Title:
Seltenerdbasierter Magnet
Kind Code:
B4


Abstract:

Seltenerdbasierter Magnet umfassend R2T14B-Hauptphasen-Kristallkörner und Kristallgrenzphasen, wobei die Kristallgrenzphasen mindestens R, T und M mit den relativen Atomverhältnissen von R, T und M in den folgenden Bereichen enthalten:
R: 25 bis 35 Atom-%,
T: 60 bis 70 Atom-% und
M: 2 bis 10 Atom-%,
wobei R das Seltenerdelement darstellt, T mindestens ein Element aus der Eisengruppe mit Fe als wesentlichem Element darstellt und M mindestens ein Element darstellt ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Ge, Si, Sn und Ga,
und wobei der seltenerdbasierte Magnet C, O und N enthält,
die Menge an C 0,05 bis 0,3 Massen-% ist,
die Menge an N 0,15 Massen-% oder weniger ist, und
die Menge an O 0,03 bis 0,4 Massen-% ist. embedded image




Inventors:
Fujikawa, Yoshinori (c/o TDK Corporation, Tokyo, JP)
Nagamine, Yuki c/o TDK Corporation (Tokyo, JP)
Okawa, Wakako c/o TDK Corporation (Tokyo, JP)
Ishizaka, Chikara (c/o TDK Corporation, Tokyo, JP)
Kato, Eiji (c/o TDK Corporation, Tokyo, JP)
Sato, Katsuo (Chiba, Ichikawa-city, JP)
Application Number:
DE102014119040A
Publication Date:
06/25/2015
Filing Date:
12/18/2014
Assignee:
TDK CORPORATION (Tokyo, JP)
International Classes:



Foreign References:
20120145944
4888068
WO2013008756A1
JP2002327255A
JP201215168A
JP201215169A
Attorney, Agent or Firm:
Epping Hermann Fischer Patentanwaltsgesellschaft mbH, 80639, München, DE
Claims:
Seltenerdbasierter Magnet umfassend R2T14B-Hauptphasen-Kristallkörner und Kristallgrenzphasen, wobei die Kristallgrenzphasen mindestens R, T und M mit den relativen Atomverhältnissen von R, T und M in den folgenden Bereichen enthalten:
R: 25 bis 35 Atom-%,
T: 60 bis 70 Atom-% und
M: 2 bis 10 Atom-%,
wobei R das Seltenerdelement darstellt, T mindestens ein Element aus der Eisengruppe mit Fe als wesentlichem Element darstellt und M mindestens ein Element darstellt ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Ge, Si, Sn und Ga,
und wobei der seltenerdbasierte Magnet C, O und N enthält,
die Menge an C 0,05 bis 0,3 Massen-% ist,
die Menge an N 0,15 Massen-% oder weniger ist, und
die Menge an O 0,03 bis 0,4 Massen-% ist.

Seltenerdbasierter Magnet nach Anspruch 1, wobei in den mindestens R, T und M enthaltenden Kristallgrenzphasen, wenn die Anzahlen der R-, T- und M-Atome jeweils als [R], [T] und [M] bezeichnet werden, [R]/[M]<10 und [T]/[M]<30.embedded image

Seltenerdbasierter Magnet nach Anspruch 1, wobei die mindestens R, T und M enthaltenden Kristallgrenzphasen R-T-M-basierte Verbindungen sind und besagte R-T-M basierte Verbindung ein Kristall ist.

Seltenerdbasierter Magnet nach Anspruch 1, wobei bei jedem Schnitt die Atomkonzentration von in der R-T-M-basierten Verbindung der Kristallgrenzphasen enthaltenen T 50% oder mehr oder 80% oder weniger beträgt und das Flächenverhältnis der R-T-M-basierten Verbindung im Bereich von einem Wert von 0,1% oder mehr bis zu einem Wert unter 20% liegt.

Seltenerdbasierter Magnet nach Anspruch 1, wobei die R-T-M-basierte Verbindung ein Kristall ist, der zu dem tetragonalen Kristallsystem gehört.

Seltenerdbasierter Magnet nach Anspruch 1, wobei die R-T-M-basierte Verbindung ein Kristall mit innenzentrierten tetragonalen Gittern ist.

Seltenerdbasierter Magnet nach Anspruch 1, wobei in der R-T-M-basierten Verbindung die Länge der c-Achse im Einheitsgitter 2,1 bis 2,3 nm beträgt.

Seltenerdbasierter Magnet nach Anspruch 1, wobei die R-T-M-basierte Verbindung eine Kristallstruktur vom La6Co11Ga3-Typ besitzt.

Seltenerdbasierter Magnet nach Anspruch 1, wobei die Anzahlen von C, O und N Atomen als [C], [O] und [N] bezeichnet werden und [O]/([C]+[N]) < 0,60 ist.

Description:

Die vorliegende Erfindung betrifft einen seltenerdbasierten Magneten, speziell einen seltenerdbasierten Magneten, bei dem die Mikrostruktur des R-T-B-basierten gesinterten Magneten gesteuert ist.

ALLGEMEINER STAND DER TECHNIK

Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet (R repräsentiert ein Seltenerdelement, T repräsentiert mindestens ein Element aus der Eisengruppe mit Fe als wesentlichem Element, und B repräsentiert Bor), der durch einen Nd-Fe-B-basierten gesinterten Magneten repräsentiert wird, weist eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte auf. Somit ist er nützlich für die Minimierung und die Effizienzverbesserung der verwendeten Geräte und kann in einem Schwingspulenmotor eines Festplattenlaufwerks verwendet werden. In jüngster Zeit werden solche Magnete auch auf Motoren auf unterschiedlichen Gebieten oder Antriebsmotoren für Hybridfahrzeuge angewendet. Vom Standpunkt der Energieeinsparung und dergleichen ist es wünschenswert, dass auf diesen Gebieten mehr derartige Magnete verwendet werden. Während des Anwendens von R-T-B-basierten gesinterten Magneten in Hybridfahrzeugen oder dergleichen werden die Magnete jedoch einer relativ hohen Temperatur ausgesetzt. In dieser Hinsicht ist es wichtig, die durch Wärme verursachte Entmagnetisierung bei hoher Temperatur zu hemmen. Weiterhin ist wohlbekannt, dass die Entmagnetisierung bei einer hohen Temperatur effektiv gehemmt werden kann, indem die Koerzitivfeldstärke (Hcj) des R-T-B-basierten gesinterten Magneten bei Raumtemperatur ausreichend verbessert wird.

Zum Beispiel wird als ein wohlbekanntes Verfahren zum Verbessern der Koerzitivfeldstärke des Nd-Fe-B-basierten gesinterten Magneten bei Raumtemperatur ein Teil des Nd in der Nd2Fe14B-Verbindung (die die Hauptphase ist) durch ein oder mehrere schwere Seltenerdelemente wie etwa Dy oder Tb ersetzt. Die magnetokristalline Anisotropiekonstante kann verbessert werden, indem ein Teil des Nd durch das oder die schweren Seltenerdelemente ersetzt wird. Folglich kann die Koerzitivfeldstärke des Nd-Fe-B-basierten gesinterten Magneten bei Raumtemperatur ausreichend verbessert werden. Zusätzlich zu dem Ersatz von einem oder mehreren schweren Seltenerdelementen wird auch der Zusatz von Cu oder dergleichen die Koerzitivfeldstärke bei Raumtemperatur erhöhert (Patentdokument 1). Der Zusatz von Cu macht die Cu-Form, beispielsweise die flüssige Nd-Cu-Phase in der Kristallgrenze, so, dass die Kristallgrenze glatt wird. Auf diese Weise kann verhindert werden, dass umgekehrte Magnetdomänen entstehen.

Andererseits haben die Patentdokumente 2, 3 und 4 eine Technologie offenbart, dass die Kristallgrenzphase (die die Mikrostruktur des seltenerdbasierten Magneten ist) gesteuert wird, um die Koerzitivfeldstärke zu verbessern. Aus den Zeichnungen dieser Patentdokumente kann bekannt sein, dass sich die Kristallgrenzphasen auf die Kristallgrenzphasen beziehen, die von drei oder mehr Hauptphasenkristallkörnern umgeben sind, und sie werden auch als die Tripelpunkte bezeichnet. In Patentdokument 2 ist eine Technologie zum Ausbilden zweier Arten von Tripelpunkten mit unterschiedlichen Dy-Konzentrationen offenbart worden. Das heißt, es wurde offenbart, dass Kristallgrenzphasen (Tripelpunkte) mit Teilbereichen mit einer hohen Konzentration von Dy und der Gesamtkonzentration von Dy unverändert gebildet werden, so dass ein hoher Widerstand bezüglich der Umkehrung der Magnetdomäne aufrechterhalten werden kann. Das Patentdokument 3 hat eine Technologie offenbart, dass drei Arten von Kristallgrenzphasen (Tripelpunkte) (der erste, zweite und dritte) mit verschiedenen Gesamtatomkonzentrationen von Seltenerdelementen ausgebildet werden, wobei die Atomkonzentration von Seltenerdelementen in der dritten Kristallgrenzphase niedriger ist als die in zwei anderen Kristallgrenzphasen und die Atomkonzentration von Fe in der dritten Kristallgrenzphase höher ist als die in zwei anderen Kristallgrenzphasen. Auf diese Weise kann eine dritte Kristallgrenzphase mit einer hohen Fe-Konzentration in den Kristallgrenzphasen ausgebildet werden, was zu einer Verbesserung der Koerzitivfeldstärke führt. Außerdem hat Patentdokument 4 einen R-T-B-basierten, seltenerdbasierten gesinterten Magneten offenbart, der durch einen gesinterten Körper gebildet wird, und der gesinterte Körper besteht aus Hauptphasen (die hauptsächlich R2T14B enthalten) und Kristallgrenzphasen mit mehr R als die Hauptphasen. Die Kristallgrenzphasen enthalten Phasen, bei denen die Gesamtatomkonzentration von Seltenerdelementen 70 Atomprozent oder mehr beträgt, und Phasen, bei denen die Gesamtatomkonzentration von Seltenerdelementen 25 bis 35 Atomprozent beträgt. Die Phasen, bei denen die Gesamtatomkonzentration von Seltenerdelementen 25 bis 35 Atomprozent beträgt, werden als übergangsmetallreiche Phasen bezeichnet, und die Atomkonzentration von Fe in diesen Phasen beträgt bevorzugt 50 bis 70 Atomprozent. In dieser Hinsicht Mai 2018oerzitivfeldstärke verbessert.

PATENTDOKUMENTE

  • Patentdokument 1: JP2002-327255
  • Patentdokument 2: JP2012-15168
  • Patentdokument 3: JP2012-15169
  • Patentdokument 4: internationale
  • Veröffentlichungsdruckschrift Nr. 2013/008756

ZUSAMMENFASSUNG

Wenn ein R-T-B-basierter gesinterter Magnet bei einer hohen Temperatur wie etwa 100°C bis 200°C verwendet wird, ist der Wert der Koerzitivfeldstärke bei Raumtemperatur einer der effektiven Indizes. Es ist jedoch wichtig, das Auftreten einer Entmagnetisierung zu hemmen oder eine niedrige Entmagnetisierungsrate zu haben, wenn der Magnet tatsächlich einer Umgebung mit hoher Temperatur ausgesetzt wird. Wenn ein Teil von R in der R2T14B-Verbindung (das heißt der Hauptphase) durch ein schweres Seltenerdelement wie etwa Tb oder Dy ersetzt wird, wird die Koerzitivfeldstärke bei Raumtemperatur offensichtlich verbessert. Dies ist ein leichter Weg, um die Koerzitivfeldstärke zu verbessern, doch kann die Quelle der schweren Seltenerdelemente wie etwa Dy und Tb problematisch sein, da die Plätze des Ursprungs und die Ausbeuten begrenzt sind. Mit solchen Austauschvorgängen ist die Abnahme der Restflussdichte beispielsweise aufgrund der antiferromagnetischen Kopplung von Nd und Dy unvermeidbar. Das Hinzufügen von Cu wie oben beschrieben und dergleichen ist ebenfalls effektiv, die Koerzitivfeldstärke zu verbessern. Um die Anwendungsgebiete für die R-T-B-basierten gesinterten Magnete zu erweitern, wird jedoch erwartet, dass die Entmagnetisierung bei einer hohen Temperatur (die Entmagnetisierung, die durch Aussetzen einer Umgebung mit hoher Temperatur bewirkt wird) weiter gehemmt wird.

Zusätzlich zu dem Hinzufügen von Cu ist wohlbekannt, dass es wichtig ist, die Kristallgrenzphasen zu steuern, die die Mikrostruktur sind, falls die die Koerzitivfeldstärke der seltenerdbasierten Magnete (d.h. der R-T-B-basierten gesinterten Magnete) verbessert werden soll. In den Kristallgrenzphasen gibt es die sogenannten Zwei-Korn-Grenzphasen, die zwischen zwei benachbarten Hauptphasen-Kristallkörnern und den sogenannten Tripelpunkten, die von drei oder mehr Hauptphasen-Kristallkörnern umgeben sind, gebildet werden. Wie unten erwähnt, wird in dieser Patentschrift der Tripelpunkt im Folgenden einfach als die Kristallgrenzphase bezeichnet.

Es ist jedoch wohlbekannt, dass die Koerzitivfeldstärke bei Raumtemperatur durch den Ersatz von schweren Seltenerdelementen wie etwa Dy und Tb stark verbessert wird, sich die magnetokristalline Anisotropiekonstante (der Hauptfaktor für die Koerzitivfeldstärke) aber dramatisch ändert, wenn die Temperatur variiert. Das heißt, wenn die Temperatur in der Umgebung hoch wird, wo die seltenerdbasierten Magnete verwendet werden, nimmt die Koerzitivfeldstärke dramatisch ab. So haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung herausgefunden, dass es wichtig ist, die Mikrostruktur wie unten gezeigt zu steuern, um einen seltenerdbasierten Magneten zu erhalten, wobei die Entmagnetisierung bei hoher Temperatur gehemmt ist. Falls die Koerzitivfeldstärke durch Steuern der Mikrostruktur der gesinterten Magnete verbessert werden kann, wird der erhaltene seltenerdbasierte Magnet eine exzellente Temperaturstabilität besitzen.

Falls die Koerzitivfeldstärke des seltenerdbasierten Magneten verbessert werden soll, ist es wichtig, die magnetische Kopplung unter R2T14B-Kristallkörnern (die die Hauptphasen sind) abzuschneiden. Falls die größeren Kristallkörner magnetisch isoliert werden können, werden die benachbarten Kristallkörner selbst dann nicht beeinflusst, falls umgekehrte Magnetdomänen in einigen gewissen Kristallkörnern entstehen. In dieser Hinsicht kann die Koerzitivfeldstärke verbessert werden. In den Patentdokumenten 2, 3 und 4 wird die Koerzitivfeldstärke verbessert durch Ausbilden mehrerer Arten von Kristallgrenzphasen (Tripelpunkten) mit unterschiedlichen Beschaffenheiten. Es ist jedoch nicht klar, welche Art von Struktur der Kristallgrenzphasen (Tripelpunkten) zu einer ausreichenden magnetischen Isolierung unter Hauptphasen-Kristallkörnern führen wird. Insbesondere werden in den in den Patentdokumenten 3 und 4 offenbarten Technologien Kristallgrenzphasen mit vielen Fe-Atomen ausgebildet. Mit nur einer derartigen Struktur wird die magnetische Kopplung unter Hauptphasen-Kristallkörnern möglicherweise nicht ausreichend gehemmt.

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung glauben, dass es wichtig ist, die Kristallgrenzphasen (Tripelpunkte) während der Entstehung der Zwei-Korn-Grenzphasen mit einem guten Effekt auf das Abschneiden der magnetischen Kopplung zwischen benachbarten Kristallkörnern zu steuern. In dieser Hinsicht wurden Arten herkömmlicher seltenerdbasierter Magnete untersucht. Falls beispielsweise unmagnetische Zwei-Korn-Grenzphasen mit einer relativ hohen Konzentration des Seltenerdelements R gebildet werden können, indem das Verhältnis von R (das ein Bestandteil des Magneten ist) erhöht wird, kann ein ausreichender Effekt auf das Abschneiden der magnetischen Kopplung erwartet werden. Falls nur das Verhältnis von R (das ein Bestandteil der Legierungsrohmaterialien ist) angehoben wird, wird tatsächlich die Konzentration des Seltenerdelements R in den Zwei-Korn-Grenzphasen nicht höher und das Verhältnis, das von den Kristallgrenzphasen (Tripelpunkten) mit einer relativ hohen Konzentration des Seltenerdelements R in Anspruch genommen wird, wird erhöht. Somit wird eine dramatische Verbesserung der Koerzitivfeldstärke nicht damit erzielt, dass stattdessen die Restflussdichte in einem extremen Ausmaß abnimmt. Wenn die Atomkonzentration von Fe in den Kristallgrenzphasen (Tripelpunkten) erhöht wird, ist außerdem die Konzentration des Seltenerdelements R in den Zwei-Korn-Grenzphasen nicht höher geworden. Somit wird die magnetische Kopplung nicht ausreichend abgeschnitten und die Kristallgrenzphasen (Tripelpunkte) werden Phasen mit Ferromagnetismus. Diese Phasen werden leicht der Nukleationsspunkt für die umgekehrten Magnetdomänen, was die Ursache der verminderten Koerzitivfeldstärke ist. Somit wurde erkannt, dass der Grad des Abschneidens der magnetischen Kopplung zwischen benachbarten Kristallkörnern in herkömmlichen seltenerdbasierten Magneten mit Tripelpunkten nicht genug ist.

Angesichts der oben erwähnten Probleme beabsichtigt die vorliegende Erfindung, die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur in dem R-T-B-basierten gesinterten Magnet (d.h. dem seltenerdbasierten Magneten) signifikant zu hemmen.

Um die Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur signifikant zu hemmen, haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung die Struktur der Hauptphasen-Kristallkörner und Tripelpunkte im gesinterten Körper der seltenerdbasierten Magnete untersucht, wobei die Tripelpunkte Zwei-Korn-Grenzphasen bilden können, die die magnetische Kopplung zwischen benachbarten Hauptphasen-Kristallkörnern abschneiden können. Dadurch wurde die folgende Erfindung abgeschlossen.

Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Erfindung ist ein gesinterter Magnet, der R2T14B-Kristallkörner (die die Hauptphasen sind), Zwei-Korn-Grenzphasen und Tripelpunkte unter R2T14B-Kristallkörnern enthält. Wenn die Mikrostruktur des gesinterten Artikels bei einem beliebigen Schnitt beobachtet wird und die von drei oder mehr Hauptphasen-Kristallkörnern umgebenen Tripelpunkte als die Kristallgrenzphasen bezeichnet werden, enthalten solche Kristallgrenzphasen jene mit mindestens R, T und M, wobei die relativen Atomverhältnisse von R, T und M wie folgt sind, d.h. 25 bis 35% für R, 60 bis 70% für T und 2 bis 10% für M. Mit einer derartigen Zusammensetzung wird der Betrag der Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur auf einen Wert unter 4% gehemmt. M repräsentiert mindestens eines ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Al, Ge, Si, Sn und Ga.

Besonders bevorzugt lautet, wenn die Anzahl an R-, T- und M-Atomen, die in der Kristallgrenzphase mit mindestens R, T und M enthalten sind, jeweils als [R], [T] und [M] bezeichnet werden, [R]/[M]<10 und [T] / [M] <30. Der Betrag der Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur wird durch Einstellen der Verhältnisse der Bestandteile wie jenen oben erwähnten in den mindestens R, T und M enthaltenden Kristallgrenzphasen auf 3% oder weniger gehemmt.

Bei dem seltenerdbasierten Magnet der vorliegenden Erfindung wird durch Ausbilden derartiger Kristallgrenzphasen wie oben erwähnt die R-, T- und M-basierte Verbindung ausgebildet und das T-Atom wie etwa Fe-Atome, die in dem herkömmlichen R-Cu-Zwei-Korn-Grenzphasen ungleichmäßig verteilt sind, als die R-, T- und M-basierte Verbindung verbraucht. In dieser Hinsicht kann die Konzentration des oder der Elemente der Eisengruppe in den Zwei-Korn-Grenzphasen extrem abgesenkt werden, wodurch die Zwei-Korn-Grenzphasen Phasen mit einem Nicht-Ferromagnetismus werden. Wenn die Kristallgrenzphase mit dem Verhältnis von T als 60% oder mehr ausgebildet wird, kann außerdem T besser verbraucht werden als eine T-Atome enthaltende Verbindung. Außerdem bilden die Kristallgrenzphasen eine Verbindung, die T enthält und kein Ferromagnetismus ist. Begleitet von der Konzentrationsabnahme des Elements aus der Eisengruppe in den Zwei-Korn-Grenzphasen isolieren die Kristallgrenzphasen die benachbarten Hauptphasen-Kristallkörner magnetisch. In dieser Hinsicht kann die Entmagnetisierungsrate bei einer hohen Temperatur gehemmt werden.

Bei dem seltenerdbasierten Magnet der vorliegenden Erfindung liegt das Flächenverhältnis der R-T-M-basierten Verbindung bevorzugt in einem Bereich von einem Wert von 0,1% oder mehr bis zu einem Wert unter 20% an dem Schnitt. Wenn das Flächenverhältnis der R-T-M-basierten Verbindung innerhalb des oben erwähnten Bereichs liegt, wird der Effekt, der durch Aufnehmen einer R-T-M-basierten Verbindung in die Kristallgrenzphase erhalten wird, besser ausgeübt. Falls im Gegensatz dazu das Flächenverhältnis der R-T-M-basierten Verbindung unter dem oben erwähnten Bereich liegt, wird dies möglicherweise ineffektiv beim Senken der Konzentration des oder der Elemente der Eisengruppe in den Zwei-Korn-Grenzphasen und die Koerzitivfeldstärke wird möglicherweise nicht ausreichend verbessert. Zudem wird der gesinterte Körper mit dem Flächenverhältnis der R-T-M-basierten Verbindung, die über dem oben erwähnten Bereich liegt, eine Abnahme beim Volumenverhältnis der R2T14B-Hauptphasenkristalle und eine reduzierte Sättigungsmagnetisierung und eine unzureichende Restflussdichte aufweisen. In dieser Hinsicht wird ein derartiger gesinterter Körper nicht bevorzugt. Die Details über das Verfahren zum Schätzen des Flächenverhältnisses werden unten beschrieben.

Wie für den seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Erfindung ist M im gesinterten Körper enthalten. Kristallgrenzphasen, die mindestens R, T und M enthalten, können in dem gesinterten Körper ausgebildet werden, indem das Seltenerdelement R und das Element T aus der Eisengruppe (die die Bestandteile der Hauptphasen-Kristallkörner sind) und das Element M (das den ternären eutektischen Punkt mit R und T bildet) hinzugesetzt werden. Infolgedessen kann die Konzentration von T in den Zwei-Korn-Grenzphasen abgesenkt werden. Der Zusatz von M erleichtert das Entstehen der R-, T- und M-haltigen Kristallgrenzphase, und das in den Zwei-Korn-Grenzphasen vorliegende T wird während des Entstehens der Kristallgrenzphase verbraucht, was der Grund dafür sein kann, weshalb die Konzentration von T in den Zwei-Korn-Grenzphasen abnimmt. Während der Analyse über hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie und die Elektronendiffraktionsmuster wird die aus der der R-T-M-basierten Verbindung bestehende Kristallgrenzphase als eine Kristallphase mit einer Struktur von La6Co11Ga3-Kristallen bestimmt (was eine Struktur eines innenzentrierten tetragonalen Gitters aufweist). Die mindestens die Elemente R, T und M enthaltenden Kristallgrenzphasen besitzen eine gute Kristallinität und bilden Grenzflächen mit den Hauptphasenkörnern, wodurch die Entstehung der durch unebene Kristallgitter verursachten Verzerrung verhindert werden kann und auch die Nukleation der umgekehrten Magnetdomäne verhindert werden kann. Im gesinterten Magnet sind 0,03 bis 1,5 Massenprozent von M enthalten. Fall weniger M enthalten ist, wird die Koerzitivfeldstärke nicht ausreichen. Falls mehr M enthalten ist, wird die Sättigungsmagnetisierung gesenkt und die Restflussdichte wird nicht ausreichen. Falls bessere Koerzitivfeldstärke und Restflussdichte erhalten werden sollen, können 0,13 bis 0,8 Massenprozent von M enthalten sein. Nachdem die Magnetflussverteilung auf der Basis der Elektronenmikroskopie und der Elektronenholographie der R-T-M-basierten Verbindungen enthaltenden Kristallgrenzphasen analysiert worden ist, kann bekannt sein, dass die Kristallgrenzphasen nicht-ferromagnetische Phasen werden, von denen angenommen wird, dass sie antiferromagnetisch oder ferrimagnetisch mit einem recht niedrigen Magnetisierungswert sind, wenngleich Fe darin enthalten ist. Da das Element T aus der Eisengruppe als ein Bestandteil der Verbindung enthalten ist, werden nicht-ferromagnetische Kristallgrenzphasen selbst dann ausgebildet, falls die Elemente der Eisengruppe wie etwa Fe und Co enthalten sind. Es wird angenommen, dass somit die Nukleation der umgekehrten Magnetdomänen verhindert werden kann.

Als das Element M, das die Reaktion sowohl mit R als auch T fördert (wobei die beiden Elemente die oben erwähnten Hauptphasen-Kristallkörner darstellen), können Al, Ga, Si, Ge, Sn und dergleichen verwendet werden.

Gemäß der vorliegenden Erfindung können ein seltenerdbasierter Magnet mit einer kleinen Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur sowie ein seltenerdbasierter Magnet, der sich auf Motoren anwenden lässt, die in Umgebungen mit hoher Temperatur verwendet werden, bereitgestellt werden.

Figurenliste

  • 1 ist eine Elektronenmikroaufnahme, die die Kristallgrenzphasen an einem Schnitt des seltenerdbasierten Magneten in einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt (Probe 2).
  • 2 ist eine Elektronenmikroaufnahme, die die Kristallgrenzphasen an einem Schnitt des seltenerdbasierten Magneten von Probe 9 (einem Vergleichsbeispiel) in der vorliegenden Ausführungsform zeigt.
  • 3 ist eine graphische Darstellung, die die Korrelation zwischen [R]/[M] und der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur in der vorliegenden Ausführungsform zeigt.
  • 4 ist eine graphische Darstellung, die die Korrelation zwischen [T]/[M] und der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur in der vorliegenden Ausführungsform zeigt.

AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG VON AUSFÜHRUNGSFORMEN

Im Folgenden werden die bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung unter Bezugnahme auf die Zeichnungen beschrieben. Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Erfindung ist ein gesinterter Magnet, der Hauptphasen-Kristallkörner aus R2T14B und Kristallgrenzphasen umfasst, wobei R ein oder mehrere Seltenerdelemente enthält, T ein oder mehrere Elemente der Eisengruppe mit Fe als wesentliches Element enthält und B Bor repräsentiert. Außerdem sind verschiedene wohlbekannte additive Elemente zugesetzt und unvermeidliche Verunreinigungen enthalten.

1 ist eine Elektronenmikroaufnahme, die die Struktur bei einem Schnitt des seltenerdbasierten Magneten in einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt. Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Ausführungsform umfasst die Hauptphasen-Kristallkörner 1 aus R2T14B, die zwischen zwei benachbarten Hauptphasen-Kristallkörnern 1 ausgebildeten Zwei-Korn-Grenzphasen 2 und die von drei oder mehr Hauptphasenkörnern umgebenen Kristallgrenzphasen 3. Die Kristallgrenzphasen 3 enthalten mindestens R, T und M, wobei die relativen Atomverhältnisse von R, T und M wie folgt sind, 25 bis 35% für R, 60 bis 70% für T und 2 bis 10% für M.

Bei den Hauptphasen-Kristallkörnern aus R2T14B, die den seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform darstellen, kann es sich bei dem Seltenerdelement R um ein beliebiges des leichten Seltenerdelements, des schweren Seltenerdelements oder ihre Kombination handeln. Angesichts der Kosten der Materialien wird Nd oder Pr oder ihre Kombination bevorzugt. Die anderen Elemente sind wie oben erwähnt. Der bevorzugte Bereich für die Kombination aus Nd und Pr wird unten beschrieben.

Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Ausführungsform kann eine Spur additiver Elemente enthalten. Als das additive Element können wohlbekannte additive Elemente verwendet werden. Die additiven Elemente sind bevorzugt jene mit einer eutektischen Zusammensetzung mit R, wobei R der Bestandteil der Hauptphasen-Kristallkörner aus R2T14B ist. Somit wird bevorzugt, dass das additive Element Cu ist. Es können jedoch auch andere Elemente verwendet werden. Der entsprechende Bereich für das zuzusetzende Cu wird unten beschrieben.

Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Ausführungsform kann weiterhin Al, Ga, Si, Ge, Sn und dergleichen als das Element M enthalten, das die Reaktion in den pulvermetallurgischen Prozessen der Hauptphasen-Kristallkörner fördert. Die entsprechende zuzusetzende Menge an M wird unten beschrieben. Mit dem Zusatz von M in dem seltenerdbasierten Magnet laufen Reaktionen in der Oberflächenschicht der Hauptphasen-Kristallkörner ab. Somit werden Verzerrungen und Defekte eliminiert, während das Entstehen der mindestens R, T und M enthaltenden Kristallgrenzphasen über die Reaktion zwischen dem in den Zwei-Korn-Grenzphasen existierenden Element T und dem Element M gefördert wird. Infolgedessen wird die Konzentration von T in den Zwei-Korn-Grenzphasen herabgesetzt.

Beim seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform ist die Menge jedes Elements relativ zu den Gesamtmassen wie folgt.

  • R: 29,5 bis 33 Massenprozent;
  • B: 0,7 bis 0,95 Massenprozent;
  • M: 0,03 bis 1,5 Massenprozent;
  • Cu: 0,01 bis 1,5 Massenprozent und
  • Fe: Rest, im Wesentlichen.

Der Gesamtgehalt an Elementen außer Fe, die den Rest ausmachen: 5 Massenprozent oder weniger.

Das in dem seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform enthaltene R wird spezifischer beschrieben. R muss entweder eines von Nd und Pr enthalten. Was das Verhältnis von Nd und Pr in R betrifft, kann die Summe aus Nd und Pr 80 bis 100 Atomprozent oder 95 bis 100 Atomprozent ausmachen. Falls das Verhältnis innerhalb eines derartigen Bereichs liegt, können weiterhin eine gute Restflussdichte und Koerzitivfeldstärke erhalten werden. Außerdem kann in dem seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform das schwere Seltenerdelement wie etwa Dy, Tb oder dergleichen als R enthalten sein. In diesem Fall macht hinsichtlich der Menge des enthaltenen schweren Seltenerdelements auf der Basis der Gesamtmasse des seltenerdbasierten Magneten die Summe der schweren Seltenerdelemente 1,0 Massenprozent oder weniger und bevorzugt 0,5 Massenprozent oder weniger und besonders bevorzugt 0,1 Massenprozent oder weniger aus. Selbst falls in dem Magneten der vorliegenden Ausführungsform die Menge der schweren Seltenerdelemente herabgesetzt ist, kann dennoch eine hohe Koerzitivfeldstärke erhalten werden und die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur kann immer noch gehemmt werden, indem die Menge und das Atomverhältnis anderer Elemente so abgestimmt werden, dass sie gewisse Anforderungen erfüllen.

Beim seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform beträgt die Menge von B 0,7 bis 0,95 Massenprozent. Die Reaktion an der Oberfläche der Hauptphasen-Kristallkörner wird leicht während des pulvermetallurgischen Prozesses in Kombination mit den additiven Elementen auftreten, obwohl die Menge von B kleiner ist als das stöchiometrische Verhältnis der Basiskomponente R2T14B.

Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Ausführungsform enthält weiterhin eine Spur additiver Elemente. Als die additiven Elemente können wohlbekannte additive Elemente verwendet werden. Bei dem additiven Element handelt es sich bevorzugt um jene mit einem eutektischen Punkt mit dem Element R (das der Bestandteil der Hauptphasen-Kristallkörner aus R2T14B ist) im Phasendiagramm. In dieser Hinsicht wird Cu oder dergleichen als das additive Element bevorzugt. Es können auch andere Elemente verwendet werden. Die Menge an zugesetztem Cu beträgt 0,01 bis 1,5 Massenprozent auf der Basis des Ganzen. Fall die zugesetzte Menge innerhalb dieses Bereichs ist, wird sich Cu nur in den Zwei-Korn-Grenzphasen und den Kristallgrenzphasen fast ungleichmäßig verteilen. Andererseits wird, was das Element T (das der Bestandteil der Hauptphasen-Kristallkörner ist) und Cu betrifft, eine derartige Kombination kaum einen eutektischen Punkt besitzen, da das Phasendiagramm beispielsweise von Fe und Cu monotektisch ist. Deshalb wird das Element M bevorzugt zugesetzt, das einen eutektischen Punkt in dem ternären R-T-M-System besitzt. Als solch ein Element M kann es Al, Ga, Si, Ge, Sn oder dergleichen sein. Außerdem beträgt die Menge an M 0,03 bis 1,5 Massenprozent. Durch Einstellen der Menge von M innerhalb dieses Bereichs wird die Reaktion an der Oberfläche der Hauptphasen-Kristallkörner in den pulvermetallurgischen Prozessen gefördert. Das heißt, M reagiert mit dem in den Zwei-Korn-Grenzphasen existierenden T, so dass das Entstehen der mindestens R, T und M enthaltenden Kristallgrenzphasen gefördert werden kann und die Konzentration des Elements T in den Zwei-Korn-Grenzphasen herabgesetzt wird.

In dem seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform besitzt das Element T in der Basiskomponente R2T14B Fe als wesentliches Element und kann auch andere Elemente der Eisengruppe enthalten. Co wird als das Element der Eisengruppe bevorzugt. In diesem Fall liegt die Menge an Co bevorzugt im Bereich von einem Wert über 0 Massenprozent bis zu einem Wert, der unter 3,0 Massenprozent liegt. Falls Co im seltenerdbasierten Magneten enthalten ist, wird die Curie-Temperatur erhöht werden und auch die Korrosionsbeständigkeit wird verbessert sein. Die Menge an Co kann ebenfalls 0,3 bis 2,5 Massenprozent betragen.

Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Erfindung enthält C, und die Menge an C beträgt 0,05 bis 0,3 Massenprozent. Falls weniger C enthalten ist, wird die Koerzitivfeldstärke ungenügend werden. Falls mehr C enthalten ist, wird das Verhältnis aus dem Wert des Magnetfelds (Hk) zur Koerzitivfeldstärke, d.h. das Rechteckigkeitsverhältnis (Hk/Koerzitivfeldstärke) unzureichend, wenn das Magnetfeld (Hk) das Feld ist, wenn die Magnetisierung 90% der Restflussdichte wird. Um eine bessere Koerzitivfeldstärke und ein besseres Rechteckigkeitsverhältnis zu erhalten, kann die Menge an C auch 0,1 bis 0,25 Massenprozent betragen.

Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Erfindung enthält auch O als zusätzliches Element, mit 0,03 bis 0,4 Massenprozent von O. Falls weniger O enthalten ist, wird die Korrosionsbeständigkeit des gesinterten Magneten nicht ausreichend sein. Falls mehr O enthalten ist, wird die flüssige Phase in dem gesinterten Magnet nicht ausreichend ausgebildet werden und die Koerzitivfeldstärke wird abnehmen. Um eine bessere Korrosionsbeständigkeit und Koerzitivfeldstärke zu erhalten, kann die Menge an O 0,05 bis 0,3 Massenprozent oder 0,05 bis 0,25 Massenprozent betragen.

Weiterhin beträgt in dem gesinterten Magnet der vorliegenden Erfindung die Menge an N 0,15 Massenprozent oder weniger. Falls mehr N enthalten ist, ist die Koerzitivfeldstärke im Allgemeinen unzureichend.

Wenn in dem gesinterten Magnet der vorliegenden Ausführungsform die Menge jedes Elements in die oben erwähnten Bereiche fällt und die Anzahlen von C-, O- und N-Atomen jeweils als [C], [O] und [N] bezeichnet werden, beträgt bevorzugt [0]/([C]+[N])<0,60. Mit einer derartigen Zusammensetzung kann der Betrag der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur auf einen niedrigen Wert gehemmt werden.

Außerdem folgen in dem gesinterten Magnet der vorliegenden Erfindung die Anzahlen an Nd-, Pr-, B-, C- und M-Atomen den folgenden Korrelationen. Wenn mit anderen Worten die Anzahlen von Nd-, Pr-, B-, C- und M-Atomen jeweils als [Nd], [Pr], [B], [C] und [M] bezeichnet werden, ist bevorzugt, dass 0,27<[B]/([Nd]+[Pr])<0,40 und 0,07<([M]+[C])/[B]<0,60 ist. Mit einer derartigen Zusammensetzung kann eine hohe Koerzitivfeldstärke aufrechterhalten werden.

Im Folgenden wird ein Beispiel des Verfahrens zum Herstellen des seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform beschrieben. Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Ausführungsform kann durch ein übliches pulvermetallurgisches Verfahren hergestellt werden, das einen Herstellungsprozess zum Herstellen der Legierungsrohmaterialien, einen Pulverisierungsprozess, in dem feine Pulver durch Pulverisieren von Legierungsrohmaterialien erthalten werden, einen Formprozess, in dem die feinen Pulver geformt werden, um einen Formkörper herzustellen, einen Sinterprozess, in dem der Formkörper gebrannt wird, um einen gesinterten Körper zu erhalten, und einen Wärmebehandlungsprozess, in dem eine Alterungsbehandlung auf den gesinterten Körper angewendet wird, umfasst

Der Herstellungsprozess ist ein Prozess, bei dem Legierungsrohmaterialien mit in dem seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Erfindung enthaltenen Elementen hergestellt werden. Zuerst werden Ausgangsmetalle mit spezifizierten Elementen für das Bandgießverfahren und dergleichen hergestellt. Auf diese Weise werden die Legierungsrohmaterialien hergestellt. Die Ausgangsmetalle können beispielsweise das seltenerdbasierte Metall oder die seltenerdbasierte Legierung, das reine Eisen, das Ferrorbor oder die Legierungen davon sein. Diese Ausgangsmetalle werden zum Herstellen von Legierungsrohmaterialien verwendet, aus denen seltenerdbasierte Magnete mit einer gewünschten Zusammensetzung erhalten werden können.

Im Pulverisierungsprozess werden feinpulverige Rohmaterialien durch Pulverisieren der aus dem Herstellungsprozess erhaltenen Legierungsrohmaterialien erhalten. Dieser Prozess wird bevorzugt in zwei Stufen durchgeführt, das heißt der Grobpulverisierungsprozess und der Feinpulverisierungsprozess. Außerdem kann dieser Prozess in einer Stufe erfolgen. In dem Grobpulverisierungsprozess beispielsweise können ein Brechwerk, der Backenbrecher, die Brown-Mühle und dergleichen unter einer inerten Atmosphäre verwendet werden. Außerdem kann die Wasserstoffdekrepitation durchgeführt werden, bei der die Pulverisierung durchgeführt wird, nachdem der Wasserstoff adsorbiert worden ist. Im Grobpulverisierungsprozess werden die Legierungsrohmaterialien pulverisiert, bis eine Partikelgröße von mehreren hunderten Mikrometern bis mehreren Millimetern erreicht ist.

Im Feinpulverisierungsprozess werden die im Grobpulverisierungsprozess erhaltenen groben Pulver fein pulverisiert, um feine Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von etwa mehreren Mikrometern herzustellen. Die mittlere Partikelgröße der feinen Pulver kann in Abhängigkeit von dem Wachstum der gesinterten Kristallkörner eingestellt werden. Die Feinpulverisierung kann beispielsweise unter Verwendung einer Strahlmühle durchgeführt werden.

Der Formprozess ist ein Prozess, bei dem die feinpulvrigen Rohmaterialien in einem Magnetfeld geformt werden, um einen Formkörper herzustellen. Insbesondere wird, nachdem die feinpulvrigen Rohmaterialien in eine in einem Elektromagneten angeordnete Form gefüllt werden, das Formen durchgeführt, indem die Kristallachse der feinpulvrigen Rohmaterialien durch Anlegen eines Magnetfelds über den Elektromagneten orientiert wird, während die feinpulvrigen Rohmaterialien mit Druck beaufschlagt sind. Der Formprozess im Magnetfeld kann in einem Magnetfeld von beispielsweise 1000 bis 1600 kA/m unter einem Druck von etwa 30 bis 300 MPa durchgeführt werden.

Der Sinterprozess ist ein Prozess, bei dem der Formkörper gebrannt wird, um einen gesinterten Körper zu erhalten. Nach dem Formen in einem Magnetfeld kann der Formkörper unter Vakuum oder in einer inerten Atmosphäre gebrannt werden, um einen gesinterten Körper zu erhalten. Bevorzugt werden die Brennbedingungen auf der Basis der Zusammensetzung des Formkörpers, dem Pulverisierungsverfahren zum Erhalten der feinen Pulver, der Korngröße oder dergleichen passend eingestellt. Beispielsweise kann dieser Prozess bei einer Temperatur von 1000°C bis 1100°C für etwa 1 bis 10 Stunden durchgeführt werden.

Der Wärmebehandlungsprozess unterzieht den gesinterten Körper einer Alterungsbehandlung. Nach diesem Prozess wird die Struktur der Kristallgrenzphasen unter benachbarten Hauptphasen-Kristallkörnern von R2T14B bestimmt. Die Mikrostrukturen werden jedoch nicht nur durch diesen Prozess bestimmt, sondern auch die Bedingungen des Sinterprozesses sowie dem Zustand der feinen Pulver. Somit sollte die Korrelation zwischen den Bedingungen der Wärmebehandlung und der Mikrostruktur der gesinterten Körper betrachtet werden, während die Temperatur, Dauer und die Kühlrate in der Wärmebehandlung eingestellt werden sollten. Die Wärmebehandlung kann bei einer Temperatur von 400°C bis 950°C durchgeführt werden. Alternativ kann dieser Prozess in mehreren Stufen durchgeführt werden. Beispielsweise wird eine Wärmebehandlung von etwa 900°C durchgeführt, gefolgt von einer Wärmebehandlung bei etwa 500°C. Die Mikrostruktur kann auch durch die Kühlrate des Kühlprozesses in der Wärmebehandlung geändert werden, und die Kühlrate beträgt bevorzugt 100°C/min oder mehr und insbesondere bevorzugt 300°C/min oder mehr. Gemäß dem Alterungsprozess der vorliegenden Ausführungsform kann, da die Kühlrate größer ist als die in herkömmlichen Prozessen, die ungleichmäßige Verteilung von Phasen mit Ferromagnetismus in den Kristallgrenzphasen effektiv gehemmt werden. Somit können die Ursachen, die zu der herabgesetzten Koerzitivfeldstärke und Verschlechterung der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur führen, eliminiert werden. Die Struktur der Kristallgrenzphase kann durch unterschiedliches Einstellen der Zusammensetzung der Legierungsrohmaterialien und der Bedingungen für den Sinterprozess und die Wärmebehandlung gesteuert werden. Hier wurde ein Beispiel für den Wärmebehandlungsprozess als ein Verfahren zum Steuern der Struktur der Kristallgrenzphasen beschrieben. Die Struktur der Kristallgrenzphase kann jedoch auch gemäß den in Tabelle 1 aufgeführten Bestandteilen gesteuert werden.

Der seltenerdbasierte Magnet der vorliegenden Ausführungsform kann durch das oben erwähnte Verfahren erhalten werden. Das Herstellungsverfahren der seltenerdbasierten Magnete ist jedoch nicht darauf beschränkt und kann entsprechend geändert werden.

Als nächstes wird die Auswertung der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur für den seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform beschrieben. Die Gestalt der auszuwertenden Probe ist nicht besonders beschränkt, und es kann eine mit einem Permeanzkoeffizienten von 2 sein, der üblicherweise verwendet wird. Zuerst wird der Restmagnetfluss der Probe bei Raumtemperatur (25°C) gemessen und als B0 gesetzt. Der Restmagnetfluss kann beispielsweise durch ein Fluxmeter gemessen werden. Dann wird die Probe 2 Stunden lang einer hohen Temperatur von 140°C ausgesetzt und dann auf Raumtemperatur zurück abgekühlt. Nachdem die Temperatur der Probe wieder auf Raumtemperatur zurück ist, wird der Restmagnetfluss wieder gemessen und als B1 gesetzt. Die Entmagnetisierungsrate D bei hoher Temperatur wird als D=(B1-B0)/B0×100(%) ausgewertet. Außerdem bedeutet eine kleine Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur in der vorliegenden Erfindung, dass der Betrag der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur, durch die obige Gleichung berechnet, klein ist.

Die Mikrostruktur des seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Ausführungsform (d.h. die Zusammensetzung und die Flächenverhältnisse verschiedener Kristallgrenzphasen) können über EPMA (Wavelength Dispersive Type Energy Spectroscopy) ausgewertet werden. An dem polierten Schnitt der Probe, dessen Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur ausgewertet worden ist, wird eine Beobachtung vorgenommen. Es werden Fotos für die Probe mit einer Vergrößerung aufgenommen, so dass etwa 200 Hauptphasenkörner an dem polierten Schnitt zu sehen sind. Außerdem kann die Vergrößerung auf der Basis der Größe oder des Verteilungszustands jeder Kristallgrenzphase bestimmt werden. Der polierte Schnitt kann parallel zur Orientierungsachse oder orthogonal zur Orientierungsachse verlaufen oder kann einen beliebigen Grad mit der Orientierungsachse bilden. Der Schnitt wird einer Ebenenanalyse über EPMA unterzogen. Somit werden der Verteilungszustand jedes Elements sowie die Verteilungszustände der Hauptphasen und jeder Kristallgrenzphase klar. Außerdem wird jede im Sichtfeld der Ebenenanalyse enthaltene Kristallgrenzphase der Punktanalyse über EPMA unterzogen, so dass die Zusammensetzung jeder Kristallgrenzphase bestimmt wird. In der vorliegenden Patentschrift wird die Kristallgrenzphase, die mindestens R, T und M enthält, wobei die Konzentration des Elements T 50 Atomprozent oder mehr und 80 Atomprozent oder weniger beträgt, als die R-T-M-basierte Verbindung angesehen, und das Flächenverhältnis der R-T-M-basierten Verbindung wird auf der Basis der Ergebnisse der Ebenenanalyse und Punktanalyse über EPMA berechnet. Wenn das Flächenverhältnis der R-T-M-basierten Verbindung berechnet ist und in einen spezifischen Bereich verstellt worden ist, kann die Konzentration von T in der R-T-M-basierten Verbindung 50 Atomprozent oder mehr und 80 Atomprozent oder weniger betragen. Eine Reihe von Messungen werden an mehreren (≥3) Schnitten der Magnetprobe durchgeführt und das Flächenverhältnis der R-T-M-basierten Verbindung im ganzen beobachteten Sichtfeld wird als der repräsentative Wert des Flächenverhältnisses berechnet. Außerdem wird der Mittelwert der Zusammensetzung der R-T-M-basierten Verbindung als der repräsentative Wert der Zusammensetzung der R-T-M-basierten Verbindung erhalten.

Im Folgenden wird die vorliegende Erfindung auf der Basis spezifischer Beispiele genauer beschrieben. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht auf diese Beispiele beschränkt.

BEISPIELE

Zuerst wurden die Ausgangsmetalle für den gesinterten Magneten hergestellt und dann dem Bandgießverfahren unterzogen. Auf diese Weise wurde jedes der Legierungsrohmaterialien hergestellt, wobei die Zusammensetzungen der gesinterten Magnete der in Tabelle 1 gezeigten Beispiele 1 bis 10 erhalten werden können. Außerdem wurden bezüglich der Menge jedes in Tabelle 1 gezeigten Elements die Mengen an T, R, Cu und M durch Röntgenfluoreszenzspektrometrie gemessen, und die von B wurde durch ICP-Atomemissionsspektroskopie gemessen. Weiterhin kann die Menge von O durch ein nichtdispersives Inertgasschmelz-Infrarotabsorptionsverfahren gemessen werden, und die von C kann durch ein Infrarotabsorptionsverfahren nach Verbrennung im Sauerstoffstrom gemessen werden. Was N betrifft, kann die Menge durch das Inertgasschmelz-Wärmeleitfähigkeitsverfahren gemessen werden. Außerdem wurde bezüglich [O]/([C]+[N]), [B]/([Nd]+[Pr]) und ([M]+[C])/[B] die Anzahl an Atomen jedes Elements auf der Basis der über diese Verfahren erhaltene Menge bestimmt.

Nachdem der Wasserstoff an die erhaltenen Legierungsrohmaterialien adsorbiert wurde, wurde der Wasserstoffdekrepitationsprozess 1 Stunde lang unter Freisetzung von Wasserstoff bei 600°C unter einer Ar-Atmosphäre durchgeführt. Dann wurden die resultierenden pulverisierten Substanzen unter Ar-Atmosphäre auf Raumtemperatur abgekühlt.

Ölsäureamide als das Pulverisierungsmittel wurden den pulverisierten Substanzen zugesetzt und dann gemischt. Danach wurde eine Strahlmühle verwendet, um die Feinpulverisierung durchzuführen, so dass pulverförmige Rohmaterialien mit einer mittleren Partikelgröße von 3µm erhalten wurden.

Die resultierenden pulverförmigen Rohmaterialien wurden unter einer sauerstoffarmen Atmosphäre bei einem Magnetfeld für eine Orientierung von 1200 kA/m mit einem Formdruck von 120 MPa geformt. In dieser Hinsicht wurde ein Formkörper erhalten.

Der Formkörper wurde 2 bis 4 Stunden lang unter Vakuum bei 1030 bis 1050°C gebrannt. Dann wurde der Formkörper schnell abgekühlt, um einen gesinterten Körper zu erhalten. Der erhaltene gesinterte Körper wurde einer Wärmebehandlung mit 2 Stufen unterzogen. Die erste Stufe (die Wärmebehandlung bei 900°C) (Alterung 1) und die zweite Stufe (die Wärmebehandlung bei 500°C) (Alterung 2) wurden jeweils 1 Stunde lang durchgeführt. Bezüglich der Wärmebehandlung der zweiten Stufe (Alterung 2) wurde die Kühlrate geändert, um mehrere Proben mit einem unterschiedlichen Wachstumszustand der Kristallgrenzphase herzustellen. Weiterhin würde sich, wie oben erwähnt, das Wachstum der Kristallgrenzphase je nach der Zusammensetzung der Legierungsrohmaterialien und den Bedingungen des Sinterprozesses und der Wärmebehandlung ändern.

Für die oben erhaltenen Proben wurde ein B-H-Tracer verwendet, um die Restflussdichte und die Koerzitivfeldstärke zu messen. Dann wurde die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur gemessen. Für jede Probe, deren magnetische Eigenschaften gemessen wurden, wurden die polierten Schnitte über EPMA untersucht, um die Kristallgrenzphasen zu identifizieren und das Flächenverhältnis und die Zusammensetzung jeder Kristallgrenzphase an dem polierten Schnitt auszuwerten. Die magnetischen Eigenschaften jeder Probe wurden in Tabelle 1 gezeigt. Außerdem wurden auf der Basis der repräsentativen Werte der Zusammensetzung der R-T-M-basierten Verbindung für jede Probe die Atomverhältnisse von R, T und M als die relativen Atomverhältnisse von R, T und M verwendet. Die Ergebnisse wurden in Tabelle 2 gezeigt. Außerdem wurde der repräsentative Wert für das Flächenverhältnis der R-T-M-basierten Verbindung in Tabelle 2 aufgeführt. Auf der Basis der Analyse über die hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie und die Elektronendiffraktionsmuster bei Raumtemperatur wurde weiterhin die R-T-M-basierte Verbindung, die ein Kristall war und zu dem tetragonalen Kristallsystem gehörte, durch das Symbol ‚○‘ dargestellt, und andere R-T-M-basierte Verbindungen wurden durch das Symbol ‚ב in Tabelle 2 dargestellt. Analog wurde auf der Basis der Analyse über die hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie und die Elektronendiffraktionsmuster die R-T-M-basierte Verbindung, die ein Kristall mit Bravais-Gittern war (die innenzentrierte tetragonale Gitter waren) durch das Symbol ‚○‘ dargestellt, und andere R-T-M-basierte Verbindungen wurden in Tabelle 2 durch das Symbol ‚ב dargestellt. Außerdem wurde die Länge der c-Achse im Einheitsgitter der R-T-M-basierten Verbindung, die anhand der Bilder aus der hochauflösenden Transmissionselektronenmikroskopie und der Elektronendiffraktion berechnet wurde, in Tabelle 2 aufgeführt. Analog wurde auf der Basis der Analyse über die hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie und die Elektronendiffraktionsmuster die R-T-M-basierte Verbindung, die ein Kristall mit der Kristallstruktur La6Co11Ga3 war, durch das Symbol ‚○‘ dargestellt, und andere R-T-M-basierte Verbindungen wurden in Tabelle 2 durch das Symbol ‚ב dargestellt. Wenn die Anzahlen der in der R-T-M-basierten Verbindung enthaltenen R, T und M-Atome jeweils als [R], [T] und [M] bezeichnet wurden, wurden weiterhin das Verhältnis von [R] zu [M] (d.h. [R]/[M]) und das Verhältnis von [T] zu [M] ([T]/[M]) aus den relativen Atomverhältnissen von R, T und M berechnet und wurden in Tabelle 2 aufgeführt. Weiterhin wurde die grafische Darstellung, die die Korrelation zwischen der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur und den Wert von [R]/[M] für jede Probe zeigt, in 3 gezeigt. Daneben wurde die grafische Darstellung, die die Korrelation zwischen der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur und den Wert von [T]/[M] für jede Probe zeigt, in 4 gezeigt. Außerdem wurden in den Tabellen 1 und 2 und den 3 und 4 die Proben mit der herkömmlichen Mikrostruktur (Proben 9 und 10) in Vergleichsbeispielen verwendet.

Wenn die Anzahlen der in dem gesinterten Artikel enthaltenen C-, O-, N-, Nd-, Pr-, B- und M-Atome jeweils als [C], [O], [N], [Nd], [Pr], [B] und [M] bezeichnet wurden, wurden die Werte von [O]/([C]+[N]), [B]/([Nd]+[Pr]) und ([M]+[C])/[B] für jede Probe berechnet und in Tabelle 3 aufgeführt. embedded imageembedded image[Tabelle 3]

Probe Nr.Atomverhältnis[B]/([Nd]+[Pr])([M]+[C])/[B][O]/([C]+[N])Probe 10,390,240,40Probe 20,360,260,45Probe 30,360,300,30Probe 40,350,340,51Probe 50,350,260,45Probe 60,350,250,45Probe 70,360,290,36Probe 80,390,210,67Probe 90,430,190,73Probe 100,410,210,62

Aus Tabelle 1 kann bekannt sein, dass die Beträge von Entmagnetisierungsraten bei hoher Temperatur in Proben der Beispiele 1 bis 8 unter 4% lagen. Mit anderen Worten wurden die Beträge der Entmagnetisierungsraten auf einen niedrigen Wert gehemmt, weshalb diese Proben seltenerdbasierte Magnete wurden, die in Umgebungen mit hoher Temperatur verwendet werden können. In den Proben 9 und 10, die herkömmliche Mikrostrukturen besaßen, betrugen die Beträge der Entmagnetisierungsraten bei hoher Temperatur 4% und mehr. Das heißt, die Entmagnetisierungsraten bei hoher Temperatur waren nicht gehemmt. Was die bei beliebigen Schnitten der Proben1-8 beobachtete R-T-M-basierte Verbindung betrifft, wurde der Wert der Sättigungsmagnetisierung als 5% oder weniger dem der Nd2Fe14B-Verbindung nach der Analyse der Magnetflussverteilung auf der Basis der Elektronenholografie bestimmt, was nahe legt, dass die R-T-M-basierte Verbindung eine Phase war, die keinen Ferromagnetismus aufwies. Somit wurde der hemmende Effekt auf die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur von Probe 1 bis 8 erreicht, indem die R-T-M-basierte Verbindung darin aufgenommen wurde. Analog kann auf der Basis einer Analyse über Elektronenholografie bekannt sein, dass Kristallgrenzphasen mit einem Wert der Sättigungsmagnetisierung mit 4% oder weniger im Vergleich zur Phase der Nd2Fe14B-Verbindung in den Proben 1 bis 7 vorlagen.

Außerdem kann, wie in 3 gezeigt, die Koerzitivfeldstärke (Hcj) effektiv verbessert werden, wenn [R] / [M] <10.

Außerdem kann, wie in 4 gezeigt, die Koerzitivfeldstärke (Hcj) effektiv verbessert werden, wenn [T] / [M] <30.

Dann kann aus Tabelle 2 bekannt sein, dass das Flächenverhältnis der R-T-M-basierten Verbindung im Schnitt bevorzugt 0,1% oder mehr dafür betrug, dass der Betrag der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur in einem derartigen Fall 3% oder weniger betragen würde. Weiterhin wurde lediglich unter dem Gesichtspunkt der Entmangetisierungsrate bei hoher Temperatur bevorzugt, dass das Flächenverhältnis groß ist. Falls jedoch andere Eigenschaften wie etwa die Restflussdichte betrachtet wurden, war es praktisch, wenn das Flächenverhältnis unter 20% lag.

Weiterhin kann aus Tabelle 2 bekannt sein, dass die R-T-M-basierte Verbindung bevorzugt ein Kristall war, der zu dem tetragonalen Kristallsystem gehörte, für das der Betrag der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur für einen derartigen Fall 3% oder weniger betragen würde.

Auf der Basis von Tabelle 2 war bekannt, dass die R-T-M-basierte Verbindung bevorzugt ein Kristall mit Bravais-Gittern war (die körperzentrierte tetragonale Gitter waren), für die der Betrag der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur in einem derartigen Fall 3% oder weniger betragen würde.

Weiterhin kann aus Tabelle 2 bekannt sein, dass die R-T-M-basierte Verbindung bevorzugt ein Kristall war, wobei die Länge der c-Achse im Einheitsgitter 2,1 bis 2,3 nm (= 21 bis 23 Å) bei Raumtemperatur beträgt, wofür der Betrag der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur in diesem Fall 3% betragen würde.

Weiterhin kann aus Tabelle 2 bekannt sein, dass die R-T-M-basierte Verbindung bevorzugt die Kristallstruktur vom La6Co11Ga3-Typ besaß, für den der Betrag der Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur in diesem Fall 3% oder weniger betragen würde.

Außerdem war, wie in Tabelle 3 gezeigt, in den Proben 1 bis 8, die die Anforderungen der vorliegenden Erfindung erfüllten, die oben erwähnte R-T-M-basierte Verbindung im gesinterten Magnet enthalten, und die Anzahlen der im gesinterten Magnet enthaltenen Nd-, Pr-, B-, C- und M-Atome genügten den folgenden spezifischen Korrelationen. Das war, wenn die Anzahlen der Nd-, Pr-, B-, C- und M-Atome als [Nd], [Pr], [B], [C] und [M] bezeichnet wurden, 0,27<[B]/([Nd]+[Pr])<0,40 und 0,07([M]+[C])/[B]<0,60. Somit kann die Koerzitivfeldstärke (Hcj) effektiv verbessert werden, da 0,27<[B]/([Nd]+[Pr])<0,40 und 0,07([M]+[C])/[B]<0,60.

Weiterhin enthielt, wie in Tabelle 3 gezeigt, in den Proben 1 bis 8, die die Anforderungen der vorliegenden Erfindung erfüllten, der gesinterte Magnet die R-T-M-basierte Verbindung, und die Anzahlen von in dem gesinterten Magnet enthaltenen O-, C- und N-Atomen genügten den folgenden spezifischen Korrelationen. Das war, wenn die Anzahlen von O-, C- und N-Atomen als [O], [C] und [N] bezeichnet wurden, [O]/([C]+[N])<0,60. Somit kann die Entmagnetisierungsrate D bei hoher Temperatur effektiv gehemmt werden, da [O]/([C]+[N])<0,60.

Wie in diesen Beispielen beschrieben, bildete in dem seltenerdbasierten Magneten der vorliegenden Erfindung die R-T-M-basierte Kristallverbindung mit den Elementen R, T und M Kristallgrenzphasen von Nicht-Ferromagnetismus im gesinterten Körper durch Aufnehmen des Seltenerdelements R, des Elements T aus der Eisengruppe und T (das den ternären eutektischen Punkt mit R und T bildete) in die Kristallgrenzphasen, die einer ordnungsgemäßen Alterungsbehandlung unterzogen wurden und den oben erwähnten Korrelationen genügten. Infolgedessen kann die Konzentration von T in den Zwei-Korn-Grenzphasen gesenkt werden, so dass die Zwei-Korn-Grenzphasen eine Kristallgrenzphase aus Nicht-Ferromagnetismus wurden. Auf diese Weise kann der Effekt des Abschneidens der magnetischen Kopplung zwischen benachbarten R2T14B-Hauptphasen-Kristallkörnern verbessert werden, so dass die Entmagnetisierungsrate bei hoher Temperatur auf einen niedrigen Wert begrenzt wurde.

Die vorliegende Erfindung wurde auf der Basis der oben erwähnten Ausführungsformen offenbart. Diese Ausführungsformen sind lediglich veranschaulichend und können innerhalb des Schutzbereichs der Ansprüche der vorliegenden Erfindung modifiziert und geändert werden. Weiterhin realisiert der Fachmann, dass diese Modifikationen und Änderungen innerhalb des Schutzbereichs der Ansprüche der vorliegenden Erfindung liegen. Somit sollten die Beschreibung in der Patentschrift und die Zeichnungen als veranschaulichend, aber nicht als beschränkend, angesehen werden.

Gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein seltenerdbasierter Magnet bereitgestellt werden, der in einer Umgebung mit hoher Temperatur verwendet werden kann.

Bezugszeichenliste

1
Hauptphasen-Kristallkorn
2
Zwei-Korn-Grenzphase
3
Kristallgrenzphase