beliebige von Kombinationen der magnetisch weichen
und harten Verbindungen sein kann, die aus den oben aufgeführten Spezies
für jede
der jeweiligen Phasen frei ausgewählt werden können. Die
Zusammensetzung der magnetisch harten Phase ist für die Kombinationen
nicht immer ein einschränkender Faktor.
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Obwohl
die magnetische Austauschkupplung zwischen der magnetisch weichen
und der magnetisch harten Phase in einem Nanocomposit-Magneten nur
dann wirksam sein kann, wenn die magnetischen Körner der Phasen eine Feinheit
in der Größenordnung
von 10 nm haben, sind bisher keine erfolgreichen Ergebnisse erhalten
worden, um einem Nanocomposit-Magneten mit einer solch extremen Feinheit
der Struktur magnetische Anisotropie zu verleihen.
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Obwohl
eine Eigenschaft von Nanocomposit-Permanentmagneten in einer relativ
hohen restlichen magnetischen Flussdichte Br besteht, die durch das
Vorhandensein einer magnetisch weichen Phase sogar dann bewerkstelligt
wird, wenn der Magnet eine magnetisch isotrope Struktur hat, können die Koerzitivkraft
und das maximale Energieprodukt eines Nanocomposit-Permanentmagneten
nicht hoch genug sein, wenn der Magnet eine magnetisch isotrope
Struktur hat.
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Ein
schwerwiegendes Problem bei Nanocomposit-Permanentmagneten besteht
darin, dass ein Nanocomposit-Magnet mit einer voluminösen Form
kaum hergestellt werden kann. Nanocomposit-Magneten werden nämlich üblicherweise
durch das Verfahren des Schmelzabschreckens oder des mechanischen
Legierens hergestellt und in Form eines Pulvers oder in Form eines
dünnen
Bandes erhalten, und bisher ist noch kein praktisches Verfahren entwickelt
worden, mit dem ein solches Pulver oder dünnes Band zu einer voluminöseren Form
des Magneten umgewandelt werden kann, ohne die Grobheit der Nanocomposit-Struktur
zu erhöhen.
Das einzige Verfahren unter Verwendung eines gepulsten, ultrahohen
Drucks zur Umwandlung eines Pulvers aus einem Nanocomposit-Magneten
zu einer voluminöseren
Form ist sehr speziell und teuer und von der Möglichkeit einer praktischen
Verwendung weit entfernt.
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Wie
oben diskutiert ist, können
Nanocomposit-Permanentmagneten nicht entwickelt werden, sofern nicht
ein Verfahren eingeführt
wird, mit dem gleichzeitig sowohl magnetische Anisotropie verliehen
als auch eine voluminösere
Form des Magneten hergestellt wird.
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KURZBESCHREIBUNG
DER ERFINDUNG
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Demgemäß besteht
eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung in der Bereitstellung eines
neuen Verfahrens zur Herstellung eines Permanentmagneten auf der
Grundlage von R/Fe/B in voluminöser Form
mit einer magnetisch anisotropen Nanocomposit-Struktur, wobei die
magnetisch harte Phase die R2Fel4B-Phase
ist, R ein Seltenerdelement oder eine Kombination von Seltenerdelementen
ist.
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Somit
macht die vorliegende Erfindung ein Herstellungsverfahren nach Anspruch
1 verfügbar. Bevorzugte
Ausführungsformen
sind in den Ansprüchen
2 bis 6 definiert.
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Weiterhin
ist das oben definierte Verfahren der Erfindung auf die Herstellung
eines Permanentmagneten auf der Grundlage von R/Fe/Co/B mit einer Nicht-Nanocomposit-Struktur
anwendbar, wobei der gesamte molare Gehalt an Eisen und Kobalt wenigstens
82 % beträgt,
der molare Anteil der Kobaltmenge nicht 20 % der Gesamtmenge an
Eisen und Kobalt übersteigt.
Die magnetisch harte Phase ist eine R2Fe14B-Phase, und die magnetisch weiche Phase ist
eine Fe-Phase oder eine Fe3B-Phase, wobei
R ein Seltenerdelement oder eine Kombination von Seltenerdelementen
ist.
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KURZBESCHREIBUNG
DER ZEICHNUNG
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1 ist
eine schematische Querschnittszeichnung, in der das Prinzip des
zur Herstellung eines voluminösen
Permanentmagneten der Erfindung eingesetzten Verfahren zum Walzen
eines stromführenden
Pulvers veranschaulicht ist.
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AUSFÜHRLICHE
BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
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Wie
aus der obigen Beschreibung hervorgeht, umfassen die wesentlichen,
die Bestandteile darstellenden Elemente in dem durch das Verfahren der
Erfindung erhaltenen Permanentmagneten ein Seltenerdelement oder
eine Kombination von Seltenerdelementen, Eisen, das teilweise durch
Kobalt ersetzt sein kann, und Bor, und sie umfassen Lanthan- und
Kupfermetall gemäß der obigen
Definition.
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Das
mit R bezeichnete Seltenerdelement ist aus der aus Yttrium und den
Elementen mit einer Ordnungszahl von 57 bis 71 bestehenden Gruppe ausgewählt, wobei
Neodym und Praseodym bevorzugt sind. Der Ersatz eines Teils von
Neodym oder Praseodym durch Terbium oder Dysprosium hat die Wirkung
einer Erhöhung
der Koerzitivkraft des durch das Verfahren der Erfindung hergestellten
Magneten.
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Der
zweite wesentliche Bestandteil des Magneten ist Eisen, das teilweise
durch Kobalt ersetzt sein kann. Der Stoffmengengehalt an Eisen oder
Eisen plus Kobalt beträgt
wenigstens 82 %, wodurch der Stoffmengengehalt von Eisen in der
magnetisch harten R2Fe14B-Phase,
die eine Bildung der magnetisch weichen Fe- oder Fe/Co-Phase in
der Nanocomposit-Struktur des Magneten ermöglicht, überstiegen wird. Wenn ein Teil
des Eisens durch Kobalt ersetzt wird, sollte die Menge an Kobalt
so begrenzt werden, dass das Stoffmengenverhältnis von Kobalt zur Gesamtmenge
an Eisen und Kobalt nicht 20 % übersteigt,
weil eine Abnahme der magnetischen Eigenschaften der magnetisch
harten Phase verursacht wird, wenn der Kobaltgehalt zu hoch ist.
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Weiterhin
ist es optional, dass ein Teil des Eisens oder Eisens/Kobalts durch
eine kleine Menge eines oder mehrerer allgemein als M bezeichneter Additivelemente,
die aus der aus Aluminium, Vanadium, Molybdän, Zirkonium, Titan, Zinn,
Kupfer und Gallium bestehenden Gruppe ausgewählt sind, ersetzt ist. Die
Zugabe der Additive M hat die Auswirkung, dass eine feinere Textur
der Nanocomposit-Struktur erhalten wird, was zu einer Verbesserung der
Koerzitivkraft des Magneten beiträgt. Es ist aber wünschenswert,
dass die Gesamtmenge dieser additiven Elemente M nicht 4 mol-% übersteigt,
weil eine Abnahme der magnetischen Eigenschaften des Magneten bewirkt
wird, wenn ihre Menge zu groß ist.
Die Menge dieser additiven Elemente M im Magneten liegt in Anbetracht
ihres Nutzens für
die Koerzitivkraft des Magneten vorzugsweise im Bereich von 0,1
bis 4 mol-%.
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Neben
den oben erwähnten,
die Bestandteile des Magneten darstellenden Elemente einschließlich der
Seltenerden, Eisen, Kobalt, Bor und additiven Elemente M enthält die Magnetlegierung
in fast jedem Fall eine Vielzahl von Verunreingungselementen einschließlich Kohlenstoff,
Sauerstoff und anderen, die eingetragen werden, weil sie in den
Ausgangs-Grundmaterialien zur Herstellung der Magnetlegierung enthalten
sind oder im Verlauf der Verarbeitung in die Legierung gelangen.
Die Menge dieser unvermeidbaren Verunreinigungselemente sollte dahingehend
kontrolliert werden, dass sie so klein wie möglich ist, wobei es aber sehr
schwierig ist, ihre Menge so zu vermindern, dass sie nicht 1 Gew.-% übersteigt.
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Das
Magnetmaterial, das einer Verarbeitung gemäß dem Verfahren der Erfindung
zu unterziehen ist, ist ein abgeschrecktes dünnes Band der Legierung, das
mittels eines Flüssig-Abschreckverfahrens oder
mittels eines mechanischen Legierungsverfahrens, die an sich bekannt
sind, in Form eines dünnen Bandes
als solches oder manchmal in Form eines Pulvers, das hier auch allgemein
als abgeschrecktes dünnes
Band bezeichnet wird, aus der Magnetlegierung der oben beschriebenen
Zusammensetzung hergestellt werden. Das abgeschreckte dünne Band kann
entweder eine Struktur einer sehr feinen Textur in der Größenordnung
von 10 nm, in der die Körner sich
unter einen magnetischen Austauschkupplung befinden, oder eine amorphe
Struktur sein. Obwohl das Verfahren der vorliegenden Erfindung unabhängig von
der Textur der Legierungsstruktur anwendbar ist, ist es bevorzugt,
dass das Verfahren der Erfindung auf eine Magnetlegierung in einem
amorphen Zustand angewandt wird, um ein Wachstum der Körner der
Magnetlegierung im Verlauf der uniaxialen Heißverformungsbehandlung so weit
wie möglich
zu verhindern.
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Während der
Permanentmagnet auf der Grundlage von R/Fe/B gemäß der vorliegenden Erfindung
erhalten wird, indem ein abgeschrecktes dünnes Band der Magnetlegierung
als solches einer uniaxialen Heißverformungsbehandlung unterzogen wird,
um dem Band eine magnetische Anisotropie zu verleihen, besteht der
Stand der Technik darin, die uniaxiale Heißverformungsbehand lung nicht
für ein abgeschrecktes
dünnes
Band als solches durchzuführen,
sondern für
einen magnetisch isotropen Magnetblock in voluminöser Form,
der aus abgeschreckten dünnen
Bändern
mittels einer Heißpresse
hergestellt wird. Im Gegensatz dazu erfolgt die uniaxiale Behandlung
gemäß dem Verfahren
der Erfindung nach einem schnellen Erwärmen des abgeschreckten dünnen Bandes
bis zur erhöhten
Behandlungstemperatur, so dass das abgeschreckte dünne Band im
Verlauf des Verleihens der magnetischen Anisotropie nur ein notwendiges
Minimum an thermischer Wirkung aufnimmt, um eine übermäßige Vergröberung der
Feinstruktur durch die uniaxiale Heißverformungsbehandlung zu unterdrücken, wodurch
folglich eine vollständige
magnetische Austauschkupplung zwischen Magnetlegierungskörnern gewährleist
ist.
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Eine
Magnetlegierung auf der Grundlage von Seltenerden/Eisen/Bor, deren
Eisengehalt wenigstens 82 mol-% beträgt und deren magnetisch harte Phase
die R2 Fe14B-Phase
ist, ist gegenüber
einer Verformung nicht empfindlich, und ihr kann sogar dann, wenn
sie einer uniaxialen Heißwalzbehandlung
unterzogen wird, kaum magnetische Anisotropie verliehen werden.
Um dieses Problem zu lösen,
wird die im Verfahren der Erfindung verwendete Magnetlegierung auf
der Grundlage von R/Fe/B so hergestellt, dass der Stoffmengengehalt
an Eisen wenigstens 82 % beträgt
und im Verlauf der uniaxialen Heißver-formungsbehandlung eine
flüssige
Phase vorliegt. Wie oben erwähnt,
ist diese flüssige
Phase erforderlich, um eine Affinität gegenüber der festen Phase der Magnetlegierung
auf der Grundlage von R/Fe/B zu erhalten und damit diese eine Benetzbarkeit
aufweist, weil kein Beitrag der flüssigen Phase bei der uniaxialen
Heißverformungsbehandlung
zur Verleihung von magnetischer Anisotropie erwartet werden kann,
wenn die flüssige
Phase aus einer Legierung erzeugt wird, die absolut keine Benetzbarkeit der
R/Fe/B-Legierung aufweist, wie eine Lötmittellegierung mit einem
niedrigen Schmelzpunkt, deren Beschaffenheit keine Ähnlichkeit
mit der Magnetlegierung auf der Grundlage von Seltenerden aufweist. Detaillierte
experimentelle Untersuchungen, die von den Erfindern durchgeführt wurden,
haben zum Befund geführt,
dass die flüssige
Phase von der Legierung auf der Grundlage von Lan than/Eisen oder
einer Legierung auf der Grundlage von Seltenerden/Kupfer erzeugt
wird. Lanthan- und Kupfermetall können direkt in die Legierungszusammensetzung
eingeführt oder
alternativ in Form einer Lanthan/Eisen-Legierung und in Form einer Seltenerden/Kupfer-Legierung,
z.B. einer Samarium/Kupfer-Legierung, in eine Legierung auf der
Grundlage von R2Fe14B
eingeführt werden.
Es ist bevorzugt, dass die Legierung auf der Grundlage von R/Fe/B
mit Lanthan oder Kupfer vermischt wird. In einer binären Legierung
auf der Grundlage von Lanthan/Eisen werden keine intermetallischen
Verbindungen gebildet, und die La2Fe14B-Phase wird aus einer ternären Legierung auf
der Grundlage von Lanthan/Eisen/Bor kaum gebildet. Es ist bekannt,
dass eine binäre
Legierung auf der Grundlage von Lanthan/Eisen mit einem hohen Lanthangehalt
bei 800 °C
oder höher
in eine flüssige Phase
umgewandelt wird, indem sie eine eutektische Reaktion erfährt. Die
so gebildete flüssige
Phase, die der Magnetlegierung auf der Grundlage von R/Fe/B ähnlich ist,
kann auf der R2Fe14B-Phase
eine gute Benetzbarkeit aufweisen, die zur uniaxialen Heißverformung
beiträgt.
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Hinsichtlich
der Legierung auf der Grundlage von Seltenerden/Kupfer als Quelle
zur Erzeugung der flüssigen
Phase dient andererseits Kupfer nicht als Ersatzelement für Eisen
in der R2Fe14B-Phase, und
die aus Kupfer und einem Seltenerdelement gebildeten Verbindungen
weisen einen niedrigen Schmelzpunkt auf, so dass die Legierungen
auf der Grundlage von Seltenerden/Kupfer als Ausgangsstoff für die Bildung
einer flüssigen
Phase zur Unterstützung
der uniaxialen Heißverformung
geeignet sind.
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Somit
besteht das charakteristischste Merkmal des Verfahrens der Erfindung
darin, dass die uniaxiale Heißverformungsbehandlung
in Gegenwart einer flüssigen
Phase durchgeführt
wird, die aus einer Legierung mit einem niedrigen Schmelzpunkt besteht,
so dass eine Neuorientierung der magnetisch harten Phase von der
flüssigen
Phase so gefördert wird,
dass gewährleistet
ist, dass dem Magneten magnetische Anisotropie verliehen wird, was
im Stand der Technik kaum bewerkstelligt werden kann.
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Nachdem
den abgeschreckten dünnen
Bändern
eine vollständige
magnetische Anisotropie verliehen worden ist, indem zur Verformungsbearbeitung
ein gründliches
Walzen über
eine flüssige
Phase durchgeführt
wurde, die oben bei der uniaxialen Heißverformungsbehandlung erwähnt wurde,
wird die flüssige
Phase, die aus einer Legierung auf der Grundlage von Lanthan/Eisen
oder Seltenerden/Kupfer mit einem niedrigen Schmelzpunkt besteht,
aus dem abgeschreckten dünnen
Band herausgepresst, so dass seine Randbereiche, auf die durch das
Walzen keine Kompressionskraft ausgeübt wird, mit der flüssigen Phase
angereichert werden und sein mittlerer Teil im Wesentlichen frei
von der flüssigen
Phase wird.
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Wenn
wie beim Verfahren des Standes der Technik die uniaxiale Heißverformungsbehandlung durchgeführt wird,
um einem magnetisch isotropen, voluminösen, aus der Magnetlegierung
hergestellten Magneten magnetische Anisotropie zu verleihen, wird
die flüssige
Phase einer Legierung mit niedrigem Schmelzpunkt nicht in Richtung
der Randbereiche des Magnetkörpers
herausgedrückt,
sondern gleichmäßig darin
verteilt. Das Phänomen
der Anreicherung der Randbereiche mit der flüssigen Phase ist nämlich nur
beim Verfahren der Erfindung einzigartig, bei dem abgeschreckte
dünne Bänder als
solche der uniaxialen Heißverformungsbehandlung
unterzogen werden. Die nichtmagnetische Phase mit niedrigem Schmelzpunkt,
die die flüssige
Phase bildet, leistet keinen Beitrag zu den magnetischen Eigenschaften des
in der Hitze verformten Magneten, sondern ist stattdessen nachteilig.
Demgemäß ist es üblich, nur den
mittleren Bereich des in der Hitze verformten Magnetkörpers, der
im Wesentlichen vollständig
aus magnetischen Phasen besteht, nach der Entfernung der Randbereiche,
die aufgrund des hohen Gehalts an der unmagnetischen Phase mit niedrigem Schmelzpunkt
magnetisch schlechter sind, als magnetisch anisotropen Nanocomposit-Permanentmagneten
zu verwenden.
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Bei
der uniaxialen Heißverformungsbehandlung
ist es wichtig, die Schnelligkeit der Behandlung zu gewährleisten,
so dass sie innerhalb eines kurzen Zeitraums abgeschlossen ist,
um ein übermäßiges Wachstum
der Magnetkör ner
zu vermeiden. In dieser Hinsicht beträgt beispielsweise der Zeitraum
zur Erhöhung
der Temperatur von Raumtemperatur bis zur Warmhaltetemperatur oder
insbesondere von 500 bis 1000 °C
für die
uniaxiale Heißverformungsbehandlung
wünschenswerterweise
von 2 bis 300 s, und der Zeitraum zur Verminderung der Temperatur
von der Warmhaltetemperatur bis zu einer Temperatur von 300 °C oder darunter
beträgt
vorzugsweise von 5 bis 600 s.
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Die
oben erwähnte
Schnelligkeit der Behandlung in Bezug auf die Temperaturerhöhung und die
Temperaturerniedrigung kann bewerkstelligt werden, indem die Behandlung
beispielsweise mittels des sogenannten "Verfahrens zum Walzen eines stromführenden
Pulvers" erfolgt,
dessen Prinzip anhand einer schematischen Veranschaulichung in 1 für einen
Querschnitt des Systems der Vorrichtung in einer Richtung senkrecht
zu den Achsen der Walzen dargestellt ist. Ein Paar von Walzen 3A, 3B wird
horizontal in derselben Höhe
gehalten, wobei ihre Drehachsen parallel zueinander so ausgerichtet sind,
dass sich dazwischen ein schmaler Walzenspalt G befindet. Ein Pulver 1 aus
einer magnetischen Legierung, die durch eine mechanische Pulverisierung
von abgeschreckten dünnen
Bändern
hergestellt ist, wird in einem auf den Walzen 3A, 3B montierten
Trichter 2 abgelegt, um ein Fallen des Legierungspulvers 1 durch
den Walzenspalt G zwischen die Walzen 3A, 3B,
die sich jeweils in der durch den Pfeil bezeichneten Richtung drehen,
zu ermöglichen.
Die Walzen 3A, 3B sind jeweils an den Anschluss
einer elektrischen Stromquelle 5 angeschlossen, die das
Durchleiten eines hohen elektrischen Stroms durch die Schicht des
im Walzenspalt G gehaltenen Legierungspulvers 1 ermöglicht,
so dass die Schicht der Legierung 1 während des Aufenthalts des Pulvers 1 im
Walzenspalt auf die höchste
der Behandlungstemperaturen zwischen den Walzen 3A, 3B erhitzt
wird, die jeweils in Richtung der anderen getrieben werden, während die
Walzen 3A, 3B sich drehen, indem eine durch die
Pfeile P veranschaulichte Kraft P in horizontaler Richtung einwirken gelassen
wird, so dass die Schicht des Legierungspulvers 1 zu einer
uniaxial heißverformten
Magnetbahn 4 komprimiert wird. In diesem Fall wird eine
uniaxiale Verformung der Pulverschicht realisiert, weil die auf
die Pulverschicht einwirkende Druckkraft P in der horizontalen Richtung parallel
zu den Walzenachsen entlastet wird und nur auf die vertikale Richtung
begrenzt ist.
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Weil
das Legierungspulver 1 eine lockere Anordnung bildet, bis
das Pulver 1 im Walzenspalt G komprimiert ist, ist eine
Widerstandsheizung des Legierungspulvers beim Legierungspulver 1 wenig
wirksam, bevor dieses in den Walzenspalt G eintritt, so dass eine
Temperaturerhöhung
des Legierungspulvers erst nach dem Eintritt in den Walzenspalt
G erfolgt. Andererseits nimmt die Wirkung der Widerstandsheizung
auf die Pulverschicht ab, wenn die Magnetbahn 4 aus dem
Walzenspalt G austritt, wodurch ein sehr kurzer Zeitraum für die effektive
Widerstandsheizung des Pulvers 1 aus den abgeschreckten
dünnen
Bändern
der magnetischen Legierung gewährleistet
ist.
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Nach
diesem Verfahren zum Walzen eines stromführenden Pulvers wird ein magnetisch
anisotroper Permanentmagnet mit einer Nanocomposit-Struktur mit
einer Feinheit in der Größenordnung von
10 nm in der voluminösen
Form einer Bahn 4 ohne ein wesentliches Kornwachstum der
Magnetlegierung erhalten, was andernfalls im Verlauf der Umwandlung
eines amorphen oder mikrokristallinen Zustands zu einer kristallisierten
Struktur unvermeidbar ist.
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Die
höchste
Temperatur und die Geschwindigkeiten der Temperaturerhöhung und
Temperaturverminderung bei der oben beschriebenen Behandlung können bestimmt
werden, indem die Geschwindigkeit der Walzendrehung und der zwischen
den Walzen 3A, 3B durchgeleitete elektrische Strom zweckmäßig ausgewählt werden,
während
der Grad der komprimierenden Verformung durch eine zweckmäßige Auswahl
des Walzenspalts G und der komprimierenden Kraft P zwischen den
Walzen 3A, 3B optimiert werden kann. Es ist wünschenswert,
dass dieses Behandlungsverfahren in einer Atmosphäre eines
Vakuums oder eines nichtoxidierenden Gases durchgeführt wird,
um eine Zersetzung des Legierungspulvers 1 und der in der
Hitze verformten Magnetbahn 4 durch eine Oxidation bei
erhöhter
Temperatur zu verhindern. Es ist natürlich optional, dass dem in 1 veranschaulichten
Walzensystem ein weiteres Paar Walzen oder eine Reihe von Walzenpaaren
folgt, durch die die in der Hitze verformte Magnetbahn 4 einer
weiteren uniaxialen Verformungsbehandlung unterzogen wird.
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Selbstverständlich ist
das Verfahren zur Bewerkstelligung einer uniaxialen Heißverformung
von abgeschreckten dünnen
Bändern
der Magnetlegierung nicht auf das oben beschriebene Verfahren zum Walzen
von stromführendem
Pulver beschränkt,
und verschiedene andere Verfahren wie das Kompressions-entladungs-Sinterverfahren
und dergleichen können
mit der Maßgabe
angewandt werden, dass das Verfahren im Wesentlichen auf dieselbe
Weise wie das Verfahren zum Walzen von stromführendem Pulver funktioniert.
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Nachfolgend
wird das Verfahren der vorliegenden Erfindung ausführlicher
anhand von Beispielen beschrieben, die jedoch keinesfalls den Rahmen der
vorliegenden Erfindung in irgendeiner Weise einschränken.
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Beispiel 1.
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Eine
Schmelze aus einer Magnetlegierung, die aus 8 mol-% Neodym, 1 mol-%
Lanthan, 76 mol-% Eisen, 10 mol-% Kobalt und 5 mol-% Bor plus Spuren
an unvermeidbaren Verunreinigungselementen besteht, wurde durch
ein Verfahren des Flüssigabschreckens
unter Verwendung einer Einwalzenvorrichtung mit einer Walze, die
sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 60 m/s in einer Argonatmosphäre mit vermindertem
Druck drehte, in abgeschreckte dünne
Bänder
mit amorpher Struktur umgewandelt.
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Die
amorphen, abgeschreckten, dünnen Bänder wurden
zu einem Pulver mit einer solchen Feinheit, dass sie durch ein Sieb
mit 100 mesh gelangten, mechanisch pulverisiert. Das so erhaltene Magnetlegierungspulver
wurde mittels des Verfahrens zum Walzen eines stromführenden
Pulvers unter Verwendung einer Vorrichtung eines Systems, das dem
in 1 veranschaulichten ähnlich ist, zu einem uniaxial
heißverformten
Permanentmagneten in der voluminösen
Form einer Bahn eines kontinuierlichen Stücks mit einer Breite von 20
mm und einer Dicke von 1 mm umgewandelt. Die Betriebsbedingungen
hier umfassten: einen Mittelwert von 500 kg/cm2 des
uniaxialen Walzendrucks, einen elektrischen Strom von 10 kA zwischen
den Walzen 3A, 3B, eine Umfangsgeschwindigkeit
der sich drehenden Walzen 3A, 3B von 1 mm/s, einen
Zeitraum von etwa 20 s zur Temperaturerhöhung bis zur Heißverformungstemperatur
von beispielsweise 800 °C
und etwa 40 s zur Temperaturverminderung von diesem Wert herunter
auf 300 °C.
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Nach
der Entfernung von mit Lanthan angereicherten Randbereichen mit
einer Breite von 2,5 mm auf beiden Seiten der Magnetbahn 4 mit
einer Breite von 20 mm, die auf die oben beschriebene Weise erhalten
worden war, wurde die Magnetbahn mit einer Breite von 15 mm der
Messung der magnetischen Eigenschaften in Längsrichtung der Bahn unterzogen,
wodurch festgestellt wurde, dass die restliche Magnetflussdichte
Br 1,66 T und die Koerzitivkraft iHc 800 kA/m betrugen, wodurch
die uniaxiale magnetische Anisotropie des Magneten gestützt wurde.
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Eine
chemische Analyse der Magnetbahn deutete darauf hin, dass der 15
mm breite Mittelbereich der Magnetbahn 4 aus 8,1 mol-%
Neodym, 0,1 mol-% Lanthan, 76,5 mol-% Eisen, 10,1 mol-% Kobalt und
5,1 mol-% Bor bestand, was auf eine Lanthananreicherung in den entfernten,
aus Fe- und Nd2Fe14B-Phasen bestehenden
Randbereichen mit einer Breite von 2,5 mm hindeutete.
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Beispiel 2.
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Ein
abgeschrecktes, amorphes, dünnes Band
wurde unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 1 aus einer Legierungszusammensetzung hergestellt,
die mit Ausnahme von unvermeidbaren Verunreinigungselementen aus
6,0 mol-% Praseodym, 1,5 mol-% Lanthan, 87,5 mol-% Eisen und 5,0 mol-%
Bor bestand. Eine voluminöse
Platte aus einem kontinuierlichen Stück mit einer Breite von 20 mm
und einer Dicke von 1 mm wurde aus dem oben hergestellten amorphen
Band mittels des Verfahrens zum Walzen eines stromführenden
Pulvers unter denselben Bedingungen wie auch in Beispiel 1 hergestellt.
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Eine
15 mm breite voluminöse
Platte, die erhalten wurde, indem aus Fe/Fel4Nd2B-Phasen bestehenden Randteile mit einer
Breite von 2,5 mm von der oben erhaltenden voluminösen Platte
mit einer Breite von 20 mm entfernt wurden, wurde den Messungen
der magnetischen Eigenschaften unterzogen, wodurch die Ergebnisse
einer Br von 1,53 T und einer iHc von 990 kA/m sowie einer magnetischen Anisotropie
erhalten wurden. Diese Probe bestand aus 6,5 mol-% Praseodym, 0,1
mol-% Lanthan, 88 mol-% Eisen und 5,4 mol-% Bor, was darauf hindeutet, dass das
meiste Lanthan in den Randbereichen konzentriert war.
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Beispiel 3
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Eine
Legierungsschmelze, die aus 95 Gew.-% einer ersten Legierung, die
mit Ausnahme von unvermeidbaren Verunreinigungselementen aus 8 mol-%
Neodym, 82,5 mol-% Eisen, 8 mol-% Bor, 1 mol-% Aluminium und 0,5
mol-% Titan bestand,
und 5 Gew.-% einer zweiten Legierung, bei der es sich um eine SmCu-Legierung
handelte, hergestellt wurde, wurde auf dieselbe Weise wie in Beispiel
1 zu abgeschreckten Dünnfilmen
mit amorpher Struktur verarbeitet, aus denen eine aus einem kontinuierlichen Stück bestehende
Bahn auf dieselbe Weise wie in Beispiel 1 hergestellt wurde.
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Eine
Messung der magnetischen Eigenschaften in Längsrichtung des mittleren Bereichs
der Magnetbahn wurde für
den Bahnmagneten durchgeführt,
wobei festgestellt wurde, dass die restliche Magnetflussdichte Br
1,45 T und die Koerzitivkraft iHc 1250 kA/m betrug, wodurch die
uniaxiale magnetische Anisotropie des Magneten gestützt wurde.
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Der
Bahnmagnet wurde von Hand zu einem Pulver mit einer solchen Feinheit
gemahlen, dass es durch ein Sieb von 20 mesh gelangte, das einer Röntgenbeugungsuntersuchung
unterzogen wurde, wobei festgestellt wurde, dass die hauptsächlichen kristallinen
Phasen, aus denen das Pulver bestand, Nd2Fe14B und Fe3B einschlossen.
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Beispiel 4 (nicht erfindungsgemäß)
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Ein
kontinuierliches Stück
aus einer magnetisch anisotropen Magnetbahn wurde auf dieselbe Weise
wie in Beispiel 1 mit der Ausnahme hergestellt, dass die Ausgangs-Legierungsschmelze
mit Ausnahme von unvermeidbaren Verunreinigungselementen aus 8 mol-%
Neodym, 1 mol-% Lanthan, 76 mol-%
Eisen, 5 mol-% Bo5, 1 mol-% Kupfer und 0,5 mol-% Molybdän bestand
und der elektrische Strom zwischen den Walzen beim Verfahren zum
Walzen eines stromführenden
Pulvers von 10 kA auf 15 kA erhöht
wurde.
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Eine
Messung der magnetischen Eigenschaften der Magnetbahn in Längsrichtung
wurde für den
mittleren Bereich des Bahnmagneten durchgeführt, wobei festgestellt wurde,
dass die restliche Magnetflussdichte Br 1,53 T und die Koerzitivkraft
iHc 1040 kA/m betrug, wodurch eine uniaxiale magnetische Anisotropie
des Magneten gestützt
wird.
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Der
Bahnmagnet wurde von Hand zu einem Pulver mit einer solchen Feinheit
gemahlen, dass es durch ein Sieb von 20 mesh gelangte, das der Röntgenbeugungsuntersuchung
unterzogen wurde, wobei festgestellt wurde, dass die hauptsächlichen
kristallinen Phasen, aus denen das Pulver bestand, Nd2Fe14B und Fe3B einschlossen.