HU227736B1 - Iron-based rare earth alloy nanocomposite magnet and method for producing the same - Google Patents

Description

VASALAPÚ, RITKAFÖLDFÉMMEL ÖTVÖZÖTT NANOKOMPOZIT MÁGNES

A találmány általánosságban a különböző típusú motorokban és működtető ele5 mekben használható állandó mágnesekre, ezen belül egyrészt olyan vasalapú, ritkaföldfém ötvözetű, nanokompozit mágnesre vonatkozik, amely több ferromágneses fázist foglal magában.

Napjainkban egyre nagyobb szükség van arra, hogy a fogyasztói elektronikus készülékek, iroda-automatizálási berendezések és a különböző típusú villamos 10 műszerek teljesítményét tovább javítsuk, ugyanakkor tovább csökkentsük azok méretét és súlyát, Ehhez az kell, hogy maximalizálni lehessen az ilyen berendezésekben használható, mágneses áramkörként alkalmazott, állandó mágnes teljesltmény/súly arányát. Például, igen nagy most a kereslet a kb. 0,5 T, vagy nagyobb B_r remanens mágneses indukcióval rendelkező állandó mágnesek Iránt. Széles körben használnak kemény ferrit mágneseket, mert az Ilyen típusú mágnesek viszonylag olcsók. Ugyanakkor a kemény ferrit mágnesek nem érik el a kb. 0,5 T, vagy nagyobb magas B_f remanens mágneses indukciót.

Jelenleg egy porkohászait, eljárással gyártott Sm-Co alapú mágnes tekinthető olyan tipikus állandó mágnesnek, amely eléri a magas, kb. 0,5 T, vagy nagyobb

B_r remanens mágneses indukciót. Viszont az Sm-Co alapú mágnes költséges, mert mind a szamárium, mind a kobalt drága anyag.

Vannak példák más, magas maradék mágnesességgel rendelkező anyagokra ilyen a porkohászat! eljárással készült Nd-Fe-B alapú színtereit mágnes, és az olvadék hirtelen lehűtésével gyártott, Nd-Fe-B alapú, gyorsan szilárduló mág25 nes. Például a JP 59-46008 sz. közzétételi irat egy Nd-Fe-B alapú, színtereit mágnest, a JP 60-9852 sz. közzétételi irat pedig egy Nd-Fe-B alapú gyorsan szilárduló mágnest ismertet, A színtereit mágnes 8-30 lömeg% ritkaföldfém őtvózöket (amelyek között minden esetben szerepel Y) tartalmaz, a 8 mennyisége pedig 2-28 tömeg%, A gyorsan szilárduló mágnesben alkalmazott ntkaíöld30 fémek célszerűen neod irmom és prazeodimium,

A Nd-Fe-B alapú színtereit mágnes főleg a viszonylag olcsó vasból áll (jellemzően a teljes tömeg mintegy 80-70 tömeg %-a), és sokkal kevésbé drága, mint 98972-13954 Er ?

φ ΦΧΦ φ *♦**

Φ Φ *·

ΦΦ ·*· * *

χ. ΧΦΦΧ *

X* « · a Sm-Co alapú mágnes, Még a Nd-Fe-B alapú színtereit mágnes gyártása Is költséges. Ez részben azért van így, mert nagy berendezés és sok gyártási- és feldolgozási lépés szükséges, hogy leválasszak és tisztítsuk, vagy redukcióval előállítsuk a neodimlumot, amely általában a mágnes kb, 10-15 %-át adja. Rá5 adásul a porkohászati eljárás általában viszonylag nagyszámú technológiai lépést tartalmaz.

A porkohászati eljárással készült, Nd-Fe-B alapú színtereit mágneshez viszonyítva, a Nd-Fe-B alapú, gyorsan szilárduló mágnest alacsonyabb költséggel lehet előállítani az olvadék hirtelen lehűtését megvalósító eljárással Ez azért lö van igy, mert a Nd-Fe-B alapú gyorsan szilárduló mágnest az olvasztás, az olvadék hirtelen lehűtése és hőkezelés viszonylag egyszerű gyártástechnológiai lépésein keresztül lehet előállítani. Ugyanakkor ahhoz, hogy hirtelen lehűtött olvadékból állandó mágnest nyerjünk Ömlesztett formában, először mágnest kell előállítani gyorsan szilárduló ötvözetből készült mágnespor és kötőgyanta ©Ιοί 5 gyrtésével. A mágnespor normái esetben az öntött mágnes volumenének maximum mintegy 80 térfogat %-át adja. Ugyanakkor az olvadék hirtelen megvalósító eljárással készült, gyorsan szilárduló ötvözet mágnesesen izotróp.

A fenti okokból adódóan a Nd-Fe-B alapú, az olvadék hirtelen lehűtését megvalósító eljárással készült, gyorsan szilárduló mágnesnek alacsonyabb a B_r rema20 nens mágneses indukciója, mint a mágnesesen anizotrop, Nd-Fe-B alapú, porkohászati eljárással készült színtereit mágnesnek.

A JP 1-7502 sz. közzétételi irat bemutat egy olyan technológiát, amely szerint a Zr, Nb, Mo, Hí, Ta és W-ból álló csoport egy elemét és a Ti, V és Cr-ból álló csoport egy elemét kombinálva adják az ötvözethez, és ez hatékonyan javítja a

Nd-Fe-B alapú gyorsan szilárduló mágnes mágneses tulajdonságait. Ha ezeket az elemeket az ötvözethez adjuk, megnő a mágnes H-í koercivitása és korróziógátló képessége. Ugyanakkor, az egyetlen ismert hatékony módszer a B_r remanens mágneses indukció javítására a kötött mágnes sűrűségének növelése. Ha egy Nd-Fe-B alapú gyorsan szilárduló mágnes r itkaföldfemele met tarló talmaz mintegy 8, vagy annál nagyobb atom %-ban, a korábbi technológiák gyakran használták a szál-húzásos eljárást, ahol az anyag ötvözetének olvadóφ «.*·» ο

kát hűtő hengerre juttatják, hogy növeljék az anyag ötvözet gyorshütésl és szilárdulási sebességét.

A Nd-Fe~B alapú gyorsan szilárduló mágnesre vonatkozóan alternatív mágnes anyagot javasoltak R. Coehoorn és munkatársai ( J de Phys. C8, 1998, 669-670 oldal), A bemutatott anyag összetételében található egy ritkaföldférnetem viszonylag alacsony mól frakción (azaz: kb. híds-s-Fe?-,281$, ahol az alsó Indexek atom-százalékot jelölnek), és egy Fe_aB típusú vegyület, mint fő fázis. Ezt az állandó mágnes anyagot egy, az olvadék hirtelen lehűtését megvalósító eljárással készült amorf ötvözet hevítésével és kristályosításával nyerjük, A kristályosított 10 anyag melasíaöííis szerkezetű, amelyben együtt találhatók puha mágneses Fe^B és kemény mágneses NcbFe^B fázisok, és amelyben finoman és egységesen oszlanak el a nagyon kis méretű kristály-szemcsék (rendesen több nanométeres nagyságrendben), e két kristályos fázis keverékeként. Ezért hívják „nanokompozit mágnesnek” az ilyen anyagból készült mágnest. A beszámolók 15 szerint az ilyen nanokompozit mágnes B_r remanens mágneses indukciója kb. 1 T, vagy nagyobb. koereivitása ugyanakkor viszonylag alacsony, azaz kb. 160 kA/m-töl kb, 246 kA/m-ig terjed. Igy ez az állandó mágnes anyag csak akkor alkalmazható, ha a mágnes munkapontja kb. 1, vagy annál nagyobb.

Számos javaslat született különféle fémek hozzáadására a nanokompozit mág20 nes anyag ötvözetéhez, mágneses tulajdonságai javítása céljából. Lásd például: a JP 3-281104 sz, közzétételi iratot, az US 4.836.888 sz. szabadalmi leírást, a JP 7-122412 sz. közzétételi iratot, a WO 003/03403 sz. nemzetközi szabadalmi leírást és W. C. Chan és társai, „Hcálló férnek hatásai az α -Fe/RaFe^Btípusú nanokompozitök mágneses tulajdonságaira” című munkáját az IEEE

Trans. Magn, No. 5, INTERMAG. 99, Kyongíu, Korea, 3265-3287. o,, 1999. kiadványban. Csakhogy a javasolt technikák egyike sem elég megbízható ahhoz, hogy mindig elfogadható értékű „jellemző költség visszatérő lést hozzon. Még pontosabban: egyik ilyen technikával gyártott nanokompozit mágnes sem képes elég magas koercivltást elérni ahhoz, hogy valóban felhasználható tegyen kü30 íoníéle alkalmazásokban, azaz, egyik ilyen mágnes sem mutat a kereskedelmi forgalmazás szempontból életképes mágneses tulajdonságokat.

*« φ*

V <

* «

A jelen találmánnyal az Ismertetett problémák kiküszöbölése a célunk,, és olyan eljárás kidolgozása, amellyel kiváló mágneses tulajdonságú vasalapú ötvözetű állandó mágnes állítható elő kis költséggel, továbbá olyan állandó mágnest kialakítása, amelynek H_cj koercivltása elég nagy ahhoz,, hogy a mágnest fel Je5 hessen használni különféle alkalmazásokban (pl H^í > kb. 550 kA/m), miközben a 8_f remanens mágneses indukció értéke kb. G,8Ö T, vagy több marad.

A kitűzött feladatot a találmány szerint olyan vasalapú ritkaföldfém ötvözetű nanokompczit mágnessel oldottuk meg, amely egy R2T14Q típusú vegyület knstályszemcséit tartalmazza, továbbá tartalmaz olyan ferromágneses vasalapú boridét, amely a szemcsehatáron található az R2L4O típusú vegyület kristályszemcséi között, amelynek tömegszázalékos összetétele a találmány szerint {Fe-í^T'nl-ioö-x-y-zQxRyTb, aboíT legalább egy kiválasztott elem a Co és Ni~ből álló csoportból, Q legalább egy kiválasztott elem a B és C-ből álló csoportból, és R legalább egy ritkaföldfémé lem, amely lényegében nem tartalmaz La-t vagy

Ce-t, továbbá az x, y, z és m mól frakciók megfelelnek az alábbi egyenlőtlenségeknek:

atom %<x<17 atom %:

atom atom %;

0,5 atom %<z<6 atom %; illetve

0«m<0,5;

ahol a mágnes kristályszemcséinek átlagos szemcsemérefe kb, 20 nm és kb, 200 nm között van, és amelyben a íerramágneses vasalapú borid a szemcsehatáron diszpergálódik vagy film formában van jelen a szemcsehatár felett, úgy, hogy legalább részben fedi az RzT^Q típusú vegyület kristályszemcséinek fél25 színét.

A találmány egyik előnyös kiviteli alakjában az x. y és z mól frakciók megfelelnek az alábbi egyenlőtlenségeknek: 10 atom %<x<15 atom %, 7 atom %<y<9,3 atom %, és 1,5 atom %<z< 5 atom %,

Egy másik előnyös kiviteli alak esetében a mágnes kristályos fázisokat tartal30 máz, beleértve az RsTwQ típusú vegyületet és a ferromágneses vasalapú « «« boridot, összességében kb. SS térfogat %-ban vagy többen, és amorf fázisokat kb. 5 térfogat %-ban vagy kevesebben.

Ezen beiül a mágnes az R2T5.4Q típusú vegyületet előnyösen kb. 65 - 85 térfogat %-ban tartalmazza.

Ismét egy másik előnyős kiviteli alak esetében az R?TuQ típusú vegyület kristátyszemeséinek Ts koncentrációja kb, 2 atom % vagy kevesebb, míg a Ti koncentráció a szemcsehatáron, az RTÍAQ típusú vegyület kristályszemcséi között magasabb, mint az RsT«ö típusú vegyület khstáiyszemcséinek belsejében lévő

Pontosabban, a TI koncentráció az. R2R4Q· típusú vegyület krisfályszemcséi közötti szemcsehatáron kb. 7 atom % vagy több.

Ismét egy másik előnyös kiviteli alak esetében a ferromágneses vasaiapú borid átlagos mérete kb, 50 nm vagy kevesebb, a szemcsehatár vastagsága mentén mérve.

1.5 Ismét egy másik előnyös kiviteli alak esetében a ferromágneses vasaiapú borid film formában van jelen, melynek átlagos vastagsága kb. 20 nm vagy kevesebb az RiTuQ típusú vegyület kristály szemcséi közötti szemcsehatár felett.

Egy másik előnyős kiviteli alak esetében a ferromágneses vasaiapú borid diszpergálódík az R2R4O típusú vegyület kristályszerncséi közötti szemeseire20 tárban, és átlagos fő tengely hossza kb. 1 nm ~ SO nm.

Egy másik előnyös kiviteli alak esetében a mágnes egy tetszőleges keresztmetszetén az RfFuQ típusú vegyület kristályszemcséinek átlagos mérete nagyobb, mint a ferromágneses vasaiapú borid átlagos mérete.

Egy másik előnyös kiviteli alak esetében az x és y mól frakciók megfelelnek az alábbi egyenlőtlenségeknek: Tö atom %<x<14 atom % és 0,5 atom %<z<4 atom %.

Ismét egy másik előnyös kiviteli alak esetében a vasaiapú borid Fe₃B-t és/vagy FesjBg-t tartalmaz.

Art

4Χ «

- 6 ··

Ismét egy másik előnyős kiviteli alak esetében a mágnes vékony esik formájú, vastagsága kb. 10 pm - 300 pm.

Ismét egy másik előnyös kiviteli alak esetében a mágnest por-részecskékké őröltük, Ebben a konkrét előnyben részesített megjelenési formában a porrészecskék részecske középmérete kb, 30 pm - 250 pm.

Ismét egy másik előnyös kiviteli alak esetében a mágnes az alábbi paraméterekkel meghatározott kemény mágneses tulajdonságokkal rendelkezik: B_r remanens mágneses Indukció legalább kb. 0,80 T, a maximum energia (BH)_fnax legalább kb. 100 kJ/nr', és a koercivitás Η_&· legalább kb. 480 Wm.

Még pontosabban, a mágnes előnyösen kemény mágneses fulajdortságokkal rendelkezik, amelyeket az alábbiak reprezentálnak: B_r maradvány kb. 0,85 T vagy több és maximum energia (BH)_roax kb. 120 kj/m³ vagy több.

A találmány egy további előnyős kiviteli alakja szerint a kötött mágnes ügy állítható elő, hogy a fentebb leirt előnyös kiviteli alakok bármelyike szerinti vasalapú ritkaföldfém ötvözetű mágnes porából álló mágnesport olvasztunk össze.

A találmányt az alábbiakban a csatolt rajz alapján ismertetjük részletesebben, amelyen a javasolt mágnes példakéntl kiviteli alakját tüntettük fel. A rajzon az

1Á. és 1B. ábrák a találmány egy-egy előnyös kiviteli alakja szerinti vasalapú ritkaföldfém ötvözetű nanokompozit mágnes szerkezetét mutatják vázlatosan, a

2A. ábra a találmány szerinti vasalapú ritkaföldfém ötvözetű mágneshez gyorsan szilárduló ötvözet készítésére alkalmas berendezés metszete, a

28. ábra a 2A. ábrán látott berendezés egy részét mutatja nagyobb léptékben, ahol az olvadékot hirtelen lehűljük és gyorsan szlárdltjuk, a ábra a találmány szerinti mágnesből készített minta lemágnesezési görbéjét mutatja, a

4. ábra a lágyított minta röntgensugár elhajlási diagramját mutatja, az κ « ·♦··*

5. ábra a találmány szerinti mágnesről kb. 125000-szeres nagyítással készített fénykép, ahol transzmissziós elektron-mikroszkóppá} vizsgáltuk a kezelt minta mikro-fémstruktúráját, a

6. ábra a találmány szerinti mágnesről készített kép, amely egy tű5 szerű minta fém struktúráját mutatja atom-szondás térion mikroszkópban, a

7. ábra a Nd, B és Ti kumulatív koncentrációs profitjait mutatja, ahogy a 2. sz. mintánál mértük a mélység irányában, a

8A. ábra a 7. ábra A-L. régiójában a Ti koncentrációk és a Nd kontó centráoíók közötti összefüggést mutatja, és a

8B- ábra a 7. ábra A-L. régiójában a Ti koncentrációk és a B koncentrációk közötti összefüggést mutatja.

A találmány egy előnyős kiviteli alakja szerinti vasalapú, ritkaföldfémmel ötvözött mágnes olyan nanokompozít mágnes, amely Ti-t tartalmazó rítkaföldfém15 vas-bor alapú anyag ötvözet olvadékának gyors hűtésével és szilárdításával keletkezik. Ez a gyorsan szilárdult ötvözet nanokhstáíyos fázisokat tartalmaz. Ha szükséges, a gyorsan szilárdult ötvözet hevíthető és tovább knstályositható.

Általánosságban elmondhatjuk, hogy ha egy R ritkaföldfémelem mól frakciója alacsonyabb, mint kb. 10 atom %, akkor a kemény mágneses tulajdonságokhoz

2.0 hozzájáruló FEFéuB fázis csökkenti ennek volumen-százalékát:. Továbbá, egy α-Fe fázis korábban képez magot, mint a R₂FeuB fázis, és könnyen jelentősen megnöveli a szemcseméretét. Mível az «-Fe fázisnak magas mágnesessége van, a keletkező mágnes mágnesessége is egészében növekszik. Ugyanakkor, mivel a mágnes tartalmazza a szélsőségesen nagy «.-Fe fázist, lemágnesezésl görbéjének hurok négyszögieíessége romlik, és csökken a koercivitása is, A korábbi technológiák esetében úgy próbálták növelni a koercivitást, hogy csökkentették minden egyes kristály fázis méretét (beleértve az α-Fe fázist is, aminek könnyen van jelentősen nagy mérete), valamilyen fém elem hozzáadásával. Az eredményül kapott koercívitás azonban még így is elégtelennek bizonyult.

♦ 4 94 ·

44 4 4 ·

V 4 * * 4 * *

4« 44 » * * *♦*,* χ 499 4* ♦

-8Találmányunk alapja az a felismerés, hogy megfelelő mennyiségű Tét, majd agy RsJuQ típusú vegyület kristalyszemcséit, majd vasalapú boridét adva egy olyan anyag ötvözethez, amely az R ntkafőldfémelemet kevesebb, mint kb. 10 atom %.-ban, és a B-t kb. 10-17 atom %-ban tartalmazza, az korábban és gyor5 sabban képez magot, mint az Fe fázis a hűtésnek és szilárdításnak alávetett olvadt ötvözetben, és Így megakadályozható az α-Fe magképződése és jelentős szemcse-növekedése. Azt is felismertük, hogy a kemény mágneses fázist a lágy mágneses fázisnál gyorsabban és korábban nukíeizálva és növelve, a vasaiapú borid ferromágneses tulajdonságokkal rendelkező magjai állíthatók 10 elő az R2T14Q kristályok közötti szemcsehatáron. Ennek megfelelően, ha a ferromágneses vasalapú borid úgy növekszik az anyag ötvözet kristályosítási eljárása során, hogy a határfelületi energia növelése nélkül befedi az R2T14Q kristáíyszemcsék felszínét, akkor a több magból keletkezett vasalapú borid Ideiglenesen diszpergá födik, de hamarosan részlegesen összekapcsolódik az R₂ThQ 1.5 krisíályszemcsék felületén. Ennek következtében a vasaiapú borid végül egyfajta filmet vagy réteget alkot. így az RfifoQ krisíályszemcsék felületét legalább is részben befedi a vasaiapú borid film.

dfi

A találmány előnyös kiviteli alakjai egy olyan nanokompozit struktúrát adnak, amelyben a kemény mágneses fázisul szolgáló R?T_WQ kristályszemcséket egy 20 lágy mágneses fázisul szolgáló vékony, vasalapú borid film választja el egymástól (átlagos vastagság kb. 20 nm vagy kevesebb), és/vagy ennek finom részecskéi (főtengely-méret kh. 1 nm - 50 nm). Ez azt jelenti, hogy az R2L4Q krisíályszemcsék szemcsehatára mentén a lágy és kemény mágneses fázisok mágnesesen összekapcsolódnak csere kölcsönhatás révén. A kemény és lágy mágneses fázisok csere kölcsönhatása főleg a határfelületükön történik. Mivel a lágy mágneses fázis a kemény mágneses fázist takaró film formájában van jelen, a lágy fázis legnagyobb részének mágneses nyomatéke mágnesesen őszszeszűkitett, következésképp kiváló mágneses tulajdonságok érhetők el. Ennek eredményeképp olyan struktúra keletkezik, amely az angol szakterületen 30 „exchange spríng néven ismert mágnesként tud működni. A feltalálók azt is felfedezték, hogy ezt a mágneses összekapcsolódást gyengíti egy gyenge mágneses fázis vagy egy nem-mágneses fázis, amely a szemcsehatáron található.

« * *

-9 Az IA. és 1B. ábra vázlatosan mutatja a találmány egy előnyös kiviteli alakja szerinti nanokompozlt mágnes szerkezetét. Az 1A. ábrán látható metszet vázlatosan mutatja az RsFe^B fázisokat és a szemesehatár-fázisokat, amelyekben Fe-B vasalapú borid van jelen. Az 1B. perspektivikus kép, amely az R^Fe^B fázist és a Fe-B vasalapú bondot mutatja. Amint az 18. ábrán látható, a Fe-B vasalapú borid finoman díszpergált, és/vagy összekombinálódott, mint egy film vagy réteg a szemcsehatáron, részben befedve ezáltal az R^Fe^B fázis felületét. Más szavakkal, az R₂Fe«B fázis szemcsehatárán lévő Fe-B vasalapú borid részben folyamatos, részben megszakított

Ezen a módon, a találmány előnyben részesített megjelenési formáinak megfelelően, ferromágneses tulajdonságokkal rendelkező vasalapú borid keletkezik az R₂F€mG krístályszemcsék közti szemcsehatáron vagy mellékhatáron, ezzel legalább részben fedve az R₂F©_UQ krístályszemcsék felületét. Ennek eredményeképpen, olyan egyedi nanokompozit mágnes szerkezet nyerhető, amelyben egy finom (vagy vékony) vasalapú borid van jelen az RzFe-wQ kristályszemcsék közti szemcsehafáron vagy mellék-határon. Az Itt használt „szemcsehatár kifejezés nemcsak a szoros értelemben vett „szemcsehatárra vonatkozik, hanem a „meilékhatárra is.

A feltalálók által folytatott kísérletek eredményeiből kiderült, hogy különösen akkor nyerhető kiváló mágneses tulajdonságokkal rendelkező nanokompozlt mágnes, amikor a ferromágneses tulajdonságokkal rendelkező vasalapú borid vékony filmet képez az R₂FeuÖ krístályszemcsék felszíne felett, a szemcsehatáron. A találmány előnyös kiviteli alakjaiban, a szemcsehatáron vékonyan található lágy mágneses fázis a teljes mágnes kb. 10-40 térfogat %-át teszi kí.

Ilyen szerkezet úgy érhető el, hogy az RjFewG kristály szemcséket más lágy mágneses fázisok kristáiyszemcséinél gyorsabban és előbb nukleizáljuk és növeljük Ti hozzáadásával, és aztán kícsapatjuk a vasalapú: boridof az FbFeuQ kristály szemcséi közötti térben (vagy a szemcsehatáron). Vagyis a lágy mágneses fázis csak az R₂FeuQ kristályszemcsék megfelelő nukleizálását és növelését kővetően növekedhet a szemcsehatáron. Ennek megfelelően, a lágy mágneses fázis szemcse-növekedését a szemcsehatár szakaszán az R₂FeuG krisfc <

♦ «

10* · * * fcfc fc «fc »

fc*X ♦

fcfc fc * * Vfcfcfc tályszemcsék korlátozzák. Az ily módon keletkezett lágy mágneses fázis kristályrácsa nem illeszkedik a kemény mágneses fázis kristályrácsához. Ennek a nanokompozit mágnesnek a szerkezete ebben a tekintetben is más, mint a FesE/R^Fe^B típusú nanokompozit mágnes szerkezete. Specifikusan, egy

FesS/FhFe^B típusú nanokompozit mágnesben, amely az R ritkaföidfémelemet kb. 2 atom % - 6 atom % és a bort (B) kb. 15 atom % - 20 atom %-ban tartalmazza, a lágy mágneses Fe^B fázis és a kemény mágneses R^Fe^B fázis fázis-transzformációs folyamat során keletkezik. Azaz, a lágy mágneses Fe₂B fázis kicsapódik, mielőtt a kemény mágneses R₂Fei₄8 fázis· magot alkotna. Ab10 bán az esetben a légy mágneses fázis nem lehet leien a film alakban, így megfigyelhető, hogy a FesB kristályrácsa részben megfelel az R^Fe^B kristátyráA találmány előnyős kiviteti alakjaiban, amint az RgTwQ krisfályszemcsék magot alkotnak és növekednek, az olvadt ötvözetben lényegében egyenletesen szétoszló TI az R₂TuQ kristályszemcsék szemcsehatárára kényszerül, és ott kondenzálődik. A feltalálók szerint ennek oka az, hogy a Ti nem tud létezni egy kémiailag stabil állapotban az R₂T<₄Q krisfályszemcsék belsejében. A feltalálók által összegyűjtött kísérleti adatok szerint a szemcsehatár-fázlsba kondenzálódött Ti kb. 5 atom % - 3Ö atom % koncentráción volt jelen a szemcse határon.

Az azonban nem volt egészen világos, hogy milyen formában létezett ott a Ti.

Most egy, a találmány egy előnyős kiviteli alakjának megfelelő vasalapü ritkaföldfém ötvözetű mágnest Ismertetünk részletesebben.

A találmány különféle előnyös kiviteli alakjaiban a vasalapü ritkaföldfém ötvözetű mágnes előnyösen olyan összetétellel rendelkezik, amelyet a (Fe-í.,r„T_?n)ioo x-y zQxRyTb általános képlet ír le. Ebben a képletben, a T előnyösen a Co és Ni-ből álló csoportból kiválasztott legalább egy elem, a Q előnyösen a B és C-ből álló csoportból kiválasztott legalább egy elem és az R előnyösen legalább egy ritkaföldfémeiem, amely lényegében nem tartalmaz La-t vagy Ce-t. Az x, y, z és m mól frakciók megfelelnek az alábbi egyenlőtlenségeknek:

lö atom %<x<1.7 atom %, 7 atom %<y<1ö atom 0,5 atom % <z<8 at % és ö<m<ö,5. Ez az ötvözet mágnes előnyösen tartalmazza egy Rs'TuQ típusú ve> φφ φ φ ί ΐ ♦ φφ φ · * * » Φ V «Φ * * * « «. » φφφ* ♦

- π gyület kristályszemcséit és egy ferromágneses vasalapú boridét,. melyek csere kölcsönhatás révén mágnesesen összekapcsolódtak. A ferromágneses vasalapú borid előnyösen úgy növekszik, hogy filmet fejleszt ki az R₂TmQ kristályszemcsék közötti szemcsehatáron, és lefedi az. R₂TuQ kristályszemcsék egész felületét.

A találmány ezen. előnyös megvalósítási formájának megfelelő vasalapú ritkaföldfém ötvözetű mágnes kevesebb, mint kb. 10 atom %-ban tartalmaz egy ritkaföldfémeiemet. A ferromágneses tulajdonságú vasalapú borid azonban a fő fázis szemesebatáfán kicsapódott. Ennek megfelelően, a mágnes összehasonló Hihető (vagy inkább megnövékedett) mágnesességet (vagy B_r remanens mágneses indukciót) és jobb lemágnesezési görbe hurök-négyszögletességet mutat, mint egy TM nem tartalmazó mágnes.

A találmány előnyös kiviteli alakja szerinti vasalapú ritkaföldfém ötvözetű mágnesben a ferromágneses tulajdonságokkal rendelkező fő fázis kristályszemeséit vékonyan befedik a vasalapú boridok, mint lágy mágneses fázis. Ennek megfelelően, e két fö fázis kristályszemcséí mágnesesen összekapcsolódtak csere kölcsönhatás útján. Következésképp az ötvözet egésze kiváló hurok négyszögletességet mutat a lemágnesezési görbében.

A találmány ezen előnyben részesített kiviteli alakja szerinti vasalapú ritkaföld20 fém ötvözetű mágnes vasalapű boridokat és α-Fe-t tartalmaz, amelyeknek a telítettségi mágnesezése közel egyenlő vagy még magasabb is, mint az R₂T_UQ (tipikusan, NdsFeuB) fázis telítettségi mágnesezése. A vasalapú boridra példa a FesB (kb. 1,5 T telítettségi mágnesezetfséggel) és a FessBs (kb. 1,6 T telítettségi mágnesezéssel). Ebben az esetben az Nd₂FewB fázis kb. 1,6 Ϊ telítettségi mágnesezéssel, az o-Fe fázis pedig kb. 2,1 T telítettségi mágnesezéssel rendelkezik.

Rendszerint, amikor a B x mól frakciója nagyobb, mint 10 atom %, és az R ritkaföldfémelem y möl frakciója kb. 6 atom % - 8 atom %, R₂ ^:Fe₂3B₃ keletkezik, hacsak nem adunk Tl~t, De még ha ilyen összetételű anyag ötvözetet használunk is, a Ti. hozzáadása R^e^B-t, FossBg-t és Fe3B-í, nem pedig R₂Fe₂₃B₃-t eredményezhet a találmány előnyös kiviteli alakjában. Ezek a vasalapú boridok hozzájárulnak a mágnesezés növekedéséhez. Meg keli jegyezni, hogy itt a „Fe₃B” magában foglalja a Fe^B-í, amit nagyon nehéz megkülönböztetni a Fe₃B-től.

A találmány különböző előnyös kiviteli alakjaiban a gyorsan szilárdult ötvözet vagy olyan szerkezettel rendelkezik, amelyben majdnem semmilyen jelentősen nagy szemeseméretö α-Fe fázis nem csapódott ki, hanem helyette egy nagyon kis szemcseméretű FCT^Q típusú fázis található, vagy olyan a szerkezet, amelyben egy nagyon kis szemeseméretö R2T14Ö típusú fázis és egy amorf fázis van jelen együtt. Az itt használatos értelemben az „amorf fázis” kifejezés nemcsak olyan fázist jelent, amelyben az atom eloszlás kellően rendezetlen, l ö hanem olyan fázist is, amely kristály-kezdeményeket, nagyon kis kristályos régiókat (méret: néhány nanométer vagy kevesebb) és/vagy atom-csoportokat tartalmaz. Konkrétabban, az „amorf fázis” kifejezés bármely olyan fázisra vonatkozik, amelynek a kristályszerkezetét nem lehet meghatározni röntgendiffrakciós vizsgálattal vagy transzmissziós elektron mikroszkóppal. Más sza15 vakkal, „kristályos fázisnak” nevezünk itt bármely olyan fázist, amelynek kristályszerkezete világosan meghatározható röntgen-diffrakciós vizsgálattal vagy transzmissziós elektron mikroszkópos megfigyeléssel.

A korábbi technológiák esetében, ha a találmány előnyös megvalósulási formáihoz hasonló összetételű olvadt ötvözetet (azaz: a Ti kivételével a találmány szerinti összetételben szereplő minden elemet tartalmazó összetételt) viszonylag lassan hűtünk, a nyert ötvözet olyan szerkezetű lesz, amiben sok α-Fe fázis keletkezik durván. így, mikor az ötvözetet hevítjük és utána kristályosítjuk, az α-Fe fázis jelentősen növelni fogja a szeracseméretet. Ha a lágy mágneses fázisok, beleértve az α-Fe fázist is, fúl sokat nőttek, az. ötvözet mágneses tulaj25 donságai jelentősen leromlanak, ezzel gyakorlatilag lehetetlenné téve, hogy egy ilyen ötvözetből minőségi állandó mágnes készülhessen.

Csak ha Ti-t adunk az anyag ötvözethez, akkor fog a kemény mágneses fázis gyorsabban és előbb magot képezni és növekedni, mint bármely másik fázis, és akkor fog ezután egy ferromágneses tulajdonságú vasalapú borid kicsapódni a fő fázis kristályszemcséi közötti: szemosehatáron. Ezután a kicsapódott vasalapú borid: hamarosan részben összekapcsolódik, és folyamatos filmet alkot. En♦ ♦ » nek eredményéként olyan szerkezet keletkezik, amelyben a fő fázis kristályszemeséinek felszínét vékonyan beborítja ez a film.

A Ti-t kivéve bármely más fém elem (pl.Nb, V, Cr, stb) hozzáadásakor az a-Fe fázis szemcsenövekedése figyelemre méltóan előrehalad: egy viszonylag magas hőmérsékleti tartományban, ahol az α-Fe fázis gyorsan növekszik, és az α-Fe fázis mágnesezési irányát lényegében nem szűkíti: le az α-Fe és a kemény mágneses fázis közötti ősszekapcsolódásí kölcsönhatás. Ennek eredményeképpen, a lemágnesezési görbe nagyon leromlott hurok négyzetességet fog mutatni. Megjegyzendő, hogy még Nb, Mo vagy W Ti helyeit történő hozzáadása esetén is jó kemény mágneses tulajdonságok érhetők el, beleértve a lemágnesezési görbe kitűnő hurok négyszögleíességét ís, ha hővel lágyítjuk az ötvözetet egy viszonylag alacsony hőmérsékletit tartományban, ahol az α-Fe fázis kicsapódik. Az ilyen, alacsony hőmérsékleten lágyított ötvözetben a RaFe^B kristályos részek nem-mágneses amorf fázisban diszpergálodnak, és az ötvözetnek nincs nagy B_r maradványa. Ha pedig az ötvözetet még magasabb hőmérsékleten lágyítjuk, akkor az α-Fe fázis magot képez és kinő az amorf fázisból. Szemben azzal a helyzettel, amikor Ti-t adagolunk, az α-Fe fázis gyorsan fejlődik, és jelentősen növeli szemcseméretét a magképzése után. Ennek eredményeként az α-Fe fázis mágnesezési irányát lényegesen nem szőkítheti le többé az α-Fe és a kemény mágneses fázisok közötti összekapcsolődási kölcsönhatás, és a lemágnesezési görbe hurok négyszögletessége jelentősen leromlik.

Más részről, amikor a Ti helyett V-t vagy Cr-t adagolunk, ezeknek az adalék fém elemeknek a mágneses nyomatéke aníí-ferromágneses módon összekapcsolódik a Fe mágneses nyomatékával, szilárd oldatot hozva létre, miáltal jelentősen csökkenti a mágnesezettséget.

Ezzel ellentétben, ha Ti-t adagolunk az anyag ötvözethez, az α-Fe fázis kristályosodási kinetikája lelassul, azaz főbb idő kell hogy az α-Fe fázis magot képezzen és növekedjék. Ennek megfelelően a feltalálók úgy vélik, hogy a Nds-FeuB fázis az előtt, kezd magot képezni és növekedni, mielőtt az α-Fe fázis durván nőni kezdene. Ezen okból, ha Ti-ΐ adunk hozzá, az NdsFeuB fázis krís» « χ» * ♦ κ Μ ♦ ♦ # ♦ * » * * ** * * «

Φ ν « 9 .*·*♦·. * » ΦΧΧ *« ♦ ♦

-14tályszemcséí megfelelően növekedhetnek és egyenletesen eloszofhatnak, mielőtt az «-Fe fázis túlságosan megnőne.

Ennek megfelelően, csak Tét hozzáadásakor minimalizálódik a szándékoltnak megfelelően az α-Fe fázis kristáíyszemcséinek durva kialakulása, és kővetke5 zésképp ilyenkor kaphatunk ferrömágneses tulajdonságokkal rendelkező vasalapú bondokat, Továbbá, a Ti, éppúgy, mint 8 és €, fontos szerepet játszik, mint a Fe kezdeti kristályainak kristályosodását késleltető elem (azaz: y~Fe, ami α-Fe-vé transzformálódik), és ezáltal elősegíti egy szuperhütöil folyadék előállítását az olvadék, hirtelen lehűtését megvalósító eljárás folyamán. így, még ha a 1.0 Tí-t tartalmazó anyag ötvözet olvadékot gyorsan lehűtjük és megszilárdítjuk is egy viszonylag alacsony, mintegy 1Ö²' °C/s - 10^δ °C/s hűtési arányon, olyan gyorsan megszilárdult ötvözetet kaphatunk, amelyben az Igen nagy szemcseméretű α-Fe fázis nem csapódott ki, de amely tartalmazza a nanokristáiyos R₂Fe14B fázist kb. 60 vagy több térfogat %-ban (és néha még vasalapú borid okát Is).

x-ének mó^s

o.

A Q lehet csak vagy B (bőr) vagy 8 és C (szén) kombinációja. A € Q-hoz viszonyított aránya kb. 0,25 vagy kevesebb.

ója kb. 10 atom % vagy kevesebb, akkor az alacsony, kb. 10^z °C/s ~~ 10^4oC/s hűtési arányon nehéz előáflitanl a kívánt gyorsan sziláról ötvözetet, amelyben a nanokristáiyos R^Fe^B és az amorf fázisok együtt vannak jelen. De még ha a gyorsan megszilárdult ötvözetet utána hevítjük is, a kapott ötvözet H<j koercívitása akkor is kevesebb lesz, mint kb. 400 kA/m. Ezen felüt, a különféle gyorshűtési módszerek közül az egyik leggazdaságosabb, a szalag-öntő eljárás sem alkalmazható ebben az esetben, és a keletkező állandó mágnes termék ára szándékunk ellenére megnövekszik. Másrészt, ha Q x mól frakciója meghaladja a mintegy 17 atom %-t, akkor a vasalapú borid majdnem egyídőben kezd magot formálni az R₂FeuB fázissal, és végül jelentősen növekszik. Ennek eredményeképpen nem érhető ei a kívánt nanokompozit szerkezetet, amelyben a vasalapú borid fázis egységesen oszlik el vagy van jelen film 30 formájában az ΚζΡθΐΦθ fázis szemcsehatárán, és a keletkező mágneses tulajdonságok leromlanak.

E meggondolások figyelembe vételével, Q x mól frakciója előnyösen nagyobb, mint kb. tő atom %, és egyenlő vagy kevesebb, mint kb. 17 atom %. Az x egy még előnyösebb felső határa 16 atom % körül van, és még ennél is előnyösebb a mintegy 15 atom % felső határ.

A C - Q p aránya (atom) kb, 0 - 0,25. Ahhoz, hogy elérjük a hozzáadott C-től elvárt hatásokat, a C p aránya egyenlő vagy nagyobb kell legyen,, mint kb. 0,01. Az ok a következő. Ha p sokkal kisebb, mint kb. 0,01, akkor nem érhető ei szinte semmilyen várt hatás, még C hozzáadása esetén sem. Másrészt, ha p sokkal nagyobb, mint kb. 0,25, akkor a keletkezett α-Fe fázis volumen-százaléka túl lö nagyot növekszik, lerontva ezáltal a keletkező mágneses tulajdonságokat. A p arány alsó határa előnyösen kb. 0,02, ugyanakkor a felső határ előnyösen kb.

0,20. Még előnyösebb, ha a p arány kb. 0,02 és kb. 0,17 között van.

Az R legalább egy, a ntkaföldfémelemek közül kiválasztott elem (beleértve az yttnumoi is). Jó, ha R egyáltalán nem tartalmaz La-t vagy Ce~t, Ennek az az oka, hogy ha La-t vagy Ce-t tartalmaz, az R;_;FeuB fázisban lévő R (tipikusan Nd) kicserélődik La-val vagy Ce-vei, csökkentve ezzel a koercívitást és lerontva a lemágnesezési görbe hurok négyszögletességét. Ugyanakkor a mágneses tulajdonságokat akkor nem éri olyan komoly hatás, ha La vagy Ce nagyon kis százalékban van csak jelen (kb. 0,5 atom % vagy kevesebb), mint elkerülhetet20 len, meglévő szennyeződés. Tehát, az „egyáltalán- nem tartalmaz La-t (Ce-t)” kifejezés itt azt jelenti, hogy az La (Ce) tartalom kb. 0,5 atom % vagy kevesebb. Még specifikusabban, R előnyösen tartalmaz Pr-t vagy neodlmiumot, mint nélkülözhetetlen elemet, melynek egy része helyettesíthető Dy-vel és/vagy Tb-vel. Ha R y mól frakciója kisebb, mint kb. 8 atom %, akkor a koercivifás keietkezé25 séhez szükséges nanoknstáíyos R^FeuB szerkezetű finom szemcsék nem kristályosodnak megfelelően, és a kívánt magas, kb. 480 kA/m vagy nagyobb H-j koercívitást nem érjük el. Másrészről, ha R y mól frakciója egyenlő vagy nagyobb, mint kb. 10 atom %, akkor a ferromágneses tulajdonságú és α-Fe fázisú vasalapu boridok százaléka csökken, de helyette növekszik az R-ben gazdag, nem-mágneses fázisok százaléka. Ennek az az eredménye, hogy nem tud kialakulni a kívánt nanokompozit szerkezet, és a mágnesezés csökken. Ezen okokból, az R ritkaföldfémelem y mól frakciója előnyösen megegyezik vagy na- fogyóbb. mint kb, 6 atom de kevesebb, mint kb, 10 atom % (pl. kb. 7 atom %tói kb. 9,5 atom %-lg), de még jobb, ha kb. 7,5 atom % és 9,0 atom % között van, és még ennél Is jobb, ba kb. 8,0 atom % és kb. 9,0 atom % között Bár az

R htkaföldfémelem y mól frakciója alacsony a találmány előnyben részesített megjelenési formáiban, a hozzáadott Ti lehetővé teszi, hogy az RzFe^B fázis nukleidet képezzen és gyorsabban és előbb növekedjék, mint bármelyik másik fázis. Ennek következtében, az olvadt ötvözetben lévő R-t eredményesen lehet használni az R₂Fe^B fázis előállítására, és az R koncentrációja alacsony lesz az RsFe-uB fázis szemesehafár-szakaszán. Ennek következtében az R konlü centrációja a szemcsebatár-fázisban kb. 0,5 atom % vagy kevesebb lesz, ami sokkal kevesebb, mint a kb. 11 atom %-os R koncentráció a kemény mágneses fázisban. Ezen a módon, R-t hatásosan lehet használni kemény mágneses fázis kialakítására (pl. az RjFomB fázis) a találmány előnyben részesített megjelenésit formáiban. így, még ha az R y mól frakciója kevesebb is, mint kb. 10 atom % és a kemény mágneses fázis (pl. az R₂Fe_uR fázis) adja a teljes ötvözet kb. 85 atom % - 85 atom %-át az a kemény mágneses fázis még mágnesesen összekapcsolható a szemcsehatáron lévő lágy mágneses fázissal csere kölcsönhatás révén. Eredményként kiváló mágneses tulajdonságokat kapunk. Meg kell jegyezni, hogy itt minden alkotó fázis volumen százalékát, Így az I^Fe-uS fázisét is, Mössbauer spektroszkópiával mérjük.

A fent leírt hatások eléréséhez nélkülözhetetlen a TI. A Ti adalék növeli a H_oj koercivitást, a B_r remanens mágneses indukciót és a maximális energia terméket <BH)max, továbbá javítja a lemágnesezési görbe hurok négyszögletességéf.

Ha a Ti z mól frakciója kevesebb, mint kb. 0,5 atom %, akkor azok a hatások, melyeket a Ti adaléktól vártunk, nem teljesen érhetők el. Továbbá, ha a Ti z mól frakciója meghaladja a kb. 8 atom %-of, akkor a nem-mágneses fázisok volumen százaléka, amelyek az ötvözetben maradnak még az ötvözet hevítése és kristályosítása után is, növekszik, és a B_f maradvány valószínűen csökken. Ha a Ti z mól frakciója meghaladja a kb. 5 atom %-oí, az olvadt ötvözetben TiB₂ '30 keletkezik, ami megnehezíti az olvadék hirtelen lehűtését megvalósító eljárás szándékaink szerinti kivitelezését. Ezen meggondolások figyelembe vételével, a

Ti z mól frakciója előnyösen kb. 0,5 atom % - 6 atom %. Egy ennél előnyösebb z tartomány alsó határa kb. 1,0 atom % és felső határa kb. 5 atom %. Egy még előnyösebb z tartomány felső határa kb. 4 atom %.

Tehát, minél nagyobb a Q x mól frakciója, annál valószínűbb, hogy nagy százalék G~t (pl. bór-t) tartalmazó amorf fázisok alakulnak ki. Ezen okból a Ti z mól frakcióját ezen okból is előnyösen magasabbra kell beáílitani, A Tl-nek erős affinitása van a B-hez, és a film-szerű szemcse határ fázisban kondenzáiódik. Ugyanakkor, ha a Ti z mól frakciójának aránya a Β x mól frakciójának arányához viszonyítva túl magas, akkor Ti többé nem lesz jelen ez FesB szemcsehatár-fázlsban, hanem beépül az R^Fe^B vegyüíeíbe, ezzel valószínűleg csők10 kentve a mágnesezést. Ha viszont a z/x arány túl alacsony, akkor a nemmágneses, B-ben gazdag amorf fázisok tűi nagy mértékben keletkeznek. A feltalálók felismerték és kísérletekkel: bizonyították, hogy előnyős, ha az x és z mól frakciókat úgy szabályozzuk, hogy megfeleljenek az alábbi egyenlőtlenségnek: 0,05 < z/x < 0,4m vagy még előnyösebben 0,1 < z/x < 0,35. és még ennél is előnyösebben 0,13 < z/x <0,3.

Az anyag ötvözet egyensúlyát a B, C és TI elemeken kívül a Fe egyedül is adhatja, Alternatívaként, legalább egy, a Co és Ni-ből álló csoportból választott, átmeneti T fém etem helyettesítheti a Fe egy részét, mert. a kívánt kemény mágneses tulajdonságok ebben az esetben is elérhetők. Ha azonban a Fe több mint

50 %-át helyettesítjük T-vel, akkor nem érhető el a kb. 0,7 T vagy nagyobb magas B_f remanens mágneses indukció. Ezen okból, a helyettesített Fe százaléka lehetőleg kb. 0 % ~ 50 % legyen. Ugyanígy, ha a Fe egy részét Co-vaí helyettesítjük, a lemágnesezési görbe hurok négyszögletessége javul, és az R₂FeuB fázis Curie-hőmérséklete növekszik, növelve ezzel az ötvözet höeílenállását. A

Co-val helyettesített Fe százaléka lehetőleg kb. 0,5 % és kb. 40 % között legyen.

A különféle elérni kívánt előnyök és hatások érdekében, adhaíó(k) M fém eíem(ek} kb. 0 atom % - 10 atom %~ú mól frakcióban, M legalább egy elem, amelyet az alábbi elemeket tartalmazó csoportból választottunk ki: Al, Sí, V, Qr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo·, Hf, Ta, W,. Pt, Pb, Au és Ag.

A következőkben a találmány konkrét előnyős kiviteli alakjait fogjuk leírni, a csatolt rajzokra hivatkozva.

•A

-18 Ennél az előnyben részesített kivitek eleknél anyag ötvözetet készítünk, egy olyan olvadékét hirtelen lehűtő berendezés felhasználásával, mint amilyen a 2A. és 2.8. ábrákon látható. Az ötvözet készítési folyamatot lóért közegben végeztük, nehogy a fém ötvözet, amely könnyen oxidálódó R és Fe ritkaföldfém5 elemet tartalmaz, oxidálódjon. Az Inért gáz lehet például vagy a hélium, vagy argon ritka gáza, vagy nitrogén. A hélium vagy argon ritka gáza jobban megfelel, mint a nitrogén, mert a nitrogén viszonylag könnyen reakcióba lép az R ritkaföldfémelemmel.

A 2A.. ábrán látható berendezés 1 olvasztó kamrát és 2 gyorshűtő kamrát tarö talmaz, amelyekben vákuumot vagy Inért atmoszférát állítunk elő szabályozható nyomáson. A 2A. ábra bemutatja a berendezés teljes szerkezetet, míg a 28.

ábra a berendezés egy részletét mutatja, nagyobb léptékben.

Amint a 2A. ábrán látható, az 1 olvasztó kamra tartalmaz egy 3 olvasztótégelyt, egy 4 olvadék-tárolót, az alján 5 kiöntő csonkkal és egy légmentesen zárt

8 beönföt, amelyen át a kevert anyagot beadagoljuk. A kevert anyagot 20 ötvözet alkotja, amely úgy van előkészítve, hogy rendelkezzék a kívánt mágnes ötvözet összetételével, és amelyet a 8 beönton juttatunk be, a 3 olvasztótégelyben olvasztásra kerül, nagy hőmérsékleten. A 20 ötvözet 21 olvadéka a 4 olvadék-tárolóba kerül, amely fűtéssel van felszerelve (ez nem szerepel az áb0 rán), hogy az ott lévő 21 olvadék hőmérsékletét egy előre meghatározott szinten tartsa.

A 2 gyorshűtő kamrában található egy forgó 7 hütöhenger, amely a 5 kiöntő csonkon keresztül lefolyt 21 olvadék gyors hűtésére és szilárdítására szolgál.

Ebben a berendezésben az 1 olvasztó és 2 gyorshűtő kamrák levegője és nyomása az előirt határok között van szabályozva. E célból, az atmoszferikus gőz 1b, 2b és 8b bemeneti és 1a, 2a és 8 a kimeneti szelepei a berendezés megfelelő részein helyezkednek el. Ezen beiül, a 2a kimeneti szelep egy szivattyúhoz csatlakozik, hogy szabályozza az abszolút nyomást a 2 gyorshűtő kamra belsejében, egy kb. 3Ö kFa-tól az atmoszferikus nyomásig terjedő tartó0 mánvon belül.

* φ φ φ « ΦΦ X « * φ*φφ X Μ X *♦** * * * « «r ΧΧ· * *

- 19Α 3 olvasztótégelyt a kívánt szögben lehet dönteni, hegy a 21 olvadék egy δ beöntőn keresztül a 4 olvadék-tárolóba folyjék. A 4 olvadék-tárolóban lévő 21 olvadékot a fűtés (nem látható) tartja a kívánt hőmérsékleten.

A 4 olvadék-tároló 5 kiöntő csonkja az 1 olvasztó és 2 gyorshütö kamrák közötti 5 választó faion helyezkedik el, ezen át folyik a 21 olvadék a 4 olvadék-tárolóból a hütőhenger felületére, amely az 5 kiöntö csonk alatt található. Az S kiöntő csonk nyílás-átmérője pl. kb. 0,5 mm és kb. 2,0 mm között lehet. Ha a 21 olvadék viszkozitása nagy, akkor a 21 olvadék nem tud könnyen átfolyni az 5 kiöntő csonkon. Ebben az előnyben részesített megvalósítási formában azonban a 2 lö gyorshűtő kamrában lévő nyomást alacsonyabban tartjuk, mint az 1 olvasztó kamrában lévő nyomás. Ennek alapján megfelelő nyomáskülönbség jön létre az olvasztó és a 2 gyorshütö kamrák között, és az 21 olvadék zavartalanul lecsapolható.

A jó hővezetés érdekében, a 7 hütőhenger készülhet Al ötvözetből, Cu ötvözef15 bői, szénaoélböl, sárgarézből, W-bdl, Mo-bŐI vagy bronzból Valójában az előnyben részesített henger-anyag a Cu, mert a Cu megfelelő mechanikus szilárdsággal bír és elfogadható az ára. A 7 hütőhenger átmérője pl. kb. 300 mmtöl kb, őöö mm-ig terjedhet. A 7 hütőhenger belsejében lévő vízhűtő víz-hűtési kapacitását a szllárdulás látens hője és az egységnyi idő alatt lecsapolt olvadék mennyisége alapján kalkulálható és szabályozható.

A 2A és 28. ábrán látható berendezés például kb. 10 kg anyag ötvözet gyors hűtésére képes, kb 10-töi kb. 20 percig terjedő idő alatt Az ily módon nyert gyorsan szilárduló ötvözet vékony csík (vagy ötvözet szalag) alakú, és a vastagsága kb. 10 pm és kb. 30öpm, és a szélessége kb. 2 mm és kb. 3 mm között van.

Az olvadék lehűtése során először is elkészítjük és a 2A. ábrán látható 1 olvasztó kamra 4 olvadék-tárolójában tartjuk a fent ismertetett általános képlet szerinti anyag ötvözet 21 olvadékát. Ezután a 21 olvadékot az 5 kiöntő csonkon keresztül ráöntjük a vízhűtéses 7 hüíőhengerrs, miáltal érintkezik vele és gyor30 san lehűl és megszilárdul a csökkentett nyomású Ar atmoszférában található 7

-204 * * « » · « χ. * *♦ * * «««« * * # »«*· *:«« β» * «« » hűtőhengeren. Ebben az esetben olyan megfelelően gyors szilárdItási technikát kell alkalmazni, amely lehetővé teszi a hűtési sebesség pontos szabályozását.

Ennél az előnyős kiviteli alaknál könnyen elérhető, hogy a keletkező mágnes a kívánt mikrostruktűrával rendelkezzen, ha az R2L4Q típusú fázist kemény mágneses fázisként nukíeáljuk, egy olyan magas hőmérséklet·tartományban, ahol igen gyakran képződnek kristály-magok az. olvasztott ötvözet hűtése során, Ennek megfelelően az RgTuQ típusú fázis úgy a gyorsan szilárduló ötvözet nyers (vagyis lágyítás előtti) ötvözetének kb. 60' vagy több térfogat %-át teheti ki. Ahhoz, hogy ilyen struktúrát kapjunk, az olvadt ötvözetet előnyösen úgy kb. 1 10 X 1€ri °C és kb. 1 X 1Ö^S °C közötti tartományban kell hirtelen lehűteni, és még előnyösebben úgy kb. 1 X 1C^,; °C és kb. 1 X 10^{6 í:}'C között.

Az az időintervallum, amely alatt a 21 olvadékot a 7 hötöhenger hirtelen lehűti, megegyezik azzal az intervallummal, amely azzal az időponttól kezdődik, amikor a 21 olvadék eléri a 7 hütőhenger kerületét, és addig az időpontig tart, ami15 kor a 22 megdermedt ötvözet elhagyja a 7 hüföhengert, Időközben az ötvözet hőfoka lecsökken, és szuperhütött folyadék lesz belőle. Ezt kővetően a szuperhütőtí ötvözet elhagyja a 7 hűtőhengert, és inért atmoszférában halad tovább. Miközben, a keskeny esik ötvözet utazik, hőjét leadja az atmoszferikus gáznak. Ennek eredményeként tovább csökken az ötvözet hőmérséklete. A találmány előnyös kiviteli alakjánál az atmoszferikus gáz nyomását úgy szabályozzák, hogy kb. 30 kPa és kb. az atmoszferikus nyomás között legyen. Ily módon még hatékonyabbá tehető az ötvözet hőleadása az atmoszferikus gázban, és elérhető, hogy az R₂TuG^: típusú fázis, pl. az HdaFeuB fázis nukleizálddjon és finoman és egyenletes növekedjék az ötvözetben. Megjegyzendő, hogy hacsak nem ad25 tünk az anyag ötvözethez megfelelő mennyiségű Ti-t az «-Fe fázis gyorsabban és korábban nukleizálődík és növekszik a gyorsan szilárdított ötvözetben, ami rontja a keletkező mágneses tulajdonságokat.

Ennél az előnyős kiviteli alaknál a 7 hűtőhenger felszíni sebességét kb. 10 m/s és kb, 30 m/s közé állítják be, és az atmoszferikus gáz nyomása 30 kPa-ra

3-0 vagy ennél többre van beállítva, hogy megnőjenek az atmoszferikus gáz okozta másodlagos hűtöhatások. Ily módon előállítható az a gyorsan szilárdult ötvözet, ₉ >

« * · *4 * ·

04* » * » « «»» «« * ♦ * X* ··>

amely úgy 60 vagy több térfogat %-ban tartalmaz 50 nm vagy enné! kisebb áltagos szemcseméretű RLFuQ típusú fázist.

A találmány különböző előnyös megvalósulása formái esetében az ötvözet gyorshűtésére alkalmazott technika nem korlátozódik a fent Ismertetett egyben5 geres olvadék-száihézásos eljárásra. Egyéb alkalmazható technika például a kéthengeres eljárás, a gázporlasztásos eljárás, a szalagönféses eljárás, ahol nincs szükség kimeneti vagy bemeneti nyílás alkalmazásával történő áramlási sebesség szabályozásra, és a gyorshütő eljárás, amely a hengerelő és a porlasztó eljárást kombinálja.

W E gyorshűtési eljárások közül a szatagöniéses eljárás viszonylag alacsony, kb, 10” °C/s és kb. IÖ³ °C/s közötti hűtési sebességet eredményez. Ezen előnyös kivitek forma esetén az anyag ötvözethez megfelelő volumenű Tí-t adva, a szatagontéses eljárással Is nyerhető olyan gyorsan szilárduló ötvözet, amelynek nagyobb része olyan szerkezeté, amely nem tartalmaz Fe kezdeti kristályokat.

A szalagönféses eljárás folyamat-költsége fele bármely más gyorsbüfééi eljárásénak, vagy annál is kevesebb, Ennek megfelelően, ha nagy mennyiségű gyorsan szilárduló ötvözetet készítünk, a szatagöntéses eljárás sokkal hatékonyabb, mint az egyhengeres eljárás, és megfelelőképpen alkalmazható a tömeggyártásban. Ha azonban nem adunk Tl-t az anyag ötvözethez, vagy ha Ti helyett

20- Mn-t, Mo-t, Ta-t és/vagy W-f adunk hozzá, akkor igen sok kezdeti Fe-krístályt tartalmazó fémszerkezetet kapunk még a szatagöntéses eljárással készült, gyorsan szilárduló ötvözet esetben is. Következésképpen ily módon nem érhető el a kívánatos finomszerkezet.

A hőkezelés (íágyltás) célszerűen argon-atmoszférában történik. Az ötvözetet előnyösen kb. 5 °C/s és kb. 20 ®C/s közötti hömérséklet-növelési sebességgel melegítjük, és úgy 30 másodperctől kb. 20 percig kb, 550 ^ÖC és kb. 850 °C közötti hőmérsékleten tartjuk, majd úgy szobahőmérsékletre hütjük. Ez a hőkezelés nukleizátódással és/vagy metastabiíls fázisokkal jellemzett knstáiynövekedést eredményez a fennmaradó amorf fázisban, és ezáltal nanokompozií nanokrístályos struktúra jön létre. A találmány egy előnyös kiviteli alakja esetében a nanokrístályos R₂FeuB fázis (pl, NdsFe^B fázis) már a még lágyítandó,.

•y fc * •X .» fc* « « <fr X » « Λ * X«r * » » # · » X * * « fc* X * * fc Xfcfc fcfc fc * gyorsan szilárduló nyersötvözet kb, 60 vagy több· térfogat %-át teszi ki. Ily módon a fent megadott körülmények között végzett hőkezelés hatására nem no meg túlságosan a nanokristátyos Hd₂Fe<4B fázison (Így α-Fe vagy egyéb kristályos fázison) kívüli egyéb lágy mágneses fázisok mérete, és ezek finoman és egyenletesen oszlanak el a nanokristályos RcLFeuB szemcsék szemcsehatárain. A hőkezelés végeztével a nanokristályos R₂FeuB (pl. Nd^Fe-siB) fázis a lágyított ötvözet kb. 65 - kb. 85 térfogat %-át teszi ki.

Ha a hőkezelési hőmérséklet alacsonyabb úgy 550 °C-nát, akkor igen sok amorf fázis maradhat még a hőkezelés után Is, és a keletkező koeroivítás esetié ieg nem éri el a kívánt szintet, a gyorshütési folyamat körülményeitől függően.

Másrészt viszont, ha a hokezelésí hőmérséklet meghaladja a kb. 650 ®C -ot, az egyes összetevő fázisok szemcsenövekedése esetleg túlságosan előrehaladhat, ami csökkenti a B_r remanens mágneses indukoiő-t. és rontja a lemágnesezésí görbe hurok négyzetességét. Ezen okokból a hőkezelési hőmérséklet elő15 nyősen kb. 550 és kb. 850 ^eC között kell legyen, és még előnyösebben kb. 570 és kb. 820 *C között.

A találmány ezen előnyös kiviteli alakja esetében elegendő mennyiségű

NdsFe^B fázis kristályosodik egyenletesen és finoman a gyorsan szilárduló ötvözetben. Ennek megfelelően, maga a szilárduló ötvözet akkor is elég jő még20 neses tulajdonságokat mutathat ha a gyorsan szilárduló ötvözetei nem is lágyítjuk. Vagyis a kristályosodást célzó hőkezelés nem nélkülözhetetlen a találmány esetében. Ugyanakkor a mágneses tulajdonságok további javítása érdekében előnyös elvégezni a hőkezelést Továbbá, a mágneses tulajdonságok elegendő mértékben javíthatók akkor is, ha a hőkezelést: a szokásos eljárásénál alacsonyabb hőmérsékleteken végzik.

Az ötvözet oxídáíődását megelőzendő, a hőkezelést előnyösen egy inért gáz (pí. Ár vagy N₂ gázban) atmoszférájában kell elvégezni, amelynek nyomása 50 kPa vagy kevesebb. Vagylagosan a hőkezelés elvégezhető 1,0 vagy kisebb kPa-s vákuumban is.

A hőkezelést megelőzően a gyorsan szilárdult ötvözet az RgF-uB és az amorf fázisokon kívül tartalmazhat olyan metastabílis fázisokat is, mint az Fe³B, «

X φ « *:♦ ίί Λ «· . 4* * φ * !* Φ

K W« 9 ♦

X <

«« X£ 9

FesaBs és RsFessBs fázis. Ebben az esetben a hőkezelés végére eltűnik az RsFessBs fázis. Ehelyett vasalapú borid (pl. FezsBs) kristályszemcsék növeszthetők, amelyek körülbelül az RgF^B fáziséval vagy az «-Fe fáziséval megegyező vagy annál is magasabb telítettségi mágnesezést mutatnak. Konkrétabban, ha az R mól frakciója kb. 9 atom %, akkor az RsFuB .típusú fázis körülbelül a teljes ötvözet 75 térfogat %-át teszi ki. Ha azonban az R y mól frakcióját kb. 8 atom %-ra csökkentjük, akkor az RsFmB típusú fázis a teljes ötvözet kb. 68 térfogat %-át teszi ki. Másrészt viszont a mágnes kb. 10 térfogat % és kb. 35 térfogat % között tartalmaz lágy mágneses fázisokat is.

lö Továbbá, a kristályos fázisok, az R₂FuB típusú vegyületet és a ferromágneses vasalapú bondot is beleértve, a teljes mennyiség 95 térfogat %-át vagy többet tesznek ki, míg az amorf fázisok a teljes ötvözet kb. 5 vagy ennél kisebb térfogat %-át képezik.

A találmány előnyős megvalósításai esetében, még ha maradnak is a keletkező lágyított ötvözetben olyan lágy mágneses fázisok, mint a vasalapú borid, ezek a lágy mágneses fázisok vékony film formájában vannak jelen, amely beborítja a kemény mágneses fázisokat. Ennek megfelelően továbbra is kitűnő mágneses tulajdonságokat lehet elérni, mivel a lágy és a kemény mágneses fázisok kölcsönhatás csere révén mágnesesen összekapcsolódnak.

21) A találmány előnyös kiviteli alakjai esetében a szemcsehatár-fázisokst javarészt ferromágneses tulajdonságokkal rendelkező vasaiapü borid (pi. Fe₃B} alkotja, és tartalmaznak egy ferromágneses tulajdonságokkal rendelkező «-Fe fázist és egyéb további fázisokat is. Konkrétabban, a vasalapú borid alkotja a szemcsehatár-fázisok kb. 70 térfogat %-áf vagy többet. Ugyanakkor a szemcsehatár25 fázisokban szinte nincs is jelen olyan R ritkaföldfémelem, mint az Nd. Ehelyett az R ritkaföldfémelemek hatékonyan felhasználódnak a kemény mágneses fázis előállítására, ilyen nanokrlstáíyos struktúrát csakis akkor kapunk., ha megfelelő mennyiségű Ti-t adunk az összetételhez, melyben az R y mól frakciója kisebb mint kb. 10 atom % ésaöx mól frakciója nagyobb mint kb. 10 atom %.

Másképp fogalmazva, Ti helyett bármilyen más fém elem hozzáadása esetén a keletkező szemcsehatár-fázisok, ha vannak ilyenek, alacsony mágnesezésü

Φ Φ ♦ Φ χ *

Φ Φ Μ Φ χ Φ φ Φ « * Φ * X χ χ φ X » Φ Φ

Φ φφφ * » Φ X

-24amorf fázisok lesznek. Vagyis nehéz lenne jó tulajdonságokkal rendelkező nanokompozit mágnest előállítani ilyen ötvözetből. De még ha TM adunk is az anyag ötvözethez, amelyben a Q x mól frakciója 10 atom % vagy kevesebb, akkor sem képződik nagy mágnesezésü lágy mágneses fázis a szemcsehatáron.

Következésképpen a keletkező mágnes nem lehet olyan nanokompozit mágnes, amely kitűnő mágneses tulajdonságokat mutat kompozit fázisai csere őszszekaposoiődásai révén,

A hőkezelést kővetően az RsT^Q típusú fázis átlagos szemcsemérete kb. 300 nm vagy kisebb kell legyen, ami egy ferromágneses dómén mérete. Az R₂TuQ típusú fázis átlagos szemcsemérete előnyösen kb, 20 nm és kb, 200 nm között van, és még előnyösebben kb. 20 nm és kb. 1ÖÖ nm között.

Másrészt, ha a vasalapú borid keskeny filmjének átlagos vastagsága nem haladja meg a kb, 50 nm-t, akkor gyengül az egyes összetevő-fázisok közötti kölcsönhatás csere, miáltal csökken a Semágnesezésí görbe hurok négyzetessége és csökken a (BH)_msx. Ez az oka annak, hogy a vasalapú borid fázis átlag mérete (azaz: a film átlag vastagsága) a szemcsehatár vastagsága irányában kb. 50 nm vagy kisebb, előnyösen kb. 30 nm vagy kisebb, és még előnyösebben kb. 20 nm vagy kisebb.

Megjegyzendő, hogy a gyorsan szilárduló ötvözet vékony filmjét a hőkezelést megelőzően durva aprításnak vagy paritásnak lehet alávetni. A hőkezelést követően az eredményűi kapott mágneses ötvözetet finoman poritjuk, hogy mágnesport kapjunk. Ezt követően különböző típusú kötött mágnes készíthető ebből a mágnesporból, ha elvégezzük a poron az Ismert folyamat-lépéseket. A kötött mágnes előállításakor a vasalapú ritkaföldfém-mágnes mágneses erejét epoxi vagy gyanta kötőanyaggal elegyítik, majd a kívánt alakúra préselik. Ekkor bármilyen más típusú (pi, Sm-Fe-N típusú) mágnespor vagy kemény ferrit mágnespor keverhető a nanokompozit mágnesporhoz.

A gyantával nyert kötött mágnes felhasználásával készíthető motor, működtelő vagy más forgógép.

Ha a találmány ezen kiviteli alakja szerinti mágnesport használják fröccsöntött kötött mágnes céljára; a mágnespor előnyösen úgy van porítva, hogy átlagos φ φ φ φ φ φ φ ♦ * * φφφφ φ

ΦΦΦΧ < Α φ «««« φ ♦ ♦ ** ΧΦ φ X részecske mérete kb, 200 pm vagy kisebb, és még előnyösebben kb. 30 pm és kb. 150 pm között van. Másrészt, ha ezt a mágnesport tömörített kötött mágnes céljára használjuk fel, a mágnespor előnyösen poritva van, ágy, hogy részecske-mérete kb. 300 pm vagy kisebb, még előnyösebben kb. 30 pm és kb. 250 pm között van és még ennél Is előnyösebben kb. 50 pm és kb. 200 pm, között, és kétmódusú méreteíoszlást mutat

Megjegyzendő, hogy ha a ily módon nyert mágnesport valamilyen felszínkezelésnek vetjük alá (pl. csatlakoztatás, konverziós bevonatképzés vagy galvanizálás), akkor javulhat a keletkező kötött mágneshez használt por mintázható lósága, függetlenül attól, hogy miként történik a por formázása. Ezen kívül, az igy nyert kötött mágnes korrőziógátlő tulajdonsága és bőellenállása is nőhet.

Vagylagosan, ha már előállítottuk a kötött mágnest a mágnespor kívánt alakba öntésével, kezelni lehet a mágnes felületét ís, pl. beborítható műanyaggal vagy konverziós bevonattal vagy fémleválasztással. Ennek az az oka, hogy a kötött mágnes korrózióvédő képessége és höellenáilása is megnövelhető ugyanúgy, mint abban a helyzetben, amikor a mágnesport vetjük alá a felületkezelésnek.

A találmányt a továbbiakban példák segítségével mutatjuk be.

1.PÉLDA

Az egyes, kb. 99,5%-os vagy ezt meghaladó tisztaságú B, Fe, Ti és Md anyagokat kimértük, úgy, hogy az NdsFeTgyBiQsTiz által biztosított ötvözetösszetételt kapjuk (ahol az alsó indexek atom-százalékban vannak megadva), és az összsúly kb. 30 g legyen. Ezt kővetően a keveréket beönfottúk egy kvarcból készült 1 olvasztó kamrába.

Az 1 olvasztó kamra alján kb, 0,8 mm átmérőjű 5 kíöntő csonk található. Ennek megfelelően, a kérdéses anyagokat tartalmazó 20 ötvözetet az 1 olvasztó kamrában megolvasztottuk, úgy, hogy ezek a 20 ötvözet 21 olvadékát adják, amelyet azután kiöntöttünk a 5 kiöntő csonkon keresztül. A 20 ötvözetet indukciós hevítés! eljárással olvasztottuk meg, kb. 35 kPa nyomású argon-atmoszférában.

*φ *·* * ** Μ * φ * * « 4 Μ * φ * ♦ ♦ φ Φ φ φ < ♦ ♦ » » * *φφ φφ χ Φ

A találmány előnyös megvalósulási formái közül ebben a konkrét példában az olvadék hőmérséklete kb. 1500 Celsius fokra volt beállítva.

A 21 olvadék felületét kb. 26,7 kPa-s Ar gáz nyomás alá helyeztük, kinyomva ezáltal az olvadékot a vörösréz 7 hűtőhenger külső felületére, amely a 5 kiöntő csonk alatt kb. 0,7 mm-rel helyezkedett el. A 7 hűtőhengert nagy sebességgel forgattuk, miközben belülről hötöttük, hogy külső felszíni hőmérsékletét körülbelül szobahőmérsékleten tartsuk. Ennek megfelelően a 21 olvadék, amelyet a 5 kiöntő csonkon kiöntöttünk, érintkezésbe lépett a 7 hütöhenger felületével, ahol elvonódotí a hője, miközben gyors mozgásra kényszerűit a forgó 7 hütöhenge10 ren, A 2.1 olvadék kicsapása a 5 kiöntő csonkon keresztül a 7 hűtőhenger felül tere folyamatosan történt. Ily módon a gyorsan szilárdult 20 ötvözet egy hoszszanti, vékony csík (vagy szalag) alakját vette fel, melynek szélessége kb. 2 és kb. 3 mm között, vastagsága kb. 20 pm és kb. 50 pm között volt.

Az ebben a példában alkalmazott egyetlen hűtohengeres eljárás esetében a hü~ test sebességet a 7 hűtőhenger felszíni sebessége és az egységnyi idő alatt kifolyatott 21 olvadék súlya határozza meg, amely függ a 5 kiöntő csonk átmérőjétől (vagy keresztmetszeti területétől) és a 21 olvadék nyomásától. A jelen példa esetében az adagolási sebesség kb. 0,5 kg/min és kb. 1 kg/min között volt, és a 7 hütöhenger felszíni sebessége kb. 20 m/s volt.

Az ezen gyorshútési eljárás révén nyert gyorsan szilárdult ötvözet struktúrát egy CuKa karakterisztikus röntgensugárral elemeztük. Az eredmény az volt, hogy alig lehetett felismerni az Nd₃FeuB fázist reprezentáló diffrakciós csúcsokat a haló-mintázatban. Vagyis a feltalálók igazolták az NdjEeuB fázis jelenlétét a gyorsan szilárdult ötvözet amorf fázisaiban.

Ezt követően ezt a gyorsan szilárdult ötvözetet argon-gázban lágyítottuk. Konkrétan, a gyorsan szilárdult ötvözetet kb. 860 Celsius fokon tartottuk kb, 10 percig, majd szobahőmérsékletre húfötfük le. Ezt követően a lágyított ötvözet mágneses tulajdonságait vibrátoros minta-magnetométerrel megmértük. Az eredményeket az alábbi 1. táblázat mutatja be.

1. táblázat

Összetétel (atomszázalékban)	Mágneses tulajdoni	rágok
	Br i Hej	(BHirnsx
	(T) (kA/m)	(kJ/nr)
NdsFe-syBiö.sTÜ	0,38 722.5?	121,0

A 3. ábra ennek az ebhez a példához tartozó lemágnesezésl görbét mutatja.

A lágyított ötvözet szerkezetének CuKa karakterisztikus röntgensugárral vég5 zetf elemzésekor a haló-mintázat eltűnt, de megfigyelhetőek voltak az

NdsFeuBg és az g-Fe fázisokat reprezentáló diffrakciós csúcsok. A 4. ábra a lágyított ötvözet por röntgensugár diffrakciós mintáit mutatja be.

A következő lépésben transzmissziós elektron mikroszkóppal elemeztük a lágyított mikro fém struktúrát. Ennek során megfigyelhetőek voltak átlagosan kb. l ö 150 nm szemcseméretű kristályszemosék és átlagosan kb. 20 nm szemcseméretü finom kristályszemosék. A finom kristályszemcsék a korábbi knstáiyszemcsék közötti szemcsehatáron helyezkedtek el. Az 5. ábra a lágyított ötvözet sötétterű képét mutatja kb. 125,ööö-es teljesítmény értéken.

Ezt kővetően a transzmissziós elektron mikroszkóppal vizsgált kristályszemcsék 15 ötvözet-összetételét elemeztük EDX transzmissziós elektron mikroszkóppal. Az eredmény: a kb. 150 nm átlagos szemcseméretű kristályszemcséket NdsFeuBként azonosítottuk. Ezzel szemben az HdsFe^B kristály-szemcsék közötti szemcsehatáron levő, kb. 20 nm átlagos szemcsemérető finom kristályszemcsék fázisát nem lehetett azonosítani. Vagyis látható, hogy a vasaiapú borid 20 vagy igen kis részecskék formájában dlszpergálódott a szemcsehatáron, vagy vékony film (vagy réteg) formájában volt jelen.

Ezt követően a lágyított ötvözetet mechanikai polirozásnak vetettük alá, majd prizmás, pálcika-szerű minta készült belőle. Továbbá a kérdéses pálcika-szerű minta végét egy elekrolitíkus polirozási eljárással fű-alakúra hegyeztük. Ezt köss vetően atom-szondás téhon-mikroszköppal elemeztük ennek a tű-alakú mintáΦ Μ * »♦ Φ « Μ « * Φ * X « Φ * « * * ♦ Φ Φ ♦: «ΦΦ«« <

* ΦΦΦ φφ φ «

- 28 nak a fém-szerkezetét Ennek eredményeként a feltalálók nemcsak egy NcEFeuB-í azonosítottak fő fázisként, hanem egy vasaiapú boridét és igen kis mennyiségű Fe-t is. A feltalálók felfedezték továbbá azt is, hogy a fém-alapú borid Ti koncentrációja körülbelül háromszor olyan magas volt, mint az NdzFe^B fázis Ti-jéé. Az atom-szondás térion-mikroszkőpos elemzéssel megszámolt összesített ionszámokaí grafikusan ábrázoltuk. Amikor a grafikusan ábrázolt összesített ionszám elérte a 12.700-at, az atom-szondás térionmikroszkópos elemzést leállítottuk, és levettük a tű-alakú minta végének térien mikroszkópos képét, A 6. ábra ezt a téhon mikroszkópos képet mutatja,

A 6. ábrán látható kép közepe a szonda-lyuknak felel meg. A kapott térion mikroszkópos kép a fekete térségben elszórtan elhelyezkedő fényes, szigetszerü területeket mutat. Figyelembe véve a kép felvételének körülményeit, a fekete mátrix tekinthető az NdjEe^B fázis reprezentációjának, és a fényes, szigetszerű területek a vasalapú borid fázis megfelelőinek. Vagyis látható, hogy a boridfázls finoman eloszlott a lágyított ötvözetben. Ugyanakkor az igen kis méretű vasaiapú borid fázis Összetételét a transzmissziós elektron mikroszkóppal nem lehetett elemezni.

A vasaiapú borid háromdimenziós eloszlásának pontosabb észlelése céljából több térion mikroszkópos képet kell készíteni a tű-alakú mintáról egymás után, viszonylag rövid időközönként, annak mélysége irányában. Majd az igy kapott térion mikroszkópos képeket fel kell dolgozni, úgy, hogy azok a mélység Irányának megfelelően legyenek elrendezve.

A transzmissziós elektron mikroszkóp és a torion mikroszkópos képek egyaránt azt mutatták, hogy a vasalapú borid fázis keresztmetszeti mérete kb. 10 nm volt. Vagyis, ha a vasalapú borid jelen lett volna az Nd₂Fe«B kristályszemesékben, akkor a transzmissziós elektron mikroszkóp azonosította volna a fázisát. A feltalálók által végzett kísérletek eredményei szerint azonban nem voltak azonosíthatóak ilyen fázisokat. A kérdéses eredmények azt mutatták, hogy nem volt jelen vasaiapú borid az NchFe^S kristáiyszemesékhen, hanem vagy finoman eloszlott az NcfeFeuB kristályszemesék szemcsehatárán, vagy az

X X »« « Κ*Φ» ♦ ·» ♦ * » * #. « 4 « ♦ * * * * ί a> « β χ « * * «χ χ « « e κ

- 29 ·

Hd₂Fe₁₄B kristályszemeséket borító, részben folytonos film formájában volt jele m

Ha a transzmissziós elektron mikroszkóp- vagy térerősség mérési képen ilyen porózus film alakú vasalapü borid figyelhető meg, akkor a vasalapú borid köí5 csőnösen szeparált, finom kristály-szemcsék formájában lesz megfigyelhető, amelyeknek a mérete kb. 1 nm és kb. 20 nm között lesz a Na₂FeuB kristályszemcsék és a vasalapú borid egy tetszőleges keresztmetszete mentén .

A találmány előnyös megvalósulási formái esetében, az olvadt ötvözet, gyors szilárdítása folyamán az R₂Fe₁₄B fázis kristályosodik először, és a vasalapú bőid rid fázis kristályosodik ezután. Ennek megfelelően a feltalálók úgy vélik, hogy a vasalapú borid fázis nukieizálódása és növekedése az amorf mátrixban, annak nem-egyforma kristály-gócaiként díszpergált RúFeuS kristályszemcsék felületéről kiindulva megy végbe. A feltalálók úgy vélik továbbá, hogy a vasalapú borid fázis, amely az R.₂Fej.₄B khstályszemcsék felszínén képez magot, olyan módon 15 növekszik, hogy befedi az R₂Fei₄8 kristályszemcsék felületét, hogy megakadályozza a határfelületi energia növekedését. Ennek eredményeként a vasalapú borid fázis bizonyos részei olyan filmmé állnak össze, amely legalább részben befedi az R₂Fe^B kristályszemeséket.

Ily módon a találmány előnyös megvalósulási alakjai olyan újfajta nanokompozit mágnes-szerkezetet alkotnak, amelyben a kemény mágneses tulajdonságokkal rendelkező R₂Fe«B kristályszemcséket lágy mágneses tulajdonságokkal bíró vasalapü borid film borítja be. A feltalálók úgy vélik, hogy ez a mágnes kitűnő mágneses tulajdonságokat mutat, ezen egyedülálló struktúrájának következtében,

2, PÉLDA

Az alábbi 2. táblázat 1-8. példáinak mindegyikében a kb. 99,5 vagy nagyobb %· os tisztaságú B, C, Fe, TI, V, Cr és Hd anyagokat úgy mértük ki, hogy minden egyes minta összsúlya kb. 30 g legyen. Ezt követően a keveréket bejuttattuk egy kvarc 1 olvasztó kamrába. A 2. táblázatban az 1 - 5 jelű minták a találmány ** *

Λ 9 » 4 ♦ ·*

30szenntí. anyagok, a 8 - 8 minták pedig, nem az igényelt tartományba eső, kontrol anyagok.

2. táblázat.

	Ötvözet-összetétel (atom %}	Hőkezelés hőfo- ka(°C)	8f (T)	Hcj (kA/m)	(BH)max íkd/nr)
1	NdgsFebísiB'isCsTá	740	0,80	1018,7	105,5
2	Nd$FföbatBi ΐ Τρ	720	0,87	730,2	119,4
3	Ndg^Fe^Bi iCíTp.s	700	0,90	032,2	1:24,5
4	Ndg^FebaiB^CóTb	720	0,87	343,8	113,1
5	:Nd8,sFeba;B< 2 4C t:sTü IMb-í	720	0,81	1012.4	104,8
8	N d 9 FebaiB 1 ; C! C f'2	720	0,72	713,6	87,9
7	Nd& <FefeajSj<CÁÁ	780	0,63	1003,5	77,4
8	NdzjS-efcafBuCíe	770	0,59	1036,3	63,0

1:5

A kvarc 1 olvasztó kamra alján kb. 8,8 mm átmérőjű 5 kiöntő csonk volt. Ennek megfelelően, a kérdéses anyagokat tartalmazó ötvözetet a kvarc 1 olvasztó kamraben megolvasztottuk, úgy, hogy ezek a 20 ötvözet 2:1 olvadékát adják, amelyet azután kiöntöttünk a 5 kiöntő csonkon keresztül, A 20 ötvözetet índuk10 dós bevitési eljárással olvasztottuk meg, argon atmoszférában. Ebben a második konkrét példában a 21 olvadék hőmérséklete kb, 1480 Celsius fokra volt beállítva,

A 21 olvadék felületét kb. 30 kPa-s Ar gáz nyomás alá helyeztük, kinyomva ezáltal a 21 olvadékot a vörösréz 7 hütőhenger külső felületére, amely a 5 kiöntő csonk alatt helyezkedett ei. Ebben a példában a beadagolásí sebesség kb. 8,4 kg/min és a 7 hütőhenger felszíni sebessége kb. 28m/s volt. Ily módon a gyor♦ *· φ * X * Φ Λ «φφφ Φ *»♦* » φ φ φφφφ Φ » ΦΦ* φ«τ φ Α

-31 san szilárdult 2.0 ötvözet egy vékony esik alakját vette fél· melynek szélessége kb. 1 ,.0 mm és vastagsága kb, 50 pm volt.

Ezt a gyorsan szilárdult ötvözet-struktúrát por XRD-elemzésnek vetettük alá.

Ennek eredményeként a feltalálók Igazolták, hogy a gyorsan szilárdult ötvözet 5 amorf fázisokból ál It.

Ezt követően ezt a gyorsan szilárdult ötvözetet úgy kb. 20 mm hosszú darabokra vágtok, majd Ar-gázban lágyítottuk, A lágyítás úgy történt, hogy minden egyes mintát kb. lö percig tartottuk a 2. táblázatban jelzett hőmérsékleten.

A lágyított ötvözet szerkezetét por XRD elemzésnek vetettük alá. Ennek ered10 menyeként az Nd^FeuB, Fe₃B- es Fe₂₃8s fázisokat reprezentáló diffrakciós csúcsokat észleltünk. Továbbá, transzmissziós elektron-mikroszkoppal elemezve az ötvözet szerkezetét, igazolódott az Nd₂Fe^8 és Fe₃B fázisok együttes jelenléte az ötvözetben. Ezen beiül, az Hds-Fe^B fázis kb. 50 nm és kb. 150 nm~es átlagos szemcseméretű kristáiyszemesék formájában volt jelen, míg az Fe₃.B 15 fázis az NdjtFeuB fázis szemcsehaiár-zónájában volt jelen. A szemcsehatárzóna vastagsága több nm-töl 20 nrn lg terjedt.

Az egyes minták mágneses tulajdonságait vibrátoros minta-magnetométerrei mértük. Ezeket az eredményeket: is a 2. táblázat mutatja.

Ezt kővetően atom-szondás térton-mikroszkópos elemzéssel megmértük az 20 NbaFeuB fázis Ti koncentrációját. Konkrétan: mechanikai polirozásnak vetettük alá a lágyított, gyorsan szilárdult ötvözetet, majd prlzmás, pálcika-szerű minta készült belőle. Továbbá a kérdéses pálcika-szerű minta végét egy elektrolitlkus polfrozási eljárással tű-alakúra hegyeztük. Ezt követően atom-szondás térionmikroszkőpos elemzésnek vetettük alá ennek a tű-alakú mintának a fémA 7. ábra a 2, minta mélysége irányában mért Nd, B Illetve Ti összesített koncentrációs profiljait mutatja. A 7. ábrán látható gráfon az atom-szondás téríonmíkroszkópos elemzéssel megszámolt kumulatív ion-számokat a mélység Irányának megfelelően ábrázoltuk, Konkrétan, egy olyan tartomány, ahol a meg30 számolt atomok száma a mélység irányába nő, olyan tartománynak felel meg, ahol vannak ilyen atomok. Másrészt egy olyan tartomány, ahol a megszámolt atomok száma a mélység Irányában konstans, olyan tartománynak felel meg, ahol nincsenek ilyen atomok.

A 7. ábrán látható grafikonnak több olyan csomópontja van, amelyek míndegyi5 kénél megváltozik az Nd, B vagy TI ionok számát reprezentáló görbe meredeksége, Ezeknél a csomópontoknál azt a tartományt, ahol az No, B és Ti koncentrációt mértük, felosztottuk A-L tartományra, és kiszámoltuk az Nd, B és Ti koncentrációt ezekben a tartományokban, A számifások eredményét a 8A és 8B. ábra mutatja. Konkrétan: a 8A. ábrán látható grafikon ordinátája a Ti koncentrá10 ciőt jelöli, és az abszcisszája a B koncentrációt.

Amint az a 8A. ábrán látható, azok a tartományok, ahol az Nd koncentráció kb. 8 atom % és kb. 14 atom % közé esik, a Ti koncentráció kb. 2 atom % vagy kisebb, Mivel az NdsFe^B fázis azokban a tartományokban létezik, ahol az Nd koncentráció kb. Satom % és kb. 14atom % között van, látható, hogy az

NdsFéuB fázisban a Ti koncentráció kb. 2 atom % vagy kevesebb ennél

Másrészt viszont, azokban a tartományokban, ahol a B koncentráció kb. 25 atom % és kb. 35 atom % között van, a Ti koncentrációk kb. 7 atom % vagy több. amint az a 88. ábrán látható, Mivel a vasalapu borid azokban a tartományokban van jelen, ahol a 8 koncentráció kb. 25 atom % és kb. 35 atom % kö20 zött van (vagyis a szemcsehatár-zönákban), látható, hogy a szemcsehatárzónákban (vagy szemcsehatár-fázisokban) a Ti koncentráció kb. 7 atom % vagy több ennél.

Az alábbi 3. táblázat a fent Ismertetett eljárással az. egyes mintákra vonatkozóan mért M fém-adalékanyag (azaz TI, Cr és/vagy V) koncentrációt mutatja. A táblázatban az 1—5 jelű minták a találmány szerinti anyagok, a 6—8 minták pedig nem az Igényelt tartományba eső, kontrol anyagok.

» « ♦ φ ·>·->

3. táblázat

Fém adalékanyag koncentráció (atom %)
i t	Nd2Fe14B	Szemcseba- tár-fázisok
1	1,7	8,1
2 |	1,6	8,3
	1,8	8,5
4 1	1,8	8.6
5 1,8	8,9
8 j	2,7	4,2
7 )	4,4	5,7
8 |	3,8	5,4

Amint az a 3, táblázaton látható, a találmány előnyős kiviteti alakjaira vonatkozó 5 minden konkrét példa esetében, ahol Ti hozzáadása történt, a Ti koncentráció az Nd^FeuB típusú vegyületben 2 atom % vagy kevesebb volt. Továbbá a Ti koncentráció az Nd₂FeuB knstályszemcsék közötti szemcsehatáron nagyobb volt kb. 8 atom %-nál, ami sokkal nagyobb, mint a Ti koncentráció magukban az

Md:₂Fe« krlstályszemcsékben. Továbbá a Ti koncentrációban mutatkozó kü10 lönbség az Nd₂Fei4 {RsFe^B} fázis és a szemesehatár-fázisok között 6 atom % vagy több is volt, Másrészt, minden olyan összehasonlított példa esetében, ahol

Cr vagy V hozzáadása történt, a Cr vagy V koncentrációja az Nd₂Fe-;4 fázisban nagyobb volt mint kb. 2 atom %,

Ha az adalék-M (pl. Ti) koncentrációja Nd₂FeM. típusú vegyületben meghaladja 15 a 2 atom %-ot, akkor jelentősen csökken az NdaFe^ kristályszemcsék mágnesezödése, A mágoeseződés ilyen csökkenését elkerülendő, a Ti koncentrációja az Nd₂Fe«. kristályszemcsékben előnyösen kb. 2 atom % vagy kevesebb en-34 *$·*» ♦ X K s. *» ·*♦ * X # « * X» · 4 * « Φ Φ 4<ΦΧ 9 nél még előnyösebben 1,8 atom % vagy kevesebb. Az NdsTeu kfisfályszemcsék Ti koncentrációja legelőnyösebben 1,65 atom % vagy kevesebb, hogy tovább nőjön a mágnesezetiség.

A. Cr vagy V koncentrációja az összehasonlított példák szemcsehatár-területein 5 nem különbözött nagyon a találmány előnyös kiviteli alakjaira vonatkozó példák szemcsehatár-területein mutatkozó Ti koncentrációtól Mivel azonban az öszszehasoniított példákban Ti hozzáadás történt, az összehasonlított példák struktúrájának tökéletesen másnak kell lennie, mint a találmány előnyös kiviteli alakjainak példáinál. Vagyis a kívánt struktúra, amelyben a vasalapú borid a nagy mágnesességgel szabadon diszpergál vagy film formában van jelen az IMdsFeuS kristályszemcsék vékony szemcsehatár-fázisaiban, nem alakulhat ki az összehasonlított példák egyikében sem. Éspedig azért, mert mivel az összehasonlitott példáknál nem került sor Ti-hozzáadásra, az NchFewB típusú vegyület kdstályszemcsélnek nukleizálódása nem mehetett végbe gyorsabban és ko rabban, mint az α-Fe fázisé,

Továbbá azokban az összehasonlított példákban, ahol Cr vagy V hozzáadása történt TI helyett, a nagy mágnesezödésű vasalapű borid nem annyira a szemcsehatár-zónákban képződött, hanem ehelyett egy olyan NdjFe^B fázis jött létre, amelyben igen sok Cr vagy V volt. Ennek eredményeként csökkent a mág20 neseződés és az eredményül kapott mágnes Br remanens mágneses indukciója kisebb lett kb, 0,8 T-nél.

A találmány fent ismertetett előnyős kiviteli alakjai szerinti vasalapú ritkaföldfém mágnes szerkezete egyedülálló, és benne a szemcsehatár-területeken lévő vasalapú borid befedi a kemény mágneses tulajdonságokkal rendelkező krís25 táiyszemcséket. Ily módon a vasalapú ritkaföldfém mágnes jobb korrózióvédő tulajdonságokat is mutat. Általában is elmondható, hogy egy olyan vasalapú ritkaföldfém mágnes, amely tartalmaz kemény mágneses tulajdonságokkal rendelkező RaTuQ típusú fázist, kevésbé ellenálló az oxidációval és a korrózióval szemben, hacsak nem kezelik valamiképpen. Éspedig azért, mert az Rj=Ttl30 pusú fázis nagy koncentrációban tartalmaz egy R könnyen oxidálódó ritkaföldfémelemet, A találmány előnyös kiviteli alakjaiban ezzel szemben az egy « fr «

R2T14Q típusú vegyüiet kFlstályszemcsélt a szemcsehatáron kis R koncentrációjú vasafapü borid; borítja. Ennek megfelelően az oxidáció vagy korrózió megáll a szemcsehatár-területeken, miáltal hatékonyan megakadályozható a jelentős oxidáció vagy korrózió. Továbbá a Tí, amely viszonylag nagy koncentrációban van jelen a szemcsehatár-területeken, szintén hozzájárul az oxidációval és korrózióval szembeni ellenállás növekedéséhez. Ennek az az oka, hogy a Ti fémelem, és nagy a kémiai stabilitása. Továbbá ez a struktúra képes megfelelően be tudja állítani a. csere összekapcsolódást ís, miáltal kitűnő mágnest ad, amely jói ki van egyensúlyozva a koercivitás és a remanencía.

A találmány különböző előnyös megvalósulási formál esetében a TI adalékot tartalmazó anyag ötvözet olvadékát gyorsan hütik és szilárdítják, miáltal olyan állandó mágnest nyerhető, amely kitűnő mágneses tulajdonságokat mutat, beleértve a magas koercívitást és a nagy mágnesezödést, miközben csökken a mágnesbe foglalandó minimális ritkaföldfémelem szükséges minimális mennyifő sége.

Továbbá, a találmány különböző előnyös kiviteli alakjai esetében, még ha a gyorsan szilárdult a 21 olvadék hirtelen lehűtését megvalósító eljárással készül is, csökkentett hűtési sebességgel, a Ti hozzáadása meg tudja akadályozni az cc-Fe fázis kicsapódását a 21 olvadék hirtelen lehűtését megvalósító folyamat során. Éppen ezért alkalmazható szalagöntéses eljárás vagy a 21 olvadék hirtelen lehűtését megvalósító, amely viszonylag alacsony hűtési sebességet eredményez és megfelelően alkalmazható a tömeggyártásban, ami előnyösen csökkenti a gyártási költséget.

Felh a figyelmet arra, hogy a fenti ismertetés csak a találmánybemutatására szolgái. A szakterületen jártas szakember számos alternatívát és módosítást találhat ki anélkül, hogy ezáltal eltérne a találmánytól Vagyis a találmány szándéka szerint vonatkozik minden olyan alternatívára, módosításra és variációra is, amely beleillik a csatolt igénypontok által meghatározott oltalmi körbe.

Claims (12)

1. Vasalapú ritkaföldfémmé! ötvözött nanokompozit mágnes, amely egy R₃T_UQ típusú vegyület kristályszemcséit tartalmazza, továbbá tartalmaz olyan ferromágneses vasalapú boridét, amely a szemcsehatáron található az R_aTuG típc5 sú vegyület kristáiyszemcséi között, azza! jellemezve, hogy tömegszázalékos összetétele (Fei._;T₁T_rn)_íöö._x._y._j;Q_xR_yTi_z, ahol T legalább egy kiválasztott elem a Co és Mi-bol álló csoportból, Q legalább egy kiválasztott elem a B és C-böl álló csoportból, és R legalább egy ritkaföldfémelem, amely lényegében nem tartalmaz La-t vagy Ce-t, továbbá az x, y, z és m mól frakciók megfelelnek az alábbi

10 egyenlőtlenségeknek:

10 atom %<x<15 atom %;

7 atom %<y<1ö atom %;

0,5 atom %<z<5 atom %; illetve Ö<m<Q,S;

15 ahol a mágnes kristáíyszemcséinek átlagos szemcsemérete kb. 20 nm és kb. 200 nm között van, és amelyben a ferrömágneses vasalapú borid a szemcsehatáron diszpergálödik vagy film formában van jelen a szemcsehatár felett, úgy, hogy legalább részben fedi az RaTuC típusú vegyület kristályszemcséinek felszínét.

20

2, Az 1. igénypont szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy a ferrömágneses vasalapú borid átlagos mérete legfeljebb kb. 50 nm a szemcsebalár vastagsága mentén mérve.

3. Az 1. vagy 2. igénypont szerinti mágnes, azza! jellemezve, hogy a ferrömágneses vasalapú borid film formában van jelen, melynek átlagos vastagsága kb.

25 20 nm vagy kevesebb az R2T14Q típusú vegyület kristály szemcséi közötti szemcsehatár felett .

4. Az 1. vagy 2. igénypont szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy a ferrömágneses vasalapú borid az R2T54Q típusú vegyület kristáiyszemcséi közötti szemcsehatárban van jelen, és átlagos fő tengely hossza kb. 1 nm - 50 nm tartó30 mánvba esik.

3 / »·

5, Az 1-4. igénypontok bármelyike szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy a mágnes egy tetszőleges keresztmetszetén az RjTuG típusú vegyüiet kristályszemcséinek átlagos mérete nagyobb, mint a íerromágneses vasalapú borid átlagos mérete,

6« Az 1-5. igénypontok bármelyike szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy az x és y mól frakciók megfelelnek az alábbi egyenlőtlenségeknek:

10 atom %< x<14 atom % és

0,5 atom %< z<4 atom %·..

7. Az 1-6. Igénypontok bármelyike szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy a vasalapú borid FejB-t és vagy FeaaBs-t tartalmaz,

8. Az 1-7. igénypontok bármelyike szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy vékony csík formájú, és vastagsága kb. 10 pm - 300 pm tartományba esik.

9. Az 1-7. Igénypontok bármelyike szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy por részecskékké van őrölve.

10. A 9. igénypont szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy a por részecskék részecske középmérete kb. 30 pm - 250 pm tartományba esik.

11. Az 1-10. igénypontok bármelyike szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy az alábbi paraméterekkel meghatározott kemény mágneses tulajdonságokkal rendelkezik: B_f remanens mágneses indukció legalább kb. 0,85 T, a maximum energia legalább kb. 120 kJ/rrri, és a koerclvítás Hej legalább kb. 480 kA/m,

12. Kötött mágnes, amely a 9. vagy 10, igénypont szerinti vasalapú ritkaföldfém ötvözetű mágnes porát tartalmazó, kötőgyanfával ősszeolvasztott mágnesporból van előállítva.