DE102017203073A1

DE102017203073A1 - Permanentmagnet auf R-T-B Basis

Info

Publication number: DE102017203073A1
Application number: DE102017203073.9A
Authority: DE
Inventors: Masashi Miwa; Takurou IWASA
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2016-02-26
Filing date: 2017-02-24
Publication date: 2017-08-31
Also published as: CN107134335A; JP6729446B2; US10943717B2; US20170250016A1; JP2017157832A

Abstract

Ein Permanentmagnet auf R-T-B Basis umfasst Hauptphasenkörner bestehend aus R2T14B Verbindung. R ist ein Seltenerdmetall. T ist wenigstens ein Element der Eisengruppe, im Wesentlichen enthaltend Fe oder Fe und Co. B ist Bor. Eine durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner beträgt 0,8 μm oder mehr und 2,8 μm oder weniger. Der Permanentmagnet auf R-T-B Basis enthält wenigstens C und Zr zusätzlich zu R, T und B. B ist mit 0,75 Masse-% oder mehr und 0,88 Masse-% oder weniger enthalten. Zr ist mit 0,65 Masse-% oder mehr und 5,00 Masse-% oder weniger enthalten. Eine Formel (1) 5,0 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,6 ist erfüllt, wenn [B] ein B-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-%, [C] ein C-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-% und [Zr] ein Zr-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-%.

Description

Hintergrund der Erfindung
1. Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft einen Permanentmagneten auf R-T-B Basis, dessen Hauptbestandteile ein Seltenerdmetall (R), wenigstens eine oder mehrere Arten eines Eisenelements, im Wesentlichen enthaltend Fe oder Fe und Co (T), und Bor (B) sind.
2. Beschreibung des Standes der Technik
Permanentmagneten auf R-T-B Basis besitzen ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und werden daher für Haushaltsgeräte, verschiedene Arten von Motoren, wie Voice Coil Motoren (VCM, Tauchspulenmotoren) von Festplatten und Motoren, welche in Hybridfahrzeugen eingesetzt werden, und dergleichen verwendet. Wenn der Permanentmagnet auf R-T-B Basis für den Motor oder ähnliches verwendet wird, muss er eine ausgezeichnete Wärmebeständigkeit aufweisen, um auf eine Gebrauchsumgebung mit hoher Temperatur zu reagieren und muss des Weiteren eine hohe Koerzitivfeldstärke aufweisen.
Als ein Verfahren die Koerzitivfeldstärke (HcJ) des Permanentmagneten auf R-T-B Basis zu verbessern, wird das Seltenerdmetall R, für das hauptsächlich ein leichtes Seltenerdmetall aus Nd, Pr etc. eingesetzt wird, teilweise mit einem schweren Seltenerdmetall aus Dy, Tb etc. substituiert, um die magnetische Kristallanisotropie der R₂T₁₄B Phasen zu verbessern. Es ist schwer, einen Magneten mit einer ausreichend großen Koerzitivfeldstärke herzustellen, damit er für Motoren eingesetzt werden kann, ohne dass ein schweres Seltenerdmetall verwendet wird.
Dy und Tb sind jedoch seltener in der Ausbeute und teurer als Nd und Pr. In den letzten Jahren hat sich die Versorgungsinstabilität von Dy und Tb, aufgrund der rasch wachsenden Nachfrage an Permanentmagneten auf R-T-B Basis mit hoher Koerzitivfeldstärke unter Verwendung einer großen Menge an Dy und Tb, verschlechtert. Es ist daher notwendig, eine für die Anwendung als Motoren notwendige Koerzitivfeldstärke zu erzielen, die auch in dem Fall einer Zusammensetzung, so wenig Dy und Tb wie möglich enthält.
Unter diesen Umständen wurden Forschung und Entwicklung zur Verbesserung der Koerzitivfeldstärke von Permanentmagneten auf R-T-B Basis, ohne Verwendung von Dy oder Tb, aktiv durchgeführt. Bei der Forschung und Entwicklung wurde berichtet, dass die Koerzitivfeldstärke durch eine Zusammensetzung verbessert wird, die eine geringere Menge an B einsetzt, als ein herkömmlicher Permanentmagnet auf R-T-B Basis.
Zum Beispiel berichtet das Patentdokument 1, dass ein Sintermagnet auf R-T-B Basis, welcher eine geringere Menge an Dy verwendet und eine hohe Koerzitivfeldstärke aufweist, erhalten wird, mit einer geringeren Konzentration an B als eine herkömmliche Legierung auf R-T-B Basis und mit einer oder mehreren Arten des Metallelements ”M”, gewählt aus Al, Ga und Cu, um so eine R₂T₁₇ Phase zu erzeugen und wobei ein Volumenverhältnis einer Übergangsmetall-reichen Phase (R₆T₁₃M), erzeugt unter Verwendung der R₂T₁₇ Phase als Ausgangsmaterial, ausreichend sichergestellt wird.
Patentdokument 2 berichtet, dass ein R-T-B Sintermagnet mit hoher Br und einer hohen HcJ ohne Verwendung von Dy erhalten wird, durch eine Zusammensetzung, deren Menge an R, Menge an B und Menge an Ga in spezifischen Bereichen liegt, um eine dicke Zwei-Korn-Grenze zu bilden.
Der Permanentmagnet auf R-T-B Basis, welcher ohne Verwendung von Dy oder Tb durch diese Verfahren erhalten wurde, weist jedoch eine unzureichende Koerzitivfeldstärke als Magnet auf, der für Motoren in einer Hochtemperaturumgebung verwendet wird.
Mittlerweile ist es allgemein bekannt, dass die Koerzitivfeldstärke durch Miniaturisierung der Hauptphasenkörner in dem Permanentmagnet auf R-T-B Basis erhöht werden kann. Beispielsweise offenbart das Patentdokument 3 ein Verfahren zur Verbesserung der Koerzitivfeldstärke des Permanentmagnet auf R-T-B Basis, indem eine Kristallkorngröße der Hauptphasen in dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis auf einen Kreisäquivalentdurchmesser von 8 μm oder weniger konfiguriert wird und indem ein Flächenverhältnis, besetzt von Kristallkörnern mit 4 μm oder weniger, auf 80% oder mehr der gesamten Hauptphasen konfiguriert wird. Bei dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis, welcher miniaturisierte Hauptphasenkörner enthält, kann jedoch noch keine ausreichende Koerzitivfeldstärke zur Verwendung in einer Hochtemperaturumgebung erhalten werden, wenn kein Dy oder Tb verwendet wird. Des weiteren offenbart das Patentdokument 3 eine niedrige Sintertemperatur von 1000°C oder weniger, so das ein feines Pulver, dessen D50 3 μm oder weniger beträgt, gesintert wird, ohne dass ein anormales Kornwachstum erzeugt wird, und daher ein Problem aufweist, dass ein langes Sintern notwendig ist, was die Produktivität verringert.
Die Zugabe einer vorbestimmten Zr-Menge ist als ein Verfahren zur Verhinderung des anormalen Kornwachstums während des Sinterns bekannt. Zum Beispiel zeigt das Patentdokument 4, dass es möglich ist, anormales Kornwachstum während des Sinterns zu verhindern und bevorzugte magnetische Eigenschaften und einen breiten Sintertemperaturbereich zu erzielen, indem Zr mit 0,03 Gewichtsprozent bis 0,25 Gewichtsprozent zu einer Zusammensetzung zugegeben wird, welche eine extrem niedrige Menge an Sauerstoff aufweist und R, Co, B, Cu, Al und Ga enthält. Patentdokument 4 offenbart jedoch, dass ein fein pulverisiertes Pulver, welches in den Beispielen beschrieben ist, eine durchschnittliche Partikelgröße von 4 μm aufweist und ein Problem besitzt, das anormales Kornwachstum während des Sinterns nicht ausreichend verhindert werden kann, wenn eine Partikelgröße des fein pulverisierten Pulvers weiter verringert wird.
Patentdokument 1: JP 2013-216965 A
Patentdokument 2: WO 2014/157448
Patentdokument 3: WO 2009/122709
Patentdokument 4: JP 2006-295140 A
Zusammenfassung der Erfindung
Die vorliegenden Erfinder haben festgestellt, dass eine weitere Verbesserung der Koerzitivfeldstärke erwartet werden kann, wenn die oben genannten Anforderungen kombiniert werden und die Hauptphasenkörner des Permanentmagneten auf R-T-B Basis mit einer Zusammensetzung, welche eine reduzierte Menge an B aufweist, miniaturisiert werden können und haben diese anschließend untersucht. Die folgenden Probleme werden jedoch nur dann offensichtlich, wenn diese Techniken einfach kombiniert werden.
Zur Miniaturisierung der Kristallkörner in dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis muss eine Partikelgröße eines als Ausgangsmaterial verwendeten fein pulverisierten Pulvers reduziert werden. Wenn die Partikelgröße des fein pulverisierten Pulvers miniaturisiert wird, kann jedoch ein anormales Kornwachstum während des Sinterns einfach aufzutreten, wie oben erwähnt. Wenn das anormales Kornwachstum auftritt, verringert sich ein Rechteckigkeitsverhältnis und die Koerzitivfeldstärke verringert sich des Weiteren deutlich. Daher muss die Sintertemperatur niedrig sein, um das anormales Kornwachstum zu verhindern. Es wurde herausgefunden, dass auch wenn die Sintertemperatur bei einer Zusammensetzung mit einer verringerten B Konzentration gering ist, weichmagnetische Fe-Körner leicht in dem Permanentmagneten verbleiben und die Koerzitivfeldstärke und das Rechteckigkeitsverhältnis nicht ausreichend erreicht werden können. Wenn daher die Partikelgröße des fein pulverisierten Pulvers mit einer Zusammensetzung mit einer verringerten B-Konzentration verringert wurde, konnte eine ausreichende Koerzitivfeldstärke aufgrund der verbleibenden Fe-Körner bei einer niedrigen Sintertemperatur nicht erzielt werden und eine ausreichende Koerzitivfeldstärke konnte aufgrund des anormalen Kornwachstums bei einer hohen Sintertemperatur nicht erzielt werden. Ein Permanentmagnet auf R-T-B Basis mit einer ausreichenden Koerzitivfeldstärke konnte unter keiner Bedingung erzielt werden.
Es ist denkbar, eine Zugabemenge an Zr zu erhöhen, welches als ein das anormale Kornwachstum verhinderndes Element bekannt ist, als ein Mittel zur Durchführung des Sinterns unter Verwendung eines fein pulverisierten Pulvers mit einer kleinen Partikelgröße, ohne das anormales Kornwachstum auftritt. Wenn eine Zugabemenge von Zr einfach erhöht wird, tritt jedoch ein Problem auf, dass sich die Koerzitivfeldstärke deutlich verringert, und ein Permanentmagnet auf R-T-B Basis mit ausreichender Koerzitivfeldstärke kann nicht erhalten werden, auch wenn das anormales Kornwachstum während des Sinterns verhindert werden kann.
Die vorliegende Erfindung wurde unter den obigen Umständen erzielt. Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung einen Permanentmagneten auf R-T-B Basis bereitzustellen, welcher in der Lage ist, eine hohe Koerzitivfeldstärke zu erzielen, auch wenn eine Einsatzmenge eines schweren Seltenerdmetalls verringert wird.
Um die obigen Probleme zu überwinden und die Aufgabe zu erzielen, haben die vorliegenden Erfinder die folgenden Grundlagen untersucht:

(1) Es ist beabsichtigt, die Koerzitivfeldstärke zu verbessern, indem die Hauptphasenkörner eines Permanentmagneten auf R-T-B Basis miniaturisiert werden, bis eine Korngröße 2,8 μm oder weniger bei einer Zusammensetzung mit einem verringerten B-Gehalt beträgt, insbesondere bei einer Zusammensetzung, in der B mit 0,75 Masse-% bis 0,88 Masse-% enthalten ist, und
(2) Eine Partikelgröße eines fein pulverisierten Pulvers wird verringert, so dass die Hauptphasenkörner eine durchschnittliche Partikelgröße von 2,8 μm oder weniger aufweisen und ein anormales Kornwachstum während des Sinterns wird verhindert, indem ein Zr-Gehalt auf 0,65 Masse-% oder mehr erhöht wird (mehr als zuvor).

Unter den Grundlagen ist die Verringerung der Koerzitivfeldstärke in Übereinstimmung mit der Zunahme eines Zr-Gehalts ein Problem. Daher haben die vorliegenden Erfinder ernsthaft untersucht, wie die Verringerung der Koerzitivfeldstärke verhindert werden kann, die in dem Fall eines großen Zr-Gehalts in einer Zusammensetzung mit verringertem B-Gehalt auftritt. Als ein Ergebnis haben die vorliegenden Erfinder herausgefunden, dass sich bei dieser Zusammensetzung ein Wert der Koerzitivfeldstärke empfindlich in Bezug auf eine Kohlenstoffmenge verändert, die in dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis enthalten ist, und eine hohe Koerzitivfeldstärke kann nur zu dem Zeitpunkt einer Ausgewogenheit der spezifischen Zusammensetzung erzielt werden. So wurde die vorliegende Erfindung erzielt.
Der Permanentmagnet auf R-T-B Basis der vorliegenden Erfindung ist ein Permanentmagnet auf R-T-B Basis, umfassend Hauptphasenkörner, bestehend aus einer R₂T₁₄B Verbindung, wobei
R ein Seltenerdmetall ist, T Eisengruppenelement(e) ist, im wesentlichen umfassend Fe oder Fe und Co, und B Bor ist,
eine durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner 0,8 μm oder mehr und 2,8 μm oder weniger beträgt,
der Permanentmagnet auf R-T-B Basis wenigstens C und Zr zusätzlich zu R, T und B enthält,
B mit 0,75 Masse-% oder mehr und 0,88 Masse-% oder weniger enthalten ist,
Zr mit 0,65 Masse-% oder mehr und 5,00 Masse-% oder weniger enthalten ist und
eine Formel (1) 5,0 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,6 erfüllt ist, wenn [B] ein B-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-%, [C] ein C-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-%, und [Zr] ein Zr-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-%.
Der Permanentmagnet auf R-T-B Basis der vorliegenden Erfindung ermöglicht es, auch bei einer Zusammensetzung mit verringerten Dy- und Tb-Gehalten, eine hohe Koerzitivfeldstärke zu erzielen, mittels einer Kombination einer Verbesserung der Koerzitivfeldstärke durch eine Zusammensetzung mit verringertem B-Gehalt und einer Verbesserung der Koerzitivfeldstärke durch die Miniaturisierung der Hauptphasenkörner. Die vorliegenden Erfinder geben nachfolgend den Grund an, warum sich in einem spezifischen Zusammensetzungsbereich, in welchem ein B-Gehalt klein ist und ein Zr-Gehalt groß ist, ein Wert der Koerzitivfeldstärke empfindlich auf eine in dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis enthaltene C-Menge ändert und eine hohe Koerzitivfeldstärke kann nur zu dem Zeitpunkt einer spezifischen Zusammensetzungsausgewogenheit erzielt werden.

(1) Wenn ein Ausgangsmaterial mit einer Zusammensetzung, bei welcher eine B-Menge kleiner als die B-Menge der stöchiometrischen Zusammensetzung ist, als das Anfangsausgangsmaterial verwendet wird, fehlt die B-Menge zu Bildung einer R₂T₁₄B Verbindung, welche die Hauptphasenkörner bildet. Um den Mangel der B-Menge auszugleichen, bildet C, welches in dem Permanentmagneten als eine Verunreinigung vorhanden ist, einen Mischkristall an dem B-Platz der R₂T₁₄B Verbindung der Hauptphasenkörner und die R₂T₁₄B Verbindung, dargestellt durch eine Zusammensetzungsformel R₂T₁₄B_xC_(1-x), wird gebildet.
(2) Wenn der Permanentmagnet hergestellt wird, ändert sich eine Korngrenzenphase zu dem Zeitpunkt einer Alterungsbehandlung bei ungefähr 500°C in eine flüssige Phase. Während dieses Schrittes wird ein äußerster Oberflächenbereich der Hauptphasenkörner teilweise aufgelöst und in die flüssige Phase eingeführt. Wenn die Alterungsbehandlung beendet ist und sich die flüssige Phase durch Abkühlen wieder in die feste Phase umwandelt, wird die R₂T₁₄B wieder an der Oberfläche der Hauptphasenkörner zu der gleichen Zeit abgeschieden, zu der sich die Korngrenzenphase der festen Phase bildet. Die Verbindung an der äußersten Oberfläche der Hauptphasenkörner, welche durch die Alterungsbehandlung aufgelöst wurden, wird durch die Zusammensetzungsformel R₂T₁₄B_xC_(1-x) dargestellt Es ist jedoch schwer C in der R₂T₁₄B Verbindung in dem Temperaturbereich um 500°C als Mischkristall zu bilden und die Verbindung, dargestellt durch die Zusammensetzungsformel R₂T₁₄B, wird an der äußersten Oberfläche der Hauptphasenkörner abgeschieden, wenn sich die flüssige Phase durch Abkühlen wieder in die feste Phase ändert. D. h. ein Verhältnis der Hauptphasenkörner verringert sich und ein Verhältnis der Korngrenzenphasen erhöht sich um eine Menge an R₂T₁₄C, welche in dem R₂T₁₄B_xC_(1-x) des durch die Alterungsbehandlung aufgelösten äußersten Oberflächenbereichs der Hauptphasenkörner, enthalten ist. Gemäß dieses Mechanismus wird durch die Alterungsbehandlung bei ungefähr 500°C eine dicke Zwei-Korn-Grenze gebildet. Die Bildung der dicken Zwei-Korn-Grenze trennt die Hauptphasenkörner magnetisch voneinander und drückt eine hohe Koerzitivfeldstärke aus.
(3) Wenn eine Zr-Menge in einer Zusammensetzung mit einer geringen B-Menge verringert wird, neigt Zr dazu sich mit C zu verbinden und bildet eine ZrC-Verbindung, da Zr ein Element mit einer extrem niedrigen freien Bildungsenergie eines Carbids ist. Daher neigt eine C-Menge dazu, knapp zu werden, wenn sich eine Zr-Menge erhöht und eine weichmagnetische Verbindung, wie eine R₂T₁₇ Verbindung, kann leicht durch die Verknappungsmenge an C anstelle der, R₂T₁₄B Verbindung der Hauptphase auftreten. Da die Koerzitivfeldstärke dazu neigt, sich schnell zu verringern, wenn sich eine Menge einer weichmagnetischen Verbindung erhöht, kann eine ausreichende Koerzitivfeldstärke nicht mit einer Zusammensetzung erzielt werden, bei welcher ein Wert von [B] + [C] – [Zr] weniger als 5,0 beträgt.
(4) Eine hohe Koerzitivfeldstärke drückt unter dem oben erwähnten Mechanismus von (1) und (2) bei einer Zusammensetzung mit geringer B-Menge und einer großen Zr-Menge aus, ob sich eine C Menge erhöht, um einen Zusammensetzungsbereich zu erhalten, bei dem ein Wert von [B] + [C] – [Zr] 5,0 oder mehr und 5,6 oder weniger beträgt.
(5) Wenn eine Menge an C weiter erhöht wird, um eine Zusammensetzung zu erhalten, bei welcher ein Wert von [B] + [C] – [Zr] mehr als 5,6 beträgt, ist eine deutlich überhöhte C-Menge gegenüber einem Mangel an B in den Hauptphasenkörnern vorhanden und eine in der Korngrenzenphase enthaltene C-Menge erhöht sich. Wenn sich die Korngrenzenphase durch die Alterungsbehandlung bei ungefähr 500°C in die flüssige Phase ändert, besitzt eine in der flüssigen Phase auflösbare C-Menge eine obere Grenze und daher kann die R₂T₁₄6_xC_(1-x) Verbindung des äußersten Oberflächenbereichs der Hauptphasenkörner nicht durch eine erhöhte C-Menge in der Korngrenzenphase aufgelöst werden. Daher kann die dicke Zwei-Korn-Grenze nicht durch die Alterungsbehandlung gebildet werden, eine magnetische Trennung zwischen den Hauptphasenkörner wird geschwächt und die Koerzitivfeldstärke verringert sich.

Des Weiteren kann bei der vorliegenden Erfindung eine Formel (2) 5,2 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,4 erfüllt sein, wobei [B] ein B-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-%, [C] ein C-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-%, und [Zr] ein Zr-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-%.
Mit einer Zusammensetzung in solch einem Bereich, wird es einfacher, eine höhere Koerzitivfeldstärke zu erhalten.
In dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis der vorliegenden Erfindung kann R mit 25 Masse-% oder mehr und 36 Masse-% oder weniger enthalten sein.
In dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Erfindung, kann Co mit 0,3 Masse-% oder mehr und 4,0 Masse-% oder weniger enthalten sein.
In dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Erfindung, kann C mit 0,1 Masse-% oder mehr und 0,3 Masse-% oder weniger enthalten sein.
Der Permanentmagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Erfindung, kann des Weiteren Ga enthalten und Ga kann mit 0,2 Masse-% oder mehr und 1,5 Masse-% oder weniger enthalten sein.
Der Permanentmagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Erfindung, kann des weiteren Cu enthalten und Cu kann mit 0,05 Masse-% oder mehr und 1,5 Masse-% oder weniger enthalten sein.
Der Permanentmagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Erfindung, kann des weiteren Al enthalten und Al kann mit 0,03 Masse-% oder mehr und 0,6 Masse-% oder weniger enthalten sein.
Der Permanentmagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Erfindung, kann des weiteren O enthalten und O kann mit 0,05 Masse-% oder mehr und 0,5 Masse-% oder weniger enthalten sein.
Der Permanentmagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Erfindung, kann des weiteren N enthalten, und N kann mit 0,01 Masse-% oder mehr und 0,2 Masse-% oder weniger enthalten sein.
In dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Erfindung, kann ein schweres Seltenerdmetall mit 1 Masse-% oder weniger (einschließlich 0 Masse-%) enthalten sein.
In dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Erfindung, kann B mit 0,78 Masse-% oder mehr und 0,84 Masse-% oder weniger enthalten sein.
In dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Erfindung, kann Zr mit 0,65 Masse-% oder mehr und 2,50 Masse-% oder weniger enthalten sein.
Die vorliegende Erfindung ermöglicht es, den Permanentmagneten auf R-T-B Basis bereitzustellen, welcher in der Lage ist, eine hohe Koerzitivfeldstärke zu erzielen, auch wenn eine Einsatzmenge eines schweren Seltenerdmetalls verringert wird.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 zeigt eine schematische Darstellung einer Querschnittstruktur eines Sintermagneten auf R-T-B Basis, gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung.
2 zeigt ein Flussdiagramm, welches ein Herstellungsverfahren eines Sintermagneten auf R-T-B Basis, gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung, darstellt.
Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
Im Folgenden wird die vorliegende Erfindung, unter Bezug auf die in den Figuren dargestellten Ausführungsformen, beschrieben.
Erste Ausführungsform
Die erste Ausführungsform der vorliegenden Erfindung betrifft einen Sintermagneten auf R-T-B Basis, bei welchem es sich um eine Art von Permanentmagneten auf R-T-B Basis handelt.
<Sintermagnet auf R-T-B Basis>
Der Sintermagnet auf R-T-B Basis, gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung, wird beschrieben. Wie in 1 dargestellt, enthält ein Sintermagnet 100 auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, Hauptphasenkörner 4, bestehend aus einer R₂T₁₄B Verbindung, und Korngrenzen 6, welche entlang der Hauptphasenkörner 4 vorhanden sind.
Die in dem Sintermagneten auf R-T-B Basis der vorliegenden Ausführungsform enthaltenen Hauptphasenkörner bestehen aus einer R₂T₁₄B Verbindung mit einer tetragonalen R₂T₁₄B Kristallstruktur.
R stellt wenigstens eine Art eines Seltenerdmetalls dar. Seltenerdmetalle sind Sc, Y und Lanthanoide der Gruppe 3 des langen Periodensystems. Zum Beispiel umfassen Lanthanoide La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu etc.. Seltenerdmetalle werden in leichte Seltenerdmetalle und schwere Seltenerdmetalle unterteilt. Schwere Seltenerdmetalle sind Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu und leichte Seltenerdmetalle sind die anderen Seltenerdmetalle.
In der vorliegenden Ausführungsform stellt T ein oder mehrere Arten von Elementen der Eisengruppe dar, einschließlich Fe oder Fe und Co. T kann nur Fe sein oder kann Fe sein, bei welchem ein Teil durch Co substituiert ist. Wenn ein Teil des Fe durch Co substituiert ist, können die Temperatureigenschaften verbessert werden, ohne die magnetischen Eigenschaften zu verschlechtern.
Bei der R₂T₁₄B Verbindung der vorliegenden Ausführungsform kann ein Teil des B durch Kohlenstoff (C) substituiert werden. Hierdurch wird es leichter, während der Alterungsbehandlung dicke Zwei-Korn-Grenzen zu bilden und es weist eine Wirkung, die Koerzitivfeldstärke leicht zu verbessern, auf.
Die R₂T₁₄B Verbindung, welche die Hauptphasenkörner 4 gemäß der vorliegenden Ausführungsform bildet, kann verschiedene bekannte Zusatzelemente enthalten, und kann insbesondere wenigstens eine Elementart aus Ti, V, Cu, Cr, Mn, Ni, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Al, Ga, Si, Bi, Sn, etc. enthalten.
Bei der vorliegenden Ausführungsform wird die durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner erhalten, indem ein Querschnitt des Sintermagneten auf R-T-B Basis unter Verwendung einer Bildverarbeitung oder dergleichen analysiert wird. Insbesondere wird eine Querschnittsfläche jedes Hauptphasenkorns auf dem Querschnitt des Sintermagneten auf R-T-B Basis durch Bildanalyse erhalten und ein Durchmesser eines Kreises mit dieser Querschnittsfläche (Kreisäquivalentdurchmesser) wird als eine Korngröße des Hauptphasenkorns auf dem Querschnitt definiert. Des Weiteren werden die Korngrößen in Bezug auf alle Hauptphasenkörner in einem der Analyse des Querschnittes unterworfenen optischen Feld erhalten und ein arithmetische Mittelwert, dargestellt durch (ein Gesamtwert der Korngrößen der Hauptphasenkörner)/(der Anzahl der Hauptphasenkörner), wird als eine durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner in den Sintermagneten auf R-T-B Basis definiert. Im Übrigen wird in dem Fall eines anisotropen Magneten ein Querschnitt parallel zu der Achse der leichten Magnetisierung des Sintermagneten auf R-T-B Basis zu Analyse verwendet.
Die in dem Sintermagneten auf R-T-B Basis der vorliegenden Ausführungsform enthaltenen Hauptphasenkörner weisen eine durchschnittliche Korngröße von 2,8 μm oder weniger auf. Dies ermöglicht es, eine hohe Koerzitivfeldstärke zu erhalten. Des Weiteren können die Hauptphasenkörner eine durchschnittliche Korngröße von 2,0 μm oder weniger aufweisen. Hierdurch wird es leichter, eine noch höhere Koerzitivfeldstärke zu erzielen. Die durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner weist keine Grenze auf, kann jedoch 0,8 μm oder mehr betragen, um eine bevorzugte Magnetisierungseigenschaft des Sintermagneten auf R-T-Basis beizubehalten.
Die Korngrenze des Sintermagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, weist wenigstens eine R-reiche Phase auf, deren R-Konzentration höher ist als die der R₂T₁₄B Verbindung, welche die Hauptphasenkörner bildet, und kann eine B-reiche Phase, deren Konzentration an Bor (B) hoch ist, eine R-Oxidphase, eine R-Carbidphase, eine Zr-Verbindungsphase oder dergleichen, zusätzlich zu der R-reichen Phase, aufweisen.
In dem Sintermagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, kann R mit 25 Masse-% oder mehr und 36 Masse-% oder weniger enthalten sein und kann mit 29,5 Masse-% oder mehr und 35 Masse-% oder weniger enthalten sein. Wenn R mit 25 Masse-% oder mehr enthalten ist, wird die R₂T₁₄B Verbindung, welche die Hauptphase des Sintermagneten auf R-T-B Basis ist, ausreichend leicht erzeugt. Hierdurch wird es schwer, ein weichmagnetisches α-Fe oder dergleichen abzuscheiden und die magnetischen Eigenschaften können leicht verbessert werden. Wenn R mit 36 Masse-% oder weniger enthalten ist, kann ein Verhältnis der in dem Sintermagneten auf R-T-B Basis enthaltenen R₂T₁₄B Verbindung leicht erhöht werden und die magnetische Restflussdichte wird einfach verbessert. Des Weiteren kann R mit 31 Masse-% oder mehr und 34 Masse-% weniger enthalten sein, im Hinblick auf die Verbesserung der Koerzitivfeldstärke. R kann mit 31,00 Masse-% oder mehr und 33,00 Masse-% oder weniger enthalten sein. In der vorliegenden Ausführungsform können die als R enthaltenen schweren Seltenerdmetalle, mit 1,0 Masse-% oder weniger enthalten sein, im Hinblick auf eine Verringerung der Kosten und Vermeidung eines Ressourcenrisikos.
In dem Sintermagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, ist B mit 0,75 Masse-% oder mehr und 0,88 Masse-% oder weniger enthalten. Wenn B in diesem Bereich enthalten ist, welcher deutlich niedriger ist als die stöchiometrische Zusammensetzung der R₂T₁₄B Verbindung, werden dicke Zwei-Korn-Grenzen während der Alterungsbehandlung einfach gebildet und eine hohe Koerzitivfeldstärke wird einfach erhalten. Des Weiteren kann B mit 0,78 Masse-% oder mehr und 0,84 Masse-% oder weniger enthalten sein. Dieser Bereich erleichtert es, die Koerzitivfeldstärke weiter zu verbessern.
Wie oben beschrieben, ist T ein oder mehrere Arten eines Eisenelements, einschließlich Fe oder Fe und Co. Wenn Co als T enthalten ist, kann Co mit 0,3 Masse-% oder mehr und 4,0 Masse-% oder weniger enthalten sein und kann mit 0,5 Masse-% oder mehr und 1,5 Masse-% oder weniger enthalten sein. Wenn Co mit 4,0 Masse-% oder weniger enthalten ist, neigt die magnetische Restflussdichte dazu hoch zu sein und es ist leichter, die Kosten des Sintermagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Erfindung, zu senken. Wenn Co mit 0,3 Masse-% oder mehr enthalten ist, neigt die Korrosionsbeständigkeit dazu, hoch zu sein. Der Gehalt an Fe in dem Sintermagneten auf R-T-B, gemäß der vorliegenden Erfindung, ist ein wesentlicher verbleibender Teil der Bestandteile des Sintermagneten auf R-T-B Basis.
Der Sintermagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, enthält Zr mit 0,65 Masse-% oder mehr. Mit solch einer großen Menge an Zr kann das Kornwachstum während des Sinterns ausreichend verhindert werden, auch wenn ein fein pulverisiertes Pulver eine geringe Korngröße aufweist. Zr kann mit 0,90 Masse-% oder mehr enthalten sein. Hierdurch wird es möglich, einen breiten Bereich der Sintertemperatur zu erhalten, der eine ausreichende Koerzitivfeldstärke erzielt, ohne anormales Kornwachstum zu bewirken. Eine hohe Koerzitivfeldstärke kann erhalten werden, wenn die B- und Zr-Gehalte gemäß eines Zr-Gehalts eingestellt werden, und daher kann im Hinblick auf die Erzielung der Koerzitivfeldstärke der Zr-Gehalt groß sein. Zum Beispiel kann der Zr-Gehalt so viel wie 5,00 Masse-% betragen. Um eine Verringerung der magnetischen Restflussdichte zu verhindern, kann der Zr-Gehalt 2,50 Masse-% oder weniger oder 2,00 Masse-% oder weniger betragen.
Der Sintermagnet auf R-T-B, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, kann Ga enthalten. Ga kann mit 0,2 Masse-% oder mehr und 1,5 Masse-% oder weniger enthalten sein und kann mit 0,4 Masse-% oder mehr und 1,0 Masse-% oder weniger enthalten sein. Durch Ga ist es möglich, während der Alterungsbehandlung leicht dicke Zwei-Korn-Grenzen zu bilden und eine hohe Koerzitivfeldstärke zu erhalten. Wenn Ga mit 1,5 Masse-% oder weniger enthalten ist, neigt die magnetische Restflussdichte dazu sich zu verbessern. Wenn Ga mit 0,2 Masse-% oder mehr enthalten ist, neigt die Koerzitivfeldstärke dazu sich zu verbessern.
Der Sintermagnet auf R-T-B, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, kann Cu enthalten. Cu kann mit 0,05 Masse-% oder mehr und 1,5 Masse-% oder weniger enthalten sein, und kann mit 0,10 Masse-% oder mehr und 0,6 Masse-% oder weniger enthalten sein. Mit Cu ist es möglich, eine höhere Koerzitivfeldstärke, eine höhere Korrosionsbeständigkeit und verbesserte Temperatureigenschaften des zu erhaltenen Magneten zu erzielen. Wenn Cu mit 1,5 Masse-% oder weniger enthalten ist, neigt die magnetische Restflussdichte dazu, sich zu verbessern. Wenn Cu mit 0,05 Masse-% oder mehr enthalten ist, neigt die Koerzitivfeldstärke dazu sich zu verbessern.
Der Sintermagnet auf R-T-B, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, kann Al enthalten. Mit Al ist es möglich, eine höhere Koerzitivfeldstärke, eine höhere Korrosionsbeständigkeit und verbesserte Temperatureigenschaften des zu erhaltenen Magneten zu erzielen. Al kann mit 0,03 Masse-% oder mehr und 0,6 Masse-% oder weniger enthalten sein und kann mit 0,10, Masse-% oder mehr und 0,4 Masse-% oder weniger enthalten sein.
Der Sintermagnet auf R-T-B Basis, der vorliegenden Ausführungsform, kann andere Zusatzelemente als die obigen Elemente enthalten, wie Ti, V, Cr, Mn, Ni, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Si, Bi und Sn. Die anderen Zusatzelemente als die obigen Elemente können mit insgesamt 2,0 Masse-% oder weniger enthalten sein, vorausgesetzt der gesamte Sintermagnet auf R-T-B Basis beträgt 100 Masse-%.
Der Sintermagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, kann Sauerstoff (O) mit ungefähr 0,5 Masse-% oder weniger enthalten. Sauerstoff kann mit 0,05 Masse-% oder mehr im Hinblick auf die Korrosionsbeständigkeit enthalten sein oder kann mit 0,2 Masse-% oder weniger im Hinblick auf die magnetischen Eigenschaften enthalten sein. Sauerstoff kann mit 0,09 Masse-% oder mehr und 0,17 Masse-% oder weniger enthalten sein.
Der Sintermagnet auf R-T-B Basis gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält eine bestimmte Menge an Kohlenstoff (C). In der vorliegenden Ausführungsform kann eine hohe Koerzitivfeldstärke erhalten werden, wenn ein C-Gehalt gemäß der Gehalte von B und Zr eingestellt wird. Daher verändert sich ein bevorzugter Bereich des C Gehaltes mit der Zusammensetzung, beträgt jedoch 0,1 Masse-% oder mehr und 0,3 Masse-% oder weniger. Wenn der Sintermagnet auf R-T-B Basis Kohlenstoff mit 0,1 Masse-% oder mehr enthält, kann verhindert werden, dass sich auch bei einer Zusammensetzung mit geringem B-Gehalt eine weichmagnetische Verbindung, wie eine R₂T₁₇ Verbindung bildet und eine hohe Koerzitivfeldstärke kann leicht erhalten werden. Wenn Kohlenstoff mit 0,3 Masse-% oder weniger enthalten ist, ist es leichter dicke Zwei-Korn-Grenzen zu bilden und die Koerzitivfeldstärke neigt dazu, sich zu verbessern. C kann mit 0,15 Masse-% oder mehr und 0,30 Masse-% oder weniger enthalten sein.
Der Sintermagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, kann eine bestimmte Menge an Stickstoff (N) enthalten. Diese bestimmte Menge verändert sich durch andere Parameter oder dergleichen und wird geeignet bestimmt. Stickstoff kann jedoch im Hinblick auf die magnetischen Eigenschaften mit 0,01 Masse-% oder mehr und 0,2 Masse-% oder weniger enthalten sein. Stickstoff kann mit 0,04 Masse-% oder mehr und 0,07 Masse-% oder weniger enthalten sein.
Bei dem Sintermagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, liegen die Gehalte jedes Elements in den oben genannten Bereichen und die Gehalte an B, C und Zr erfüllen die folgende Bedingung. D. h. eine Bedingung von 5,0 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,6 wird erfüllt, wobei jedes von [B], [C] und [Zr] einen Gehalt an B, C und Zr in Atom-% angibt. Eine Zusammensetzung, die diese Beziehung erfüllt, ermöglicht es eine hohe Koerzitivfeldstärke unter dem oben genannten Mechanismus zu erhalten. Des Weiteren kann der Sintermagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, eine Zusammensetzung aufweisen, welche eine Beziehung erfüllt, von 5,2 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,4. Eine Zusammensetzung, die diese Beziehung verfügt, ermöglicht es, eine noch höhere Koerzitivfeldstärke zu erzielen.
Der Gehalt jedes Elementes in dem Sintermagneten auf R-T-B Basis kann durch ein herkömmlich allgemein bekanntes Verfahren gemessen werden, wie Röntgenfluoreszenzanalyse (XRF) und plasmaangeregte Atomemission-Spektroskopie (ICP-AES). Ein Gehalt an Sauerstoff wird zum Beispiel durch Inertgasfusion-nichtdispersives Infrarotabsorptionsverfahren gemessen. Ein Gehalt an Kohlenstoff wird d und 18 Lille möglich ist ja genau die richtige heute Feiertag feinen Texten urch Verbrennung in einem Sauerstofffluss-Infrarotabsorptionsverfahren gemessen. Ein Gehalt an Stickstoff wird zum Beispiel durch Inertgasfusion-thermisches Leitfähigkeitsverfahren gemessen.
In der vorliegenden Ausführungsform werden die Gehalte an B, C und Zr, dargestellt durch Atom-%, durch die folgenden Verfahren erhalten.

(1) Zunächst werden die Gehalte jedes Elements, welche in dem Sintermagneten auf R-T-B Basis enthalten sind, durch die oben genannten Analyseverfahren analysiert, um Analysewerte (X1) in Masse-% des Gehalts jedes Elements zu erhalten. Die zu analysierenden Elemente sind Elemente, die in dem Sintermagneten auf R-T-B Basis mit 0,05 Masse-% oder mehr enthalten sind, Sauerstoff, Kohlenstoff und Stickstoff.
(2) Die Analysewerte (X1) in Masse-% des Gehalts jedes Elements werden durch das Atomgewicht jedes Elements geteilt, um die Werte (X3) zu erhalten.
(3) Die Verhältnisse der Werte (X3) jedes Elements in Bezug auf einen Gesamtwert der Werte (X3) aller analysierten Elemente, dargestellt durch die Prozentangabe, werden berechnet und als Gehalt (X2) jedes Elements definiert, dargestellt durch Atom-%.

Der Sintermagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, wird im Allgemeinen in jede beliebige Form verarbeitet und verwendet. Der Sintermagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, weist jede Form auf, wie eine Quaderform, Hexaedron, flache Platte und quadratische Säulen. Der Sintermagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, kann jeden Querschnitt aufweisen, wie ein C-förmiger Zylinder. Die Bodenfläche der quadratischen Säule kann rechteckig oder quadratisch sein.
Der Sintermagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, umfasst sowohl Magneterzeugnisse, die nach der Bearbeitung des Magnets magnetisiert werden und auch Magneterzeugnisse, bei denen der Magnet nicht magnetisiert wird.
<Verfahren zur Herstellung des Sintermagneten auf R-T-B Basis>
Anhand der Figur wird ein Verfahren zur Herstellung des Sintermagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, mit der oben genannten Struktur beschrieben. 2 zeigt ein Flussdiagramm, welches ein Verfahren zur Herstellung eines Sintermagneten auf R-T-B Basis, gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung, darstellt. Wie in 2 dargestellt, weist das Verfahren zur Herstellung des Sintermagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, die folgenden Schritte auf.

(a) Legierungsherstellungsschritt zum Herstellen einer Ausgangsmateriallegierung (Schritt S11)
(b) Pulverisierungsschritt zum Pulverisieren der Ausgangsmateriallegierung (Schritt S12)
(c) Pressschritt zum Pressen des pulverisierten Ausgangsmaterialpulvers (Schritt S13)
(d) Sinterschritt zum Sintern eines Grünkörpers, um den Sintermagneten auf R-T-B Basis zu erhalten (Schritt S14)
(e) Alterungsbehandlungsschritt zum Durchführen einer Alterungsbehandlung an dem Sintermagneten auf R-T-B Basis (Schritt S15)
(f) Abkühlschritt zum Abkühlen des Sintermagneten auf R-T-B Basis (Schritt S16)

[Legierungsherstellungsschritt: Schritt S11]
Eine Ausgangsmateriallegierung des Sintermagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, wird hergestellt (Legierungsherstellungsschritt (Schritt S11)). In dem Legierungsherstellungsschritt werden Ausgangsmaterialmetalle entsprechend der Zusammensetzung des Sintermagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Erfindung, in einem Vakuum oder in einer Inertgasatmosphäre aus Ar-Gas oder dergleichen geschmolzen und werden einem Gießen unterworfen, um eine Ausgangsmateriallegierung mit einer gewünschten Zusammensetzung herzustellen. Im Übrigen wird ein Einlegierungsverfahren unter Verwendung einer einzelnen Legierung als eine Ausgangsmateriallegierung in der vorliegenden Ausführungsform beschrieben. Es kann jedoch auch ein Zweilegierungsverfahren eingesetzt werden, bei dem ein Ausgangsmaterialpulver durch Vermischen von zwei Arten von Legierungen, einer ersten Legierung und einer zweiten Legierung, herstellt wird.
Als Ausgangsmaterialmetalle können zum Beispiel Seltenerdmetalle, Seltenerdlegierungen, reines Eisen, Ferrobor, Legierungen oder Verbindungen dieser oder dergleichen verwendet werden. Die Ausgangsmaterialmetalle werden durch Blockgussverfahren, Bandgussverfahren, Book-Molding Verfahren, Schleudergussverfahren oder dergleichen gegossen. Die erhaltene Ausgangsmateriallegierung wird einer Homogenisierungsbehandlung unterworfen, wie in Anwesenheit einer Verfestigungssegregation erforderlich. Die Homogenisierungsbehandlung der Ausgangsmateriallegierung wird in einem Vakuum oder einer Inertgasatmosphäre bei einer Temperatur von 700°C bis 1500°C für 1 Stunde oder länger durchgeführt. Die Legierung für den Sintermagneten auf R-T-B Basis wird durch diese Behandlung geschmolzen und homogenisiert.
[Pulverisierungsschritt: Schritt S12]
Nachdem die Ausgangsmateriallegierung hergestellt wurde, wird diese Ausgangsmateriallegierung pulverisiert (Pulverisierungsschritt: Schritt S12). Der Pulverisierungsschritt umfasst einen Grob-Pulverisierungsschritt (Schritt S12-1) zum Pulverisieren der Ausgangsmateriallegierung bis die Partikelgröße einige 100 μm bis einige Millimeter beträgt und einen Fein-Pulverisierungsschritt (Schritt S12-2) zum Fein-Pulverisieren der Ausgangsmateriallegierung bis die Partikelgröße einige Mikrometer beträgt.
(Grob-Pulverisierungsschritt: Schritt S12-1)
Die Ausgangsmateriallegierung wird grob pulverisiert, bis die jeweilige Partikelgrößen ungefähr 100 μm bis einige Millimeter betragen (Grob-Pulverisierungsschritt (Schritt S12-1)). Hierdurch wird ein grob pulverisiertes Pulver der Ausgangsmateriallegierung erhalten. Die grobe Pulverisierung kann durchgeführt werden, durch Bewirken einer selbst kollabierenden Pulverisierung, durch Speichern von Wasserstoff in der Ausgangsmateriallegierung und Abgeben des Wasserstoffs, basierend auf Unterschieden der Speichermenge an Wasserstoff in unterschiedlichen Phasen, um eine Dehydrierung durchzuführen (Wasserstoffspeicherungspulverisierung).
Im Übrigen kann der Grob-Pulverisierungsschritt (Schritt S12-1) unter Verwendung einer Grob-Pulverisierungsvorrichtung, wie einem Stampfwerk, einem Backenbrecher und einem Walzwerk, in einer Inertgasatmosphäre anstelle der oben genannten Wasserstoffspeicherpulverisierung durchgeführt werden.
Die Atmosphäre bei jedem Schritt, von dem Pulverisierungsschritt (Schritt S12) bis zu dem Sinterschritt (Schritt S15), kann eine niedrige Sauerstoffkonzentration aufweisen, um hohe magnetische Eigenschaften zu erhalten. Die Sauerstoffkonzentration wird in jedem Herstellungsschritt durch Steuern der Atmosphäre eingestellt. Wenn die Sauerstoffkonzentration bei jedem Herstellungsschritt hoch ist, werden die Seltenerdmetalle in der Ausgangsmateriallegierung oxidiert und die Sauerstoffmenge des Sintermagneten auf R-T-B Basis erhöht sich und führt zu einer Verringerung der Koerzitivfeldstärke des Sintermagneten auf R-T-B Basis. Daher beträgt die Sauerstoffkonzentration bei jedem Schritt zum Beispiel 100 ppm oder weniger.
(Fein-Pulverisierungsschritt: Schritt S12-2)
Nachdem die Ausgangsmateriallegierung grob pulverisiert wurde, wird das grob pulverisierte Pulver der erhaltenen Ausgangsmateriallegierung fein pulverisiert, bis eine durchschnittliche Partikelgröße ungefähr einige μm beträgt (Fein-Pulverisierungsschritt (Schritte S12-2)). Hierdurch wird ein fein pulverisiertes Pulver der Ausgangsmateriallegierung erhalten. Das grob pulverisierte Pulver kann fein pulverisiert werden, um ein fein pulverisiertes Pulver mit Partikeln zu erhalten, deren durchschnittliche Partikelgröße 0,1 μm oder mehr und 2,8 μm oder weniger beträgt, oder kann weiter fein pulverisiert werden, um ein fein pulverisiert Pulver mit Partikeln zu erhalten, deren durchschnittliche Partikelgröße 5 μm oder mehr und 2,0 μm oder weniger beträgt. Das fein pulverisierte Pulver ist so ausgebildet, dass es solch eine durchschnittliche Partikelgröße aufweist, und daher können die Hauptphasenkörner nach dem Sintern eine durchschnittliche Korngröße von 2,8 μm oder weniger aufweisen.
Die feine Pulverisierung wird durchgeführt, indem das grob pulverisierte Pulver unter Verwendung einer Fein-Pulverisierungsvorrichtung, wie einer Strahlmühle und einer Kugelmühle, weiter pulverisiert wird, während die Bedingungen der Pulverisierungsdauer oder dergleichen geeignet eingestellt werden. Eine Strahlmühle ist ein Trockenpulverisierungsverfahren, bei welchem ein Hochdruck-Inertgas (z. B. N₂ Gas) aus einer schmalen Düse freigesetzt wird, um einen Hochgeschwindigkeits-Gasfluss zu erzeugen und das grob pulverisierte Pulver der Ausgangsmateriallegierung unter Verwendung dieses Hochgeschwindigkeits-Gasflusses zu beschleunigen, um Kollision zwischen dem grob pulverisierten Pulver der Ausgangsmateriallegierung, wie auch Kollision mit einem Target oder einer Behälterwand zu bewirken.
Insbesondere, wenn ein fein pulverisiertes Pulver mit einer kleinen Partikelgröße unter Verwendung einer Strahlmühle erhalten wird, ist die Oberfläche des pulverisierten Pulvers sehr aktiv, was leicht zu einer Reaggregation des pulverisierten Pulvers und dessen Adhäsion an einer Behälterwand und zu einer niedrigen Ausbeute führt. Wenn das grob pulverisierte Pulver der Ausgangsmateriallegierung fein pulverisiert wird, kann ein fein pulverisiertes Pulver mit einer hohen Ausbeute erhalten werden, indem ein Pulverisierungshilfsmittel aus Zinkstearat, Oleinsäureamid oder dergleichen zugegeben wird, um eine Reaggregation des Pulvers und dessen Adhäsion an einer Behälterwand zu verhindern. Ein fein pulverisiertes Pulver, welches einfach während des Pressens orientiert werden kann, kann durch Zugabe eines Pulverisierungshilfsmittels erhalten werden. Eine Zugabemenge eines Pulverisierungshilfsmittels verändert sich, basierend auf einer Partikelgröße des fein pulverisierten Pulvers und einer Art des zuzugebenden Pulverisierungshilfsmittels, kann jedoch ungefähr 0,1% bis 1% in Bezug auf Masse-% betragen.
Es gibt neben einem Trockenpulverisierungsverfahren, wie einer Strahlmühle, ein Nass-Pulverisierungsverfahren. Zum Beispiel kann eine Kugelmühle zum Durchführen eines Hochgeschwindigkeitsrührens unter Verwendung von Kugeln mit kleinem Durchmesser als ein Nass-Pulverisierungsverfahren eingesetzt werden. Eine mehrfache Pulverisierung, um eine Trockenpulverisierung unter Verwendung einer Strahlmühle und des Weiteren eine Nass-Pulverisierung unter Verwendung einer Kugelmühle durchzuführen, kann eingesetzt werden.
[Pressschritt: Schritt S13]
Nachdem die Ausgangsmateriallegierung fein pulverisiert ist, wird das fein pulverisierte Pulver in eine gewünschte Form gepresst (Pressschritt (Schritt S13)). Während des Pressschrittes (Schritt S13) wird das fein pulverisierte Pulver in eine in einem Elektromagnet angeordnete Pressform eingefüllt und in jede beliebige Form gepresst. Dieser Vorgang wird durchgeführt, während ein Magnetfeld angelegt ist, um eine vorbestimmte Orientierung des fein pulverisierten Pulvers zu erzeugen und die Kristallachse zu orientieren. Hierdurch wird ein Grünkörper erhalten. Ein zu erhaltender Grundkörper wird in einer spezifischen Richtung orientiert und auf diese Weise ein Sintermagnet auf R-T-B Basis mit Anisotropie mit stärkerem Magnetismus erhalten.
Das fein pulverisierte Pulver kann bei 30 MPa bis 300 MPa gepresst werden. Das anzulegende Magnetfeld kann 950 kA/m bis 1600 kA/m betragen. Das anzulegende Magnetfeld ist nicht auf ein statisches Magnetfeld beschränkt und kann ein gepulstes Magnetfeld sein. Ein statisches Magnetfeld und ein gepulstes Magnetfeld können gleichzeitig als das anzulegende Magnetfeld verwendet werden.
Im Übrigen kann ein Nasspressen zum Pressen einer Aufschlämmung, bei der das fein pulverisierte Pulver in einem Lösungsmittel aus Öl oder dergleichen dispergiert ist, als Pressverfahren, neben einem Trockenpressen, eingesetzt werden, um das fein pulverisierte Pulver, wie oben beschrieben, zu pressen.
Der durch das Pressen des fein pulverisierten Pulvers erhaltene Grünkörper weist jede Form auf, wie eine Quaderform, flache Plattenform, Säulenform und Ringform, basierend auf einer gewünschten Form des Sintermagneten auf R-T-B Basis.
[Sinterschritt: Schritt S14]
Der Grünkörper, der durch Pressen in einem Magnetfeld erhalten und in eine gewünschte Form gepresst wurde, wird in einem Vakuum oder in einer Inertgasatmospäre gesintert, um einen Sintermagneten auf R-T-B Basis zu erhalten (Sinterschritt (Schritt S14)). Der Grünkörper wird gesintert, indem er zum Beispiel in einem Vakuum oder in Anwesenheit eines Inertgases bei 900°C bis 1200°C für 1 Stunde bis 72 Stunden erwärmt wird. Dies bewirkt, dass das fein pulverisierte Pulver einer Flüssigphasensinterung unterworfen wird und ein Sintermagnet auf R-T-B Basis (ein Sinterkörper eines Magnets auf R-T-B Basis) wird erhalten, dessen Hauptphase ein verbessertes Volumenverhältnis aufweist. Damit die Hauptphasenkörner eine durchschnittliche Korngröße von 2,8 μm oder weniger aufweisen, müssen die Sintertemperatur und Sinterdauer, basierend auf Bedingungen der Zusammensetzung, Pulverisierungsverfahren, Unterschied zwischen Partikelgröße und Partikelgrößenverteilung und dergleichen, eingestellt werden.
Nachdem der Grünkörper gesintert wurde, kann der Sinterkörper zur Verbesserung der Herstellungseffizienz schnell abgekühlt werden.
[Alterungsbehandlungsschritt: Schritt S15]
Nachdem der Grünkörper gesintert wurde, wird der Sintermagnet auf R-T-B Basis einer Alterungsbehandlung unterworfen (Alterungsbehandlungsschritt (Schritt S15)). Nach dem Sintern wird der Sintermagnet auf R-T-B Basis einer Alterungsbehandlung unterworfen, indem er auf einer Temperatur gehalten wird, die niedriger ist als die Temperatur während des Sinterns. Die Alterungsbehandlung kann durch eine Wärmebehandlung in einem Vakuum oder in der Anwesenheit eines Inertgases bei 400°C bis 900°C für 10 Minuten bis 10 Stunden durchgeführt werden. Sofern notwendig kann die Alterungsbehandlung mehrfach bei unterschiedlichen Temperaturen durchgeführt werden. Solch eine Alterungsbehandlung kann die magnetischen Eigenschaften des Sintermagneten auf R-T-B Basis verbessern. Bei dem Sintermagneten auf R-T-B Basis kann eine Temperatur zum Zeitpunkt der Alterungsbehandlung in einem Bereich von 400°C bis 600°C liegen. Die Alterungsbehandlungstemperatur und Alterungsbehandlungsdauer werden in diesem Temperaturbereich geeignet eingestellt, basierend auf Bedingungen der Zusammensetzung, Unterschied zwischen Korngröße und Korngrößenverteilung und dergleichen. Hierdurch wird es möglich, dicke Zwei-Korn-Grenzen zu bilden und so eine hohe Koerzitivfeldstärke zu erzielen.
[Abkühlschritt: Schritt S16]
Nachdem der Sintermagnet auf R-T-B Basis der Alterungsbehandlung unterworfen wurde, wird der Sintermagnet auf R-T-B Basis schnell in einer Ar-Gasatmosphäre abgekühlt (Abkühlschritt (Schritt S16)). Anschließend kann der Sintermagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, erhalten werden. Um dicke Zwei-Korn-Grenzen zu bilden und eine hohe Koerzitivfeldstärke zu erzielen, kann eine Abkühlungsrate 30°C/Minute oder mehr betragen.
Der, durch die obigen Schritte erhaltene, Sintermagnet auf R-T-B Basis kann, sofern notwendig, in eine gewünschte Form bearbeitet werden. Das Bearbeitungsverfahren kann ein Formgebungsverfahren sein, wie Schneiden und Schleifen, ein Anfasungsverfahren, wie Trommelpolieren oder dergleichen.
Es kann einen weiteren Schritt geben, um die Seltenerdmetalle weiter zu den Korngrenzen des bearbeiteten Sintermagneten auf R-T-B Basis zu diffundieren. Diese Korngrenzendiffusion kann durch eine Wärmebehandlung erzielt werden, nachdem eine schwere Seltenerdmetalle enthaltende Verbindung auf der Oberfläche des Sintermagneten R-T-B Basis durch Applikation, Aufdampfen oder dergleichen haftet oder durch eine Wärmebehandlung an dem Sintermagneten auf R-T-B Basis in einer einen Dampf der schweren Seltenerdmetalle enthaltenden Atmosphäre. Dies ermöglicht es, die Koerzitivfeldstärke des Sintermagneten auf R-T-B Basis weiter zu verbessern.
Der erhaltene Sintermagnet auf R-T-B Basis kann einer Oberflächenbehandlung unterworfen werden, wie Plattieren, Harzbeschichtung, Oxidationsbehandlung und chemischer Umwandlungsbehandlung. Hierdurch wird es möglich, die Korrosionsbeständigkeit weiter zu verbessern.
Der Sintermagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, wird vorzugsweise als ein Magnet von beispielsweise einem Motor mit oberflächenmontierten Magnet (oberflächenmontierten Permanentmagnet: SPM), bei welchem ein Motor an einer Oberfläche eines Rotor befestigt ist, einem Motor mit internem Magnet (interner Permanentmagnet: IPM), wie ein bürstenloser Innenrotormotor und ein Permanentmagnetreluktanzmotor (PRM), verwendet. Insbesondere wird der Sintermagnet auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, vorzugsweise für einen Spindelmotor für einen Festplattenantrieb oder einen Schwingspulenmotor eines Festplattenlaufwerks, einen Motor für ein Elektrofahrzeug oder ein Hybridfahrzeug, einen elektrischen Servomotor für ein Kraftfahrzeug, einen Servomotor für eine Werkzeugmaschine, einen Motor für den Vibrator eines Mobiltelefons, einen Motor für einen Drucker, einen Motor für einen Magnetgenerator und dergleichen verwendet.
Zweite Ausführungsform
Die zweite Ausführungsform der vorliegenden Erfindung betrifft einen Permanentmagneten auf R-T-B, welcher durch Warmbearbeitung bzw. Warmumformung hergestellt wird. Teile der zweiten Ausführungsform, die nachfolgend nicht beschrieben werden, sind mit denen der ersten Ausführungsform identisch. Der Ausdruck „Sintern” in der ersten Ausführungsform wird ersetzt, wenn erforderlich.
<Verfahren zur Herstellung des Permanentmagneten auf R-T-B Basis durch Warmbearbeitung>
Das Verfahren zur Herstellung des Permanentmagneten auf R-T-B Basis, gemäß der vorliegenden Ausführungsform, weist die folgenden Schritte auf.

(a) schneller Schmelze-Abkühlungsschritt zum Schmelzen eines Ausgangsmaterials und schnellem Abkühlen des erhaltenen geschmolzenen Metalls, um ein Band zu erhalten,
(b) Pulverisierungsschritt zur Pulverisierung des Bandes, um ein flockiges Ausgangsmaterial Pulver zu erhalten,
(c) Kaltumformungsschritt zur Durchführung einer Kaltumformung des pulverisierten Ausgangsmaterialpulvers,
(d) vorläufiger Erwärmungsschritt zur vorläufigen Erwärmung des kaltumgeformten Körpers,
(e) Warmumformungsschritt zur Durchführung einer Warmumformung des vorläufig erwärmten kaltgeformten Körpers,
(f) heißplastischer Bearbeitungsschritt, um den warmumgeformten Körper in eine vorbestimmte Form plastisch zu verformen
(g) Alterungsbehandlungsschritt zur Durchführung einer Alterungsbehandlung an dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis. (a) Der schnelle Schmelze-Abkühlungsschritt ist ein Schritt zum Schmelzen eines Ausgangsmaterialmetalls und zum schnellen Abkühlen eines erhaltenen geschmolzenen Metalls, um ein Band zu erhalten. Das Ausgangsmaterialmetall wird durch jedes Verfahren geschmolzen, solange ein geschmolzenes Metall erhalten wird, dessen Komponente gleichförmig ist und dessen Fließfähigkeit geeignet ist, eine schnelle Abkühlungsverfestigung zu erzielen. Die Temperatur des geschmolzenen Metalls ist nicht beschränkt, kann jedoch 1000°C oder mehr betragen.

Nachfolgend wird das geschmolzene Metall schnell abgekühlt, um ein Band zu erhalten. Insbesondere wird das Band erhalten, indem das geschmolzene Metall auf eine rotierende Walze getropft wird. Eine Abkühlungsgeschwindigkeit des geschmolzenen Metalls kann eingestellt werden, indem eine Rotationsgeschwindigkeit der rotierenden Walze und eine Tropfenmenge des geschmolzenen Metalls eingestellt wird. Die Rotationsgeschwindigkeit beträgt normalerweise 10–30 m/sec.

(b) Der Pulverisierungsschritt ist ein Schritt zum Pulverisieren des, während des schnellen Schmelze-Abkühlungsschrittes (a), erhaltenen Bandes. Es gibt keine Einschränkung hinsichtlich des Pulverisierungsverfahrens. Die Pulverisierung erzielt ein flockiges Legierungspulver bestehend aus feinen Kristallkörnern mit ungefähr 20 nm.
(c) Der Kaltumformungsschritt ist ein Schritt zur Durchführung der Kaltumformung des flockigen Ausgangsmaterialpulvers, welches in dem Pulverisierungsschritt (b) erhalten wurde. Das Kaltumformen wird durch Einfüllen des Ausgangsmaterialpulvers in eine Form gefüllt und das Pressen bei Raumtemperatur durchgeführt. Das Pressen wird bei jedem Druck durchgeführt. Je höher der Druck ist, umso höher ist die Dichte eines zu erhaltenden kaltumgeformten Körpers. Die Dichte wird jedoch gesättigt, wenn der Druck einen bestimmten Wert oder mehr aufweist. Daher zeigt sich keine Wirkung, wenn mehr Druck als notwendig ausgeübt wird. Der Pressdruck wird, basierend auf der Zusammensetzung, Partikelgröße und dergleichen des Legierungspulvers, geeignet ausgewählt.

Es gibt auch keine Beschränkung der Pressdauer. Je länger die Pressdauer ist, desto höher wird die Dichte eines zu erhaltenden kaltumgeformten Körpers. Die Dichte ist jedoch normalerweise gesättigt, wenn die Pressdauer einen bestimmten Wert oder länger aufweist. Die Dichte ist normalerweise gesättigt, wenn die Pressdauer ein bis 5 Sekunden beträgt.

(d) Der vorläufige Erwärmungsschritt ist ein Schritt zur vorläufigen Erwärmung des kaltumgeformten Körpers, welcher in dem Kaltumformungsschritt (c) zu erhalten wird. Die Temperatur des vorläufigen Erwärmens ist nicht beschränkt, beträgt jedoch normalerweise 500°C oder mehr und 850°C oder weniger. Die Bedingungen der vorläufigen Erwärmung sind optimiert, um einen geformten Körper zu erhalten, dessen Kristallstruktur in dem Warmumformungsschritt (e) gleichförmig und fein ist und um den Grad einer magnetischen Orientierung während des heißplastischen Bearbeitungsschritts (f) weiter zu verbessern.

Wenn die vorläufige Erwärmungstemperatur 500°C oder mehr beträgt, können die Korngrenzenphasen während des Warmumformungsschrittes ausreichend verflüssigt werden und Risse treten während der Warmumformung in dem geformten Körper kaum auf. Die vorläufige Erwärmungstemperatur kann 600°C oder mehr betragen oder 700°C oder mehr. Wenn dagegen die vorläufige Erwärmungstemperatur 850°C oder weniger beträgt, wird es einfacher zu verhindern, dass die Kristallkörner grob werden, und des Weiteren die Oxidation der magnetischen Materialien zu verhindern. Die vorläufige Erwärmungstemperatur kann 800°C oder weniger, oder 780°C oder weniger betragen.
Die vorläufige Erwärmungsdauer ist eine Dauer, innerhalb der der kaltumgeformte Körper eine bestimmte Temperatur erreicht. Die vorläufige Erwärmungsdauer wird geeignet gesteuert, um die Korngrenzenphasen in dem Warmumformungsschritt ausreichend zu verflüssigen, um zu verhindern, dass sich während des Warmumformens Risse in dem geformten Körper bilden und es einfacher zu verhindern, dass die Kristallkörner grob werden. Die vorläufige Erwärmungsdauer kann geeignet ausgewählt werden, basierend auf der Größe des geformten Körpers, der vorläufigen Erwärmungstemperatur und dergleichen. Im Allgemeinen ist eine bevorzugte vorläufige Erwärmungsdauer umso länger, je größer der geformte Körper ist. Des Weiteren ist eine bevorzugte Erwärmungsdauer umso länger, je niedriger die vorläufige Erwärmungstemperatur ist. Die Atmosphäre während der vorläufigen Erwärmung ist nicht beschränkt, es kann jedoch eine inerte oder eine reduzierende Atmosphäre eingesetzt werden, um Oxidation der magnetischen Materialien und eine Verringerung der magnetischen Eigenschaften zu verhindern.

(e) Der Warmumformungsschritt ist ein Schritt zum Durchführen eines Heißpressens an dem vorläufig erwärmten kaltumgeformten Körper, welcher während des vorläufigen Erwärmungsschrittes (d) erhalten wird. Der Warmumformungsschritt kann die Magnetmaterialien verdichten.

Der Ausdruck „Warmumformung” ist ein sogenanntes Heißpressverfahren. Wenn der kaltumgeformte Körper unter Verwendung eines Heißpressverfahrens heiß gepresst wird, verschwinden die in dem kaltumgeformten Körper verbleibenden Poren, um eine Verdichtung des kaltgeformten Körpers zu erzielen.
Die Warmumformung, unter Verwendung eines Heißpressverfahrens, wird durch jedes Verfahren durchgeführt, wie ein Verfahren zur vorläufigen Erwärmung des kaltumgeformten Körpers, Einführen des vorläufig erwärmten kaltumgeformten Körpers in eine Form, welche auf eine vorbestimmte Temperatur erwärmt wurde und Pressen des kaltumgeformten Körpers bei einem vorbestimmten Druck für eine vorbestimmte Dauer. Im Folgenden wird die Warmumformung durch dieses Verfahren beschrieben.
Die Bedingungen des Heißpressens werden, basierend auf Zusammensetzung, geforderten Eigenschaften und dergleichen, optimal ausgewählt. Im Allgemeinen können, wenn die Heißpresstemperatur 750°C oder mehr beträgt, die Korngrenzenphasen ausreichend verflüssigt werden, der geformte Körper wird ausreichend verdichtet und Risse treten in dem geformten Körper kaum auf. Wenn, im Gegensatz dazu, die Heißpresstemperatur 850°C oder weniger beträgt, kann einfach verhindert werden, dass die Kristallkörner grob werden, und die magnetischen Eigenschaften können daher verbessert werden.
Das Heißpressen wird bei jedem Druck durchgeführt. Je höher der Druck ist, desto höher ist die Dichte eines zu erhaltenden warmumgeformten Körpers. Die Dichte wird jedoch gesättigt, wenn der Druck einen bestimmten Wert oder mehr erreicht. Daher zeigt sich keine Wirkung, wenn mehr Druck als notwendig ausgeübt wird. Der Heißpressdruck wird basierend auf der Zusammensetzung, Partikelgröße und dergleichen, des Legierungspulvers geeignet ausgewählt.
Die Heißpressdauer ist auch nicht beschränkt. Je länger die Heißpressdauer ist, desto höher wird die Dichte eines zu erhaltenden warmumgeformten Körpers. Die Kristallkörner können jedoch grob werden, wenn die Heizpressdauer länger als notwendig ist. Die Heißpressdauer wird geeignet ausgewählt, basierend auf der Zusammensetzung, Partikelgröße und dergleichen, des Legierungspulvers.
Die Atmosphäre während des Heißpressen ist nicht beschränkt, kann jedoch eine inerte Atmosphäre oder eine reduzierende Atmosphäre sein, um die Oxidation der magnetischen Materialien und eine Abnahme der magnetischen Eigenschaften zu verhindern.

(f) Der heißplastische Bearbeitungsschritt ist ein Schritt, um ein Magnetmaterial durch plastische Verformung des in dem Warmumformungsschritt (e) warmumgeformten Körpers in einer vorbestimmten Form zu erhalten. Der heißplastische Bearbeitungsschritt wird mittels jedes Verfahrens durchgeführt, wird jedoch im Hinblick auf die Produktivität insbesondere bevorzugt durch ein Heißextrusionsverfahren durchgeführt.

Die Arbeitstemperatur ist nicht beschränkt. Im Allgemeinen, wenn die Arbeitstemperatur 750°C oder mehr beträgt, werden die Korngrenzenphasen ausreichend verflüssigt, der geformte Körper wird ausreichend verdichtet und Risse in dem geformten Körper treten kaum auf. Wenn, im Gegensatz dazu, die Arbeitstemperatur 850°C oder weniger beträgt, wird es leicht zu verhindern, dass die Kristallkörner grob werden, und die magnetischen Eigenschaften können daher verbessert werden. Ein Permanentmagnet auf R-T-B Basis mit der gewünschten Zusammensetzung und Form wird erhalten, indem eine Nachbearbeitung nach dem Heißverformungsschritt durchgeführt wird, sofern notwendig.

(g) Der Alterungsschritt ist ein Schritt, bei welchem eine Alterungsbehandlung an dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis, welcher in dem heißplastischen Bearbeitungsschritt (f) erhalten wurde, durchgeführt wird. Die Alterungsbehandlung wird an dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis durchgeführt, indem der erhaltene Permanentmagnet auf R-T-B Basis zum Beispiel nach dem heißplastischen Bearbeitungsschritt auf einer Temperatur gehalten wird, welche niedriger ist als die Temperatur während des heißplastischen Bearbeitungsschritts. Die Alterungsbehandlung kann durchgeführt werden, indem eine Wärmebehandlung in einem Vakuum oder in Anwesenheit eines Inertgases, bei 400°C bis 700°C für 10 Minuten bis 10 Stunden durchgeführt wird. Die Alterungsbehandlung kann mehrfach unter Veränderung der Temperatur, wie notwendig, durchgeführt werden. Solch eine Alterungsbehandlung kann die magnetischen Eigenschaften des Permanentmagneten auf R-T-B Basis verbessern. Bei dem Permanentmagneten auf R-T-B Basis der vorliegenden Erfindung kann die Temperatur während der Alterungsbehandlung in den Bereich von 400°C bis 600°C liegen. In diesem Temperaturbereich werden die Alterungsbehandlungstemperatur und Alterungsbehandlungsdauer, basierend auf Bedingungen, wie Zusammensetzung und Unterschiede zwischen Korngröße und Korngrößenverteilung, geeignet eingestellt. Dies ermöglicht es, dicke Zwei-Korn-Grenzen zu bilden und so eine hohe Koerzitivfeldstärke zu erhalten.

Im Folgenden wird ein Mechanismus beschrieben, wie ein Permanentmagnet auf R-T-B Basis mit magnetischer Anisotropie durch den Warmumformungsschritt und den heißplastischen Bearbeitungsschritt erhalten werden kann.
Das Innere des warmumgeformten Körpers besteht aus Kristallkörnern und Korngrenzphasen. Die Korngrenzenphasen beginnen sich zu verflüssigen, wenn der geformte Körper eine hohe Temperatur während des Warmumformens erfährt. Wenn anschließend die Erwärmungstemperatur noch höher wird, werden die Kristallkörner von den verflüssigten Korngrenzenphasen umgeben. Hierdurch wird es möglich, dass die Kristallkörner rotieren. In diesem Zustand sind die Achsen der leichten Magnetisierung, d. h. die Richtungen der Magnetisierung jedoch unregelmäßig (Ausgleichszustand). D. h. der warmumgeformte Körper weist normalerweise keine magnetische Anisotropie auf.
Nachfolgend wird der erhaltene warmumgeformte Körper der heißplastischen Bearbeitung unterworfen, um plastisch deformiert zu werden und um ein Magnetmaterial mit einer gewünschten Form zu erhalten. Zu diesem Zeitpunkt werden die Kristallkörner in einer Druckrichtung zusammengedrückt und plastisch deformiert und die Achsen der leichten Magnetisierung werden gleichzeitig in der Druckrichtung orientiert. Auf diese Weise wird ein Permanentmagnet auf R-T-B Basis mit magnetischer Anisotropie erhalten.
Im Übrigen ist die vorliegende Erfindung nicht auf die obigen Ausführungsformen beschränkt, sondern kann innerhalb ihres Umfangs verschiedenartig verändert werden.
Beispiele
Im Folgenden wird die Erfindung anhand der Beispiele näher beschrieben, ist jedoch nicht darauf beschränkt.
(Experimentelle Beispiele 1–7)
Zuerst wurden Ausgangsmateriallegierungen hergestellt. Die Ausgangsmaterialien wurden gemischt, um eine Zusammensetzung mit 25,00 Nd – 7,00 Pr – 0,50 Co – 0,50 Ga – 0,20 Al – 0,20 Cu – 1,10 Zr – 0,79 B – Rest Fe (die Werte stellen Masse-% dar) aufzuweisen, geschmolzen und mittels eines Bandgießverfahrens gegossen. Anschließend wurden flockige Ausgangsmateriallegierungen erhalten.
Nachfolgend wurde eine Wasserstoffpulverisierungsbehandlung (Grob-Pulverisierung) durchgeführt, zur Speicherung von Wasserstoff in diesen Ausgangsmateriallegierungen bei Raumtemperatur und zur Dehydrierung bei 400°C für 1 Stunde in einer Ar-Atmosphäre.
Im Übrigen wurde bei den vorliegenden Beispielen jeder Schritt von dieser Wasserstoffpulverisierungsbehandlung bis zum Sintern (Fein-Pulverisierung und Pressen) in einer Inertgasatmosphäre mit einer Sauerstoffkonzentration von weniger als 50 ppm durchgeführt (dies gilt auch für die folgenden experimentellen Beispiele).
Als nächstes wurden 0,15 Masse-% eines Oleinsäureamids als Pulverisierungshilfsmittel zu dem grob pulverisierten Pulver, welches der Wasserstoffpulverisierungsbehandlung unterworfen wurde, zugegeben und nachfolgend eine Fein-Pulverisierung unter Verwendung einer Strahlmühle durchgeführt. Bei der Fein-Pulverisierung wurde eine Partikelgröße des fein pulverisierten Pulver so eingestellt, dass die Hauptphasenkörner des Sintermagnets auf R-T-B Basis eine durchschnittliche Korngröße von 2,0 μm aufwiesen, indem ein Klassifizierungszustand der Strahlmühle eingestellt wurde.
Um eine endgültige Kohlenstoffmenge des Magneten auf R-T-B Basis einzustellen, wurde ein Graphitpulver zu dem erhaltenen fein pulverisierten Pulver zugegeben und vermischt. Die fein pulverisierten Pulver, welche für die experimentellen Beispiele 1–7 verwendet wurden, wurden durch Einstellung einer Zugabemenge des Graphitpulvers in einem Bereich von 0–0,17 Masse-% hergestellt, sodass sich die Kohlenstoffmenge allmählich erhöhte.
Das mit dem Graphitpulver vermischte fein pulverisierten Pulver wurde in eine Pressform eingefüllt, die in einem Elektromagneten angeordnet war, und bei 120 MPa gepresst, während ein Magnetfeld von 1200 kA/m angelegt wurde, wodurch ein Grünkörper erhalten wurde.
Danach wurde der erhaltene Grünkörper gesintert. Der Grünkörper wurde gesintert, indem er für 12 Stunden in einem Vakuum bei 1050°C gehalten und schnell abgekühlt wurde, wodurch ein Sinterkörper (Sintermagnet auf R-T-B Basis) erhalten wurde. Anschließend wurde der erhaltene Sinterkörper einer zweistufigen Alterungsbehandlung unterworfen, die bei 850°C für 1 Stunde und bei 500°C für 1 Stunde durchgeführt wurde (beide in einer Ar Atmosphäre), wodurch jeweils die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 1–7 erhalten wurden.
Tabelle 1 zeigt die Ergebnisse der Zusammensetzungsanalyse in Bezug auf die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 1–7. Hinsichtlich des Gehalts jedes Elements, welches in Tabelle 1 dargestellt ist, wurden die Gehalte an Nd, Pr, Dy, Tb, Fe, Co, Ga, Al, Cu und Zr durch Röntgenfluoreszenzanalyse gemessen, der B-Gehalt wurde durch eine ICP Emissionsanalyse gemessen, der O-Gehalt wurde durch ein Inertgasfusionnichtdispersives Infrarotabsorptionsverfahren gemessen, der C-Gehalt wurde durch Verbrennung in einem Sauerstofffluss-Infrarotabsorptionsverfahren und der N-Gehalt wurde durch ein Inertgasfusion-thermisches Leitfähigkeitsverfahren gemessen. [B] + [C] – [Zr] wurde berechnet, durch konvertieren der Gehalte in Masse-% jedes Elements, welche durch diese Verfahen erhalten wurden, in den Gehalt in Atom-%. Im Übrigen gibt T.RE in den Tabellen eine Summierung der Gehalte von Nd, Pr, Dy und Tb an und stellt einen Gesamtgehalt der Seltenerdmetalle in dem Sintermagneten auf R-T-B Basis dar.
Die in den experimentellen Beispielen 1–7 erhaltenen Sintermagneten auf R-T-B Basis wurden in Bezug auf die durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner untersucht. Die durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner wurde durch eine Korngrößenverteilung berechnet, erhalten durch das Beobachten eines polierten Querschnittes einer Probe unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops und Erfassen dieser Beobachtungswerte in einer Bildanalysesoftware.
Ein B-H Tracer wurde verwendet, um die magnetischen Eigenschaften, der in den experimentellen Beispielen 1–7 erhaltenen Sintermagneten auf R-T-B Basis, zu messen. Die magnetische Restflussdichte Br und die Koerzitivfeldstärke HcJ wurden als die magnetischen Eigenschaften gemessen. Diese Ergebnisse sind auch in der Tabelle 1 dargestellt.
Aus den Auswertungsergebnissen der Zusammensetzungsanalyse und der durchschnittlichen Korngröße der Hauptphasenkörner zeigt sich, dass die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 2–6 Beispielen entsprechen, da sie die Bedingung der vorliegenden Erfindung erfüllen und die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 1 und 7 entsprechen Vergleichsbeispielen, da sie die Bedingungen der vorliegenden Erfindung nicht erfüllen.
Wie in Tabelle 1 dargestellt, wurde bestätigt, dass eine hohe Koerzitivfeldstärke in einem Bereich von 5,0 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,6 erhalten werden konnte, da die Koerzitivfeldstärke der Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 2–6 höher war als die der Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 1 und 7. Des weiteren wurde auch bestätigt, dass die experimentellen Beispiele 3–5, welche 5,2 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,4 erfüllen, eine besonders hohe Koerzitivfeldstärke aufweisen.
(Experimentelle Beispiele 8–13)
Die Ausgangsmaterialien wurden gemischt, so dass Sintermagneten auf R-T-B Basis mit den in Tabelle 2 dargestellten Zusammensetzungen erhalten wurden und Gießen einer Ausgangsmateriallegierung, eine Wasserstoffpulverisierungsbehandlung und eine Fein-Pulverisierung in einer Strahlmühle wurden auf die gleiche Weise wie in dem experimentellen Beispiel 1 in Bezug auf jede Zusammensetzung durchgeführt.
Das durch die Strahlmühle fein pulverisierte Pulver wurde unter Verwendung einer Kugelmühle weiter fein pulverisiert, um ein fein pulverisiertes Pulver herzustellen. Die Pulverisierung mittels Kugelmühle wurde für einen vorbestimmten Zeitraum unter Verwendung von Zirkondioxidkugeln durchgeführt, deren Durchmesser 0,8 mm betrug, und unter Verwendung eines n-Paraffins als ein Lösungsmittel. Die Partikelgröße des fein pulverisierten Pulvers wurde eingestellt, so dass die Hauptphasenkörner des Sintermagneten auf R-T-B Basis eine durchschnittliche Korngröße von ungefähr 1,3 μm aufwiesen, indem die Anzahl an Rotationen während der Pulverisierung und die Pulverisierungsdauer eingestellt wurden.
Das erhaltende fein pulverisierte Pulver wurde in Form einer Aufschlämmung in eine in einem Elektromagneten angeordnete Pressform eingefüllt, und bei 120 MPa gepresst, während ein Magnetfeld von 1200 kA/m angelegt wurde, wodurch ein Grünkörper erhalten wurde.
Nachfolgend wurde der erhaltene Grünkörper gesintert. Der Grünkörper wurde einer Desolvationsbehandlung in einem Vakuum bei 150°C für 2 Stunden unterworfen, kontinuierlich gesintert, indem er nach dem Erhöhen der Temperatur auf 1040°C in dem Vakuum für 12 Stunden gehalten und schnell abgekühlt wurde, wodurch ein Sinterkörper (Sinterkörper auf R-T-B Basis) erhalten wurde. Anschließend wurde der erhaltene Sinterkörper einer zweistufigen Alterungsbehandlung unterworfen, durchgeführt bei 850°C für 1 Stunde und bei 470°C für 1 Stunde (beide in einer Ar-Atmosphäre), wodurch Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 8–13 jeweils erhalten wurden.
Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse der Zusammensetzungsanalyse und die Bewertungsergebnisse der durchschnittlichen Korngröße der Hauptphasenkörner, welche beide auf die gleiche Weise wie in den experimentellen Beispielen 1–7 erhalten wurden, für die Sintermagneten auf R-T-B der experimentellen Beispiele 8–13. Bei dem Sintermagneten auf R-T-B Basis des experimentellen Beispiels 8, welcher 0,50 Masse-% Zr enthielt, wurden Hauptphasenkörner, die anormal zu Körnern mit einer Größe von ungefähr 100 μm gewachsen waren, in dem Sintermagnet bestätigt. Bei dem Sintermagneten auf R-T-B Basis des experimentellen Beispiels 9, welcher 0,65 Masse-% Zr enthielt, wurden Hauptphasenkörner, die zu Körnern mit einer Größe von ungefähr 10 μm gewachsen waren, teilweise bestätigt und es wurde festgestellt, dass der Sintermagnet eine durchschnittliche Korngröße aufwies, die etwas größer war als die der Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 10–13.
Tabelle 2 zeigt auch die Messergebnisse der magnetischen Eigenschaften der Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 8–13. Die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 9–12 entsprechen Beispielen, da sie die Bedingungen der vorliegenden Erfindung erfüllen und die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 8 und 13 entsprechen Vergleichsbeispielen, da sie die Bedingungen der vorliegenden Erfindung nicht erfüllen.
Die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 9–12 wiesen eine Koerzitivfeldstärke auf, die etwas höher war als eine Koerzitivfeldstärke der Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 8 und 13, und daher wurde bestätigt, dass eine höhere Koerzitivfeldstärke in einem Bereich von 5,0 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,6 erhalten wurde. Des Weiteren wurde auch bestätigt, dass die experimentellen Beispiele 10 und 11, welche 5,2 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,4 erfüllten, eine besonders hohe Koerzitivfeldstärke aufwiesen.
(Experimentelle Beispiele 14–20)
Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 14–20 wurden auf die gleiche Weise wie die experimentellen Beispiele 8–13 hergestellt, mit der Ausnahme, dass die Ausgangsmaterialien gemischt wurden, so dass die Sintermagneten auf R-T-B Basis mit den in Tabelle 3 dargestellten Zusammensetzungen erhalten wurden und mit der Ausnahme, dass die Pulverisierungsbedingungen einer Kugelmühle eingestellt wurden, so dass die Hauptphasenkörner des Sintermagneten auf R-T-B Basis eine durchschnittliche Korngröße von ungefähr 1,0 μm aufwiesen.
Tabelle 3 zeigt die Zusammensetzung, durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner und magnetischen Eigenschaften der Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 14–20, die auf die gleiche Weise wie die experimentellen Beispiele 8–13 bewertet wurden. Die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 15–19 entsprechen Beispielen, da sie die Bedingungen der vorliegenden Erfindung erfüllen, und die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 14 und 20 entsprechen Vergleichsbeispielen, da sie die Bedingungen der vorliegenden Erfindung nicht erfüllen.
Die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 15–19 wiesen eine Koerzitivfeldstärke auf, die höher war als eine Koerzitivfeldstärke der Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 14 und 20, und daher wurde bestätigt, dass eine höhere Koerzitivfeldstärke in einem Bereich von 5,0 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,6 erzielt werden konnte. Des Weiteren wurde auch bestätigt, dass die experimentellen Beispiele 17 und 18, welche 5,2 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,4 erfüllen, eine besonders hohe Koerzitivfeldstärke aufwiesen.
(Experimentelle Beispiele 21–24)
Experimente zur Bestätigung der Veränderung der Koerzitivfeldstärke in Bezug auf die durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner wurden durchgeführt. Gießen einer Ausgangsmateriallegierung, eine Wasserstoffpulverisierungsbehandlung und eine feine Pulverisierung durch eine Strahlmühle wurden auf die gleiche Weise wie bei den experimentellen Beispielen 8–13 durchgeführt und eine Fein-Pulverisierung unter Verwendung einer Kugelmühle wurde nachfolgend durchgeführt, um ein fein pulverisiertes Pulver herzustellen. Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 22–24 mit unterschiedlichen durchschnittlichen Korngrößen der Hauptphasenkörner wurden hergestellt, indem die Pulverisierungsbedingungen der Kugelmühle verändert wurden und fein pulverisierte Pulver mit unterschiedlichen Partikelgrößen hergestellt wurden. Des Weiteren wurde auch ein Beispiel, welches der Fein-Pulverisierung in der Kugelmühle nicht unterworfen wurde, sondern nur einer Fein-Pulverisierung mit einer Strahldüse unterworfen wurde, hergestellt (experimentelles Beispiel 21). Die experimentellen Beispiele 21–24 sind Beispiele, die dem Vergleich äquivalenter Zusammensetzungen dienen. Die Kohlenstoffmenge, die schließlich in den Sintermagneten auf R-T-B Basis enthalten war, hängt von einer Partikelgröße des fein pulverisierten Pulvers, pulverisiert mittels der Kugelmühle, ab und daher wurden die experimentellen Beispiele 23 und 24 so eingestellt, dass [B] + [C] – [Zr] = 5,3 erhalten wurde, indem die Zr-Menge in der Ausgangsmaterialmischung erhöht wurde. Im Übrigen konnte in den vorliegenden Experimenten die Partikelgröße des fein pulverisierten Pulvers nicht auf ein bestimmtes Maß oder weniger verringert werden, auch wenn die Pulverisierungsbedingungen der Kugelmühle verändert wurden und daher konnte ein Sintermagnet auf R-T-B Basis, dessen durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner weniger als 0,8 μm betrug, nicht hergestellt werden.
Tabelle 4 zeigt die Zusammensetzung, durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner und magnetischen Eigenschaften der Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 21–24, die auf die gleiche Weise wie die experimentellen Beispiele 8–13 bewertet wurden. Die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 22–24 entsprechend Beispielen, da sie die Bedingungen der vorliegenden Erfindung erfüllen und der Sintermagnet auf R-T-B Basis des experimentellen Beispiels 21 entspricht einem Vergleichsbeispiel, da er die Bedingungen der vorliegenden Erfindung nicht erfüllt.
Im Vergleich der Zusammensetzungsbedingungen für [B] + [C] – [Zr] = 5,3, wurde bestätigt, dass die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 22–24, deren durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner 2,8 μm oder weniger betrug, eine höhere Koerzitivfeldstärke aufwiesen als die Koerzitivfeldstärke des experimentellen Beispiels 21, dessen durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner 3,6 μm betrug.
(Experimentelle Beispiele 25–30)
Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 25–30 wurden auf die gleiche Weise wie die experimentellen Beispiele 8–13 hergestellt mit der Ausnahme, dass die Ausgangsmaterialien gemischt wurden, so dass die Sintermagneten auf R-T-B Basis mit dem in Tabelle 5 dargestellten Zusammensetzungen erhalten wurden und mit der Ausnahme, dass die Pulverisierungsbedingungen einer Kugelmühle so eingestellt wurden, so dass die Hauptphasenkörner des Sintermagneten auf R-T-B Basis eine durchschnittliche Korngröße von ungefähr 1,5 μm aufwiesen.
Tabelle 5 zeigt die Zusammensetzung, durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner und magnetischen Eigenschaften der Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 25–30, die auf die gleiche Weise wie die experimentellen Beispiele 8–13 bewertet wurden. Die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 26 und 29 entsprechen Beispielen, da sie die Bedingungen der vorliegenden Erfindung erfüllen und die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 25, 27, 28 und 30 entsprechen Vergleichsbeispielen, da sie die Bedingungen der vorliegenden Erfindung nicht erfüllen.
Es wurde bestätigt, dass eine hohe Koerzitivfeldstärke in dem Bereich von 5,0 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,6 erzielt werden kann, auch in dem Fall einer Zusammensetzung, welche etwas Dy und Tb enthält, wie in den vorliegenden experimentellen Beispiele.
(Experimentelle Beispiele 31–36)
Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 31–36 wurden auf die gleiche Weise wie die experimentellen Beispiele 8–13 hergestellt, mit der Ausnahme, dass die Ausgangsmaterialien vermischt wurden, so dass die Sintermagneten auf R-T-B Basis mit dem in Tabelle 6 dargestellten Zusammensetzungen erhalten wurden und mit der Ausnahme, dass die Pulverisierungsbedingungen einer Kugelmühle eingestellt wurden. Bei den experimentellen Beispielen 31–33 wurden die Pulverisierungsbedingungen einer Kugelmühle so eingestellt, dass die Hauptphasenkörner des Sintermagneten auf R-T-B Basis eine durchschnittliche Korngröße von ungefähr 0,8 μm aufwiesen. Bei den experimentellen Beispielen 34–36 wurden die Pulverisierungsbedingungen einer Kugelmühle so eingestellt, dass die Hauptphasenkörner des Sintermagneten auf R-T-B Basis eine durchschnittliche Korngröße von ungefähr 1,0 μm aufwiesen.
Tabelle 6 zeigt die Zusammensetzung, durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner und magnetischen Eigenschaften der Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 31–36, die auf die gleiche Weise wie die experimentellen Beispiele 8–13 bewertet wurden. Die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 32 und 35 entsprechen Beispielen, da sie die Bedingungen der vorliegenden Erfindung erfüllen und die Sintermagneten auf R-T-B Basis der experimentellen Beispiele 31, 33, 34 und 36 entsprechen Vergleichsbeispielen, da sie die Bedingungen der vorliegenden Erfindung nicht erfüllen.
Des Weiteren wurde bei den vorliegenden experimentellen Beispielen bestätigt, dass eine hohe Koerzitivfeldstärke in dem Bereich von 5,0 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,6 erzielt wurde
Bezugszeichenliste

4: Hauptphasenkorn
6: Korngrenze
100: Sintermagnet auf R-T-B Basis

ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
Zitierte Patentliteratur

JP 2013-216965 A [0010]
WO 2014/157448 [0010]
WO 2009/122709 [0010]
JP 2006-295140 A [0010]

Claims

Permanentmagnet auf R-T-B Basis, umfassend Hauptphasenkörner bestehend aus einer R₂T₁₄B Verbindung, wobei R ein Seltenerdmetall ist, T ein oder mehre Eisengruppenelemente ist, im Wesentlichen umfassend Fe oder Fe und Co, und B Bor ist, eine durchschnittliche Korngröße der Hauptphasenkörner 0,8 μm oder mehr und 2,8 μm oder weniger beträgt, der Permanentmagnet auf R-T-B Basis wenigstens C und Zr, zusätzlich zu R, T und B, enthält, B mit 0,75 Masse-% oder mehr und 0,88 Masse-% oder weniger enthalten ist, Zr mit 0,65 Masse-% oder mehr und 5,00 Masse-% oder weniger enthalten ist und eine Formel (1) 5,0 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,6 erfüllt ist, wenn [B] ein B-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-%, [C] ein C-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-%, und [Zr] ein Zr-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-%.
Permanentmagnet auf R-T-B Basis nach Anspruch 1, wobei eine Formel (2) 5,2 ≦ [B] + [C] – [Zr] ≦ 5,4 erfüllt ist, wenn [B] ein B-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-%, [C] ein C-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-%, und [Zr] ein Zr-Gehalt ist, dargestellt durch Atom-%.
Permanentmagnet auf R-T-B Basis nach Anspruch 1 oder 2, wobei R mit 25 Masse-% oder mehr und 36 Masse-% oder weniger enthalten ist.
Permanentmagnet auf R-T-B Basis nach einem der Ansprüche 1–3, wobei Co mit 0,3 Masse-% oder mehr und 4,0 Masse-% oder weniger enthalten ist.
Permanentmagnet auf R-T-B Basis nach einem der Ansprüche 1–4, wobei C mit 0,1 Masse-% oder mehr und 0,3 Masse-% oder weniger enthalten ist.
Permanentmagnet auf R-T-B Basis nach einem der Ansprüche 1–5, des Weiteren umfassend Ga, wobei Ga mit 0,2 Masse-% oder mehr und 1,5 Masse-% oder weniger enthalten ist.
Permanentmagnet auf R-T-B Basis nach einem der Ansprüche 1–6, des Weiteren umfassend Cu, wobei Cu mit 0,05 Masse-% oder mehr und 1,5 Masse-% oder weniger enthalten ist.
Permanentmagnet auf R-T-B Basis nach einem der Ansprüche 1–7, des Weiteren umfassend Al, wobei Al mit 0,03 Masse-% oder mehr und 0,6 Masse-% oder weniger enthalten ist.
Permanentmagnet auf R-T-B Basis nach einem der Ansprüche 1–8, des Weiteren umfassend O, wobei O mit 0,05 Masse-% oder mehr und 0,5 Masse-% oder weniger enthalten ist.
Permanentmagnet auf R-T-B Basis nach einem der Ansprüche 1–9, des Weiteren umfassend N, wobei N mit 0,01 Masse-% oder mehr und 0,2 Masse-% oder weniger enthalten ist.
Permanentmagnet auf R-T-B Basis nach einem der Ansprüche 1–10, wobei ein schweres Seltenerdmetall mit 1 Masse-% oder weniger (einschließlich 0 Masse-%) enthalten ist.
Permanentmagnet auf R-T-B Basis nach einem der Ansprüche 1–11, wobei B mit 0,78 Masse-% oder mehr und 0,84 Masse-% oder weniger enthalten ist.
Permanentmagnet auf R-T-B Basis nach einem der Ansprüche 1–12, wobei Zr mit 0,65 Masse-% oder mehr und 2,50 Masse-% oder weniger enthalten ist.