DE10296960T5

DE10296960T5 - Seltenerdmetall-Magnet und Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE10296960T5
Application number: DE10296960T
Authority: DE
Inventors: Hiroyuki Hirakata Tomizawa; Yuji Uji Kaneko
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2001-06-22
Filing date: 2002-06-19
Publication date: 2004-04-22
Also published as: JP3909707B2; US7258751B2; CN1460270A; US20070261766A1; JPWO2003001541A1; US20040163737A1; US7867343B2; CN100414650C; WO2003001541A1

Abstract

R-T-Q Seltenerdmetall-Permanenmagnet, der eine R₂T₁₄Q-Phase (worin R für ein Element der Seltenen Erden, T für ein Übergangsmetallelement und Q für mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus B, C, N, Al, Si und P, stehen) als eine Hauptphase enthält, wobei das Element der Seltenen Erden mindestens eine Art des Elements R_L, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Nd und Pr, und mindestens eine Art des Elements R_H, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Dy, Tb und Ho, enthält und das Element R_H 10 Atom-% oder mehr der Gesamtmenge des darin enthaltenen Elements der Seltenen Erden ausmacht und der Molmengenanteil des Elements R_H, der in der R₂T₁₄Q-Phase enthalten ist, größer ist als der Molmengenanteil des Elements R_H in der Gesamtmenge des darin enthaltenen Elements der Seltenen Erden.

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf einen Seltenerdmetall-Magneten und auf ein Verfahren zu seiner Herstellung.
Technischer Hintergrund
Derzeit werden zwei Arten von Seltenerdmetall-Magneten, ein Magnet auf Samarium/Kobalt-Basis und ein Magnet auf Neodym/Eisen/Bor-Basis in großem Umfang auf verschiedenen Gebieten verwendet. Der Magnet auf Neodym/Eisen/Bor-Basis weist das höchste magnetische Energieprodukt unter verschiedenen Arten von Magneten auf und sein Preis ist verhältnismäßig niedrig, sodass der Magnet auf Neodym/Eisen/Bor-Basis in verschiedenen elektronischen Apparaturen in der Praxis verwendet wird.
Der Magnet auf Neodym/Eisen/Bor-Basis ist ein Magnet, der als eine Hauptphase Nd₂Fe₁₄B-Kristalle aufweist, und in einigen Fällen wird der Magnet allgemeiner als "R-T-B-Magnet" bezeichnet. In der vorliegenden Anmeldung steht R für ein Element der Seltenen Erden (ein Seltenerdmetall) und/oder Y (Yttrium), T steht hauptsächlich für Fe und ein Übergangsmetall, dargestellt durch Ni und Co, und B steht für Bor. Ein Teil des B kann durch ein Element, wie z.B. C, N, Al, Si und/oder P, ersetzt sein, so dass in der vorliegenden Beschreibung dieses mindestens eine Element, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus B, C, N, Al, Si und P, mit der Abkürzung "Q" bezeichnet wird, und ein Seltenerdmetall-Magnet, der als "Magnet auf Neodym/Eisen/Bor-Basis" bezeichnet wird, wird allgemein als "ein R-T-Q-Seltenerdmetall-Magnet" bezeichnet. In dem R-T-Q-Seltenerdmetall-Magneten stellen R₂T₁₄Q-Kristallkörner eine Hauptphase dar.
Ein Pulver aus einem Legierungsmaterial für den R-T-Q-Seltenerdmetall-Magneten wird häufig hergestellt nach einem Verfahren, das umfasst eine erste Pulverisierungsstufe, in der das Legierungsmaterial grob pulverisiert wird, und eine zweite Pulverisierungsstufe, in der das Legierungsmaterial fein pulverisiert wird. So wird beispielsweise in der ersten Pulverisierungsstufe das Legierungsmaterial grob pulverisiert bis zu einer Teilchengröße von einigen Hundert μm oder weniger durch Wasserstoft-Dekrepitation. Danach wird in der zweiten Pulverisierungsstufe das grob pulverisierte Legierungsmaterial (das grob pulverisierte Pulver) fein pulverisiert bis zu einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von mehreren μm unter Verwendung einer Strahlmühlen-Pulverisierungsvorrichtung oder dgl.
Es gibt zwei generelle Arten von Verfahren zur Herstellung eines Legierungsmaterials für einen Magneten. Das erste Verfahren ist ein Ingot (Barren bzw. Rohblock)-Gießverfahren, bei dem eine geschmolzene Legierung einer vorgegebenen Zusammensetzung in eine Gießform eingeführt und verhältnismäßig langsam abgekühlt wird. Das zweite Verfahren ist ein schnelles Verfestigungsverfahren, dargestellt durch ein Bandgießverfahren, ein Schleudergießverfahren oder dgl., bei dem eine geschmolzene Legierung einer vorgegebenen Zusammensetzung mit einer Einzelwalzen-, Doppelwalzen-, rotierenden Scheiben-, rotierenden Zylinder-Gießform oder dgl. in Kontakt gebracht und schnell abgekühlt wird, sodass eine erstarrte Legierung erhalten wird, die dünner ist als ein Legierungsingot, der aus der geschmolzenen Legierung hergestellt worden ist.
Im Falle des schnellen Verfestigungsverfahrens liegt die Abkühlungsgeschwindigkeit der geschmolzenen Legierung in dem Bereich von beispielsweise nicht weniger als 10¹°C/s bis nicht mehr als 10⁴°C/s. Die Dicke der abgeschreckten Legierung, die nach dem schnellen Erstarrungsverfahren hergestellt worden ist, liegt in dem Bereich von nicht weniger als 0,03 mm bis nicht mehr als 10 mm. Bei der geschmolzenen Legierung wird eine Oberfläche derselben, die mit einer Kühlwalze (einer Walzenkontaktfläche) in Kontakt gebracht wird, nacheinander verfestigt. Auf diese Weise wachsen Kristalle zu einer säulenförmigen Gestalt (nadelförmigen Gestalt), ausgehend von der Walzenkontaktoberfläche in Richtung der Dicke. Als Ergebnis erhält man eine schnell erstarrte Legierung mit einer feinen Kristallstruktur, beispielsweise einer R₂T₁₄Q-Kristallphase, die eine Größe der kurzen Achse von nicht weniger als 3 μm und nicht mehr als 10 μm und eine Größe der langen Achse von nicht weniger als 10 μm und nicht mehr als 300 μm aufweist, sowie eine R-reiche Phase (eine Phase, in der die Konzentration des Seltenerdmetallelements R verhältnismäßig hoch ist), die in dispergierter Form an der Korngrenze der R₂T₁₄Q-Kristallphase vorliegt.
Die R-reiche Phase ist eine nicht-magnetische Phase, in der die Konzentration des Seltenerdmetallelements R verhältnismäßig hoch ist, und deren Dicke (die der Breite des Korngrenzbereiches entspricht), 10 μm oder weniger beträgt.
Die schnell erstarrte Legierung wird innerhalb einer verhältnismäßig kurzen Zeit abgekühlt, sodass die Struktur fein wird und die Kristallkorngröße gering ist, verglichen mit einer Legierung (einer Ingot-Legierung), die (der) durch Anwendung eines konventionellen Ingotgießverfahrens (Formgießverfahrens) hergestellt worden ist. Außerdem ist die Größe des Korngrenzenbereiches groß, weil die Kristallkörner fein dispergiert sind, und die R-reiche Phase weist eine verbesserte Dispersion auf, weil die R-reiche Phase in dem Korngrenzbereich dünn verteilt ist, sodass der Sintergrad verbessert ist. Daher wird für den Fall, dass ein R-T-Q-Seltenerdmetall-Sintermagnet mit verbesserten Eigenschaften hergestellt werden soll, die schnell erstarrte Legierung als Ausgangsmaterial (Werkstoff) verwendet.
Für den Fall, dass Wasserstoffgas in einer Seltenerdmetalllegierung (insbesondere in einer abgeschreckten Legierung) eingeschlossen ist und die grobe Pulverisierung durch Anwendung eines so genannten Wasserstoff-Pulverisierungsverfahrens durchgeführt wird (in der vorliegenden Beschreibung wird ein solches Pulverisierungsverfahren als "Wasserstoff-Dekrepitationsverfahren" bezeichnet), reagiert eine an der Korngrenze angeordnete R-reiche Phase mit Wasserstoff und dehnt sich aus, sodass Risse entstehen können in dem Abschnitt der R-reichen Phase (in dem Korngrenzen-Abschnitt). Daher tritt häufig eine R-reiche Phase in einer Kornoberfläche des Pulvers auf, das durch Wasserstoffpulverisierung der Seltenerdmetalllegierung erhalten wurde. Im Falle der schnell erstarrten Legierung wird die R-reiche Phase feiner gemacht und die Dispergierbarkeit ist hoch, sodass die R-reiche Phase insbesondere an der Oberfläche des Pulvers freigelegt wird, das durch Wasserstoffpulverisierung erhalten wurde.
Das vorstehend beschriebene Pulverisierungsverfahren durch Anwendung der Wasserstoff-Dekrepitation ist in der US-Patentanmeldung Nr. 09/503 738 beschrieben, auf deren Inhalt hier Bezug genommen wird. Es handelt sich dabei um ein bekanntes Verfahren zur Erhöhung der Koerzitivkraft eines solchen R-T-Q-Seltenerdmetall-Magneten, in dem Dy, Tb und/oder Ho einen Teil des Seltenerdmetallelements R ersetzt (ersetzen). In dieser Beschreibung wird mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Dy, Tb und Ho, mit R_H bezeichnet.
Das Element R_H, das einem Legierungsmaterial für einen R-T-Q-Seltenerdmetall-Magneten zugesetzt wird, liegt jedoch nach dem schnellen Verfestigen einer ge- schmolzenen Legierung nicht nur gleichförmig in einer R₂T₁₄Q-Phase als eine Hauptphase, sondern auch in einer Korngrenzenphase vor. Das Element R, das in der Korngrenzenphase vorliegt, führt zu dem Problem, dass das Element R_H nicht zur Erhöhung der Koerzitivkraft beiträgt.
Ein weiteres Problem besteht darin, dass durch das Vorhandensein einer Menge des Elements R_H in dem Korngrenzenbereich der Sintergrad beeinträchtigt (verschlechtert) wird. Das Problem ist schwerwiegend, wenn der Mengenanteil des Elements R_H in dem Legierungsmaterial 1,5 Atom-% oder mehr beträgt, und das Problem ist bemerkenswert für den Fall, dass der Mengenanteil 2,0 Atom-% oder mehr beträgt.
Der Korngrenzenphasenabschnitt der schnell erstarrten Legierung wird leicht in ein superfeines Pulver (Teilchendurchmesser 1 μm oder weniger) überführt durch das Wasserstoff-Dekrepitationsverfahren und das Feinpulverisierungsverfahren. Selbst wenn der Anteil nicht in ein feines Pulver überführt wird, kann leicht eine freiliegende Pulveroberfläche erzeugt werden. Ein solches superfeines Pulver kann leicht Probleme in Bezug auf die Oxidation und die Entzündung hervorrufen und das Sintern in nachteiliger Weise beeinflussen, sodass das superfeine Pulver während des Polymerisationsverfahrens entfernt wird. Das an der Oberfläche eines Pulverkorns mit einem Teilchendurchmesser von 1 μm oder mehr freiliegende Seltenerdmetall wird leicht oxidiert. Außerdem wird das Element R_H leicht oxidiert, verglichen mit Nd und Pr, sodass das Element R_H, das in der Korngrenzenphase der Legierung vorliegt, ein stabiles Oxid bildet und das Seltenerdmetall R als Hauptphase nicht ersetzt. Auf diese Weise wird leicht ein segregierter Zustand in der Korngrenzenphase aufrechterhalten.
Wie vorstehend beschrieben, besteht ein Problem darin, dass von dem Element R_H in der abgeschreckten Legierung der Teil, der in der Korngrenzenphase vorliegt, nicht effektiv ausgenutzt wird zur Verbesserung der Koerzitivkraft. Das Element R_H ist ein Element der Seltenen Erden und es ist teuer. Aus diesen Gründen ist es im Hinblick auf die wirksame Ausnutzung der Ressourcen und die Herabsetzung der Herstellungskosten dringend erforderlich, dass die oben genannte Verschwendung vermieden wird.
In der offengelegten japanischen Patentpublikation Nr. 61-253 805 ist ein Verfahren beschrieben, bei dem Dy in Form eines Oxids zugesetzt wird und das Dy in einer Oberfläche der Hauptphase während des Sinterns dispergiert wird, sodass mit einer geringen Menge Dy eine hohe Koerzitivkraft erzielt werden kann. Bei diesem Verfahren verbleibt jedoch ein Dy-Oxid, das nicht zur Koerzitivkraft beiträgt, in der Korngrenzenphasen, sodass die Verwendungsmenge an Dy nicht ausreichend verringert werden kann.
In der offengelegten japanischen Patentpublikation Nr. 3-236 202 ist ein Verfahren beschrieben, bei dem Sn zusätzlich zu Dy zugegeben wird, sodass Dy, das in der Korngrenzenphase vorliegt, in der Hauptphase konzentriert ist. Bei dem Verfahren tritt jedoch das Problem auf, dass der vorhandene Anteil an Hauptphase verringert wird durch die Anwesenheit von Sn, das nicht zu den magnetischen Eigenschaften beiträgt, wodurch die Sättigungsmagnetisierung herabgesetzt wird. Außerdem verbleibt Dy in der Korngrenzenphase in Form eines Oxids, sodass der Effekt, dass Dy in der Hauptphase konzentriert ist, gering ist.
Üblicherweise wird ein Verfahren vorgeschlagen, bei dem die Koerzitivkraft verbessert wird durch Zugabe von Al, Cu, Cr, Ga, Nb, Mo, V oder dgl., ohne dass irgendein schweres Element der Seltenen Erden, wie z.B. Dy, Tb oder Ho, verwendet wird. Die Zugabe eines der Elemente führt jedoch zur Entstehung einer Phase, die nicht zu den magnetischen Eigenschaften beiträgt, sodass das Problem besteht, dass die Sättigungsmagnetisierung verringert wird oder die Magnetisierung der Hauptphase verringert wird.
In der oftengelegten japanischen Patentpublikation Nr. 5-33 076 ist ein Verfahren beschrieben, bei dem die thermische Behandlung bei Temperaturen von nicht weniger als 400°C und nicht höher als 900°C für einen Legierungs-Gussblock durchgeführt wird, sodass die Hauptphasen-Kristalle in einer spezifischen Richtung ausgerichtet sind.
In der offengelegten japanischen Patentpublikation Nr. 8-264 363 ist ein Verfahren beschrieben, bei dem nach der thermischen Behandlung bei Temperaturen von nicht weniger als 800°C und nicht höher als 1100°C einer Legierung, die nach einem Bandgießverfahren hergestellt worden ist, die Kornverteilung nach der Pulverisierung verbessert wird, sodass die magnetischen Eigenschaften verbessert werden. Wenn jedoch die thermische Behandlung bei diesen Temperaturen durchgeführt wird, geht die Feinstruktur, die ein Vorteil des Bandgießverfahrens ist, verloren, sodass die Koerzitivkraft abnimmt für den Fall, dass die Kornverteilung des Pulvers die gleiche ist. Es wird angenommen, dass auch der Grad der Sinterung verschlechtert wird.
In der offengelegten japanischen Patentpublikation Nr. 10-36 949 ist ein Verfahren beschrieben, bei dem dann, wenn eine geschmolzene Legierung nach dem Bandgießverfahren abgekühlt wird, die Abkühlungsgeschwindigkeit auf 1°C/min oder weniger begrenzt wird in dem Temperaturbereich, in dem die Legierungstemperatur von 800 auf 600 °C abnimmt, um so eine langsame Abkühlung durchzuführen. Bei diesem Verfahren nimmt der Anteil der Hauptphase zu und die Restmagnetisierung des Sintermagneten wird verbessert. Eine Verbesserung der Koerzitivkraft ist darin jedoch nicht angegeben.
Bei den Versuchen der Erfinder wurde gefunden, dass insbesondere dann, wenn eine schnell erstarrte Legierung durch schnelles Verfestigen einer geschmolzenen Legierung hergestellt wurde, ein großer Anteil derselben in der Korngrenzenphase vorhanden war. Es wird angenommen, dass das Phänomen auftritt, weil das Verfahren zur Erstarrung (Verfestigung) der geschmolzenen Legierung beendet ist, bevor der Element R_H in eine Gitterposition (Gitterstelle) des Seltenerdmetalls R in der Hauptphase eingerückt ist. Wenn daher das Wasserstoff Dekrepitationsverfahren durchgeführt wird, bevor die schnell erstarrte Legierung, die nach dem Bandgießverfahren oder dgl. hergestellt worden ist, fein pulverisiert worden ist, geht eine Menge des Elements R_H, das in der Korngrenzenphase vorliegt, als Abfall verloren. Es besteht daher das Problem, dass der Ausnutzungswirkungsgrad des Elements R_H weiter abnimmt. Außerdem nimmt der Grad der Sinterung ab, wenn das Element R_H, das in der Legierung in der Korngrenzenphase vorliegt, zunimmt, sodass es erforderlich ist, die Sintertemperatur zu erhöhen.
Die vorliegende Erfindung wurde entwickelt im Hinblick auf den oben genannten Stand der Technik. Ein Hauptziel der vorliegenden Erfindung besteht darin, einen R-Fe-Q-Seltenerdmetall-Magneten bereitzustellen, der eine wirksam verbesserte Koerzitivkraft aufweist, während gleichzeitig Dy, Tb und Ho wirksam ausgenutzt werden.
Ein weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung besteht darin, ein Verfahren zur Herstellung eines Legierungsmaterials für einen R-Fe-Q-Seltenerdmetall-Magneten und ei nes Pulvers davon sowie ein Verfahren zur Herstellung eines Sintermagneten unter Verwendung des Legierungspulvers zur Verfügung zu stellen.
Beschreibung der Erfindung
Der erfindungsgemäße Seltenerdmetall-Permanentmagnet ist ein Seltenerdmetall-Permanentmagnet, der eine R₂T₁₄Q-Phase (R steht für ein Element der Seltenen Erden, T steht für ein Übergangsmetallelement und Q steht für mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus B, C, N, Al, Si und P) als eine Hauptphase enthält, wobei das Seltenerdmetallelement mindestens eine Art eines Elements R_L, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Nd und Pr, und mindestens eine Art eines Elements R_H, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Dy, Tb und Ho, enthält, wobei das Element R_H 10 Atom-% oder mehr der Gesamtmenge des darin enthaltenen Elements der Seltenen Erden ausmacht und der Molmengenanteil des Elements R_H, der in der R₂T₁₄Q-Phase enthalten ist, größer ist als der Molmengenanteil des Elements R_H in der Gesamtmenge des darin enthaltenen Elements der Seltenen Erden.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform beträgt der Molmengenanteil des Elements R_H, das in der R₂T₁₄Q-Phase enthalten ist, mehr als das 1,1-fache des Molmengenanteils des Elements R_H, das insgesamt in dem Element der Seltenen Erden enthalten ist.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform beträgt das Element der Seltenen Erden R 11 Atom-% oder mehr und 17 Atom-% oder weniger der Gesamtmenge, das Übergangsmetallelement T beträgt 75 Atom-% oder mehr und 84 Atom-% oder weniger der Gesamtmenge und das Element Q beträgt 5 Atom-% oder mehr und 8 Atom-% oder weniger der Gesamtmenge.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform enthält der Seltenerdmetallpermanentmagnet außerdem mindestens ein Zusatzelement M, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, In, Sn, Hf, Ta, W und Pb.
Das Legierungsmaterial für einen erfindungsgemäßen R-T-Q-Seltenerdmetall-Permanentmagneten ist ein Legierungsmaterial für den R-T-Q-Seltenerdmetall-Permanentmagneten, der eine R₂T₁₄Q-Phase (R steht für ein Element der Seltenen Erden, T steht für ein Übergangsmetallelement und Q steht für mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus B, C, N, Al, Si und P) als eine Hauptphase enthält, wobei das Element der Seltenen Erden mindestens eine Art des Elements R_L, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Nd und Pr, und mindestens eine Art des Elements R_H, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Dy, Tb und Ho, enthält, wobei die R₂T₁₄Q-Phase ein nadelförmiger Kristall mit einer Größe ist, der in Richtung der kurzen Achse eine Länge von nicht weniger als 3 μm und nicht mehr als 10 μm hat und eine Größe in Richtung der langen Achse von nicht weniger als 10 μm und nicht mehr als 300 μm hat, wobei das Element R_H 10 Atom-% oder mehr der Gesamtmenge des darin enthaltenen Elements der Seltenen Erden ausmacht, und die Konzentration des Elements R_H in der R₂T₁₄Q-Phase höher ist als die Konzentration des Elements R_H in anderen Phasen als der R₂T₁₄Q-Phase. Das Legierungsmaterial enthält vorzugsweise die R₂T₁₄Q-Phase in einer Menge von 80 Vol.-% oder mehr.
Das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren ist ein Verfahren zur Herstellung eines Legierungsmaterials für einen R-T-Q Seltenerdmetall-Magneten, das umfasst: eine Stufe zur Herstellung einer geschmolzenen Legierung aus einer R-T-Q-Seltenerdmetalllegierung (worin R steht für ein Element der Seltenen Erden, T steht für ein Übergangsmetallelement und Q steht für mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus B, C, N, Al, Si und P), wobei das Element der Seltenen Erden R mindestens eine Art des Elements R_L, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Nd und Pr, und mindestens eine Art des Elements R_H, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Dy, Tb und Ho, enthält; eine Abkühlungsstufe zum schnellen Verfestigen der geschmolzenen Legierung, wodurch eine schnell erstarrte Legierung entsteht; und eine thermische Behandlungsstufe, in der die abgeschreckte und erstarrte Legierung für eine Zeitspanne von nicht weniger als 5 min und nicht länger als 12 h bei einer Temperatur in dem Bereich von 400°C oder höher und niedriger als 800°C gehalten wird.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform umfasst die Abkühlungsstufe die Abkühlung der geschmolzenen Legierung unter Verwendung einer rotierenden Kühlwalze.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform umfasst die Abkühlungsstufe das Abkühlen der geschmolzenen Legierung mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von nicht weniger als 10¹°C/s und nicht mehr als 10⁴°C/s.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform wird die Abkühlungsstufe durch Anwendung eines Bandgießverfahrens durchgeführt.
Bei dem erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren handelt es sich um ein Verfahren zur Herstellung eines Legierungsmaterialpulvers für einen R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten, das die Stufen umfasst: Versprödung eines Legierungsmaterials für den Seltenerdmetallmagneten auf R-T-Q-Basis, der unter Anwendung des vorstehend beschriebenen Herstellungsverfahrens durch Wasserstoff-Dekrepitation hergestellt worden ist; und das Pulverisieren des versprödeten Legierungsmaterials für den Seltenerdmetallmagneten auf R-T-Q-Basis.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform wird in der Stufe der Pulverisierung des R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten die Feinpulverisierung des R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten durchgeführt unter Verwendung eines Hochgeschwindigkeitsstromes aus einem inerten Gas.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform wird die Konzentration des Sauerstoffs auf einen Wert von nicht weniger als 0,05 Vol.-% und nicht höher als 3 Vol.-% eingestellt.
Das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren ist ein Verfahren zur Herstellung eines Sintermagneten, das die Stufen umfasst: Herstellung eines Presslings aus dem Legierungsmaterialpulver für den R-T-Q-Seltenerdmetall-Magneten, der nach dem vorstehend beschriebenen Verfahren hergestellt worden ist; und Sintern des Presslings.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform besteht das Legierungsmaterialpulver für den R-T-Q-Seltenerdmetall-Magneten aus einer Vielzahl von Arten von Legierungsmaterialpulvern, die unterschiedliche Gehalte des Seltenerdmetallelements R aufweisen.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 stellt ein schematisches Diagramm dar, das eine Struktur einer schnell erstarrten Legierung (Legierung A) erläutert;
2 stellt ein schematisches Diagramm dar, das eine Struktur einer Ingot-Legierung (Legierung B) erläutert;
3 stellt ein schematisches Diagramm dar, das eine Legierungsstruktur erläutert, die entsteht, nachdem eine 1-stündige thermische Behandlung bei 600°C mit der abgeschreckten Legierung (Legierung A) in einer Ar-Atmosphäre durchgeführt worden ist;
4 stellt ein Diagramm dar, das eine Legierungsstruktur erläutert, nachdem eine 1-stündige thermische Behandlung bei 600°C mit der Ingot-Legierung (Legierung B) in einer Ar-Atmosphäre durchgeführt worden ist;
5 stellt ein Diagramm dar, das eine Legierungsstruktur erläutert, nachdem eine 1-stündige thermische Behandlung bei 800°C mit der abgeschreckten Legierung (Legierung A) in einer Ar-Atmosphäre durchgeführt worden ist;
6 stellt ein Diagramm dar, das die Struktur eines Sintermagneten erläutert, der aus einem Pulver der schnell erstarrten Legierung (Legierung A) hergestellt wurde, das einer 1-stündigen Wärmebehandlung bei 600°C unterworfen worden ist; und
7 stellt ein Diagramm dar, das die Struktur eines Sintermagneten als Vergleichsbeispiel erläutert, der aus dem Pulver der schnell erstarrten Legierung (Legierung A) hergestellt worden ist, bei dem die 1-stündige thermische Behandlung bei 600°C weggelassen wurde.
Beste Art der Durchführung der Erfindung
Erfindungsgemäß wird zuerst eine geschmolzene Legierung aus einer R-T-Q-Sel- tenerdmetalllegierung (R steht für ein Element der Seltenen Erden, T steht für ein Übergangsmetallelement und Q steht für mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus B, C, N, Al, Si und P) hergestellt. Die R-T-Q-Seltenerdmetalllegierung enthält als Element der Seltenen Erden R mindestens eine Art des Elements R_L, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht Nd und Pr, und mindestens eine Art des Elements R_H, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Dy, Tb und Ho. Danach wird die geschmolzene Legierung mit der vorstehend angegebenen Zusammensetzung schnell abgekühlt zur Herstellung einer schnell erstarrten Legierung.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben gefunden, dass das in der Korngrenzenphase der schnell erstarrten Legierung angeordnete Element R_H in die Hauptphase wandert durch Halten der schnell erstarrten Legierung in einem Temperaturbereich von 400°C oder höher und weniger als 800°C für eine Zeitspanne von nicht weniger als 5 min und nicht länger als 12 h, sodass das Element R_H sich in der Hauptphase konzentrieren konnte, und darauf beruht die vorliegende Erfindung.
Nach den von den Erfindern durchgeführten Versuchen ist es, um das Element R_H aus der Korngrenzenphase in die Hauptphase innerhalb eines verhältnismäßig nied rigen Temperaturbereiches von 400°C oder höher und weniger als 800°C zu überführen, erforderlich, dass die Struktur der schnell erstarrten Legierung fein ist. Es ist bevorzugt, dass die schnell erstarrte Legierung, die eine solche Feinstruktur hat, durch Abkühlen einer geschmolzenen Legierung mit einer Geschwindigkeit von nicht weniger als 10¹°C/s und nicht höher als 10⁴°C/s unter Anwendung eines Schnellverfestigungsverfahrens, wie z.B. eines Bandgießverfahrens, hergestellt wird. Besonders bevorzugt beträgt die Schnellverfestigungsgeschwindigkeit 10²°C/s oder mehr. Das Verfahren zur Herstellung einer abgeschreckten Legierung durch Anwendung des Bandgießverfahrens ist in dem US-Patent Nr. 5 383 978 beschrieben, auf dessen Inhalt hier Bezug genommen wird.
Früher hat man versucht, die thermische Behandlung bei hohen Temperaturen für einen langen Zeitraum durchzuführen bei einer Legierung, die nach dem Ingot-Gießverfahren hergestellt worden ist, um so die Menge an unnötigem α-Fe, das in der Legierung vorliegt, zu verringern. Eine Legierung, die nach dem Schnellerstarrungsverfahren, beispielsweise nach dem Bandgießverfahren, hergestellt worden ist, enthält jedoch nahezu kein α-Fe, sodass diese thermische Behandlung nicht erforderlich ist. Außerdem hat die schnell erstarrte Legierung den Vorteil, dass die Kristallstruktur fein ist, verglichen mit der Ingotlegierung. Es bestand daher die allgemeine technische Auffassung, dass die thermische Behandlung, die eine Vergröberung der Kristallstruktur hervorrufen könnte, für eine schnell erstarrte Legierung nicht bevorzugt ist.
Die Erfinder waren jedoch frei von dieser allgemeinen technischen Auffassung und fanden, dass durch eine thermische Behandlung in einem geeigneten Temperaturbereich das in dem Korngrenzenbereich vorliegende Element R_H in der Hauptphase konzentriert werden kann, um so die Koerzitivkraft wirksam zu verbessern.
Bei den von den Erfindern durchgeführten Versuchen zur Verbesserung der Koerzitivkraft wurde gefunden, dass es extrem wichtig ist, die Sauerstoff-Konzentration in der Atmosphäre zu kontrollieren, in der die schnell erstarrte Legierung pulverisiert wurde. Insbesondere dann, wenn das Wasserstoff-Dekrepitationsverfahren vor dem Feinpulverisierungsverfahren durchgeführt wird, wird das Feinpulverisierungsverfahren vorzugsweise in einem inerten Gas durchgeführt, weil der Korngrenzenphasenabschnitt leicht auf der Pulver-Oberfläche freigelegt wird und die Sauerstoff-Konzentration in dem inerten Gas vorzugsweise auf 1 Vol.-% oder weniger eingestellt wird. Wenn die Sauerstoff-Konzentration in dem Atmosphärengas so hoch wird, dass sie 1 Vol.-% übersteigt, werden die Pulverkörner während des Feinpulverisierungsverfahrens oxidiert und ein Teil der Seltenerdmetallelemente wird in unerwünschter Weise verbraucht für die Oxidbildung. Wenn eine Menge von Seltenerdmetalloxiden, die nicht zu den magnetischen Eigenschaften beitragen, in dem Legierungsmaterialpulver für den Seltenerdmetallmagneten gebildet wird, nimmt der vorliegende Mengenanteil der Kristallphase auf Basis von R₂T₁₄Q als Hauptphase ab, sodass die magnetischen Eigenschaften beeinträchtigt (verschlechtert) werden. Außerdem wird in dem Korngrenzenbereich leicht ein Oxid des Elements R_H gebildet, sodass die Konzentration des Elements R_H in der Hauptphase abnimmt.
Diese Feinpulverisierung kann durchgeführt werden unter Verwendung einer Pulverisierungsvorrichtung, wie z.B. einer Strahlmühle, einer Reibmühle oder einer Kugelmühle. Die Pulverisierung mittels einer Strahlmühle ist in der US-Patentanmeldung Nr. 09/851 423 beschrieben, auf deren Inhalt hier Bezug genommen wird.
Nachstehend werden bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung näher beschrieben.
Zuerst wird eine geschmolzene Legierung aus der R-T-Q-Seltenerdmetalllegierung hergestellt. Das Element der Seltenen Erden R enthält mindestens eine Art des Elements R_L, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Nd und Pr, und mindestens eine Art des Elements R_H, ausgewählt aus der Gruppe Dy, Tb und Ho. Um einen ausreichenden Effekt in Bezug auf die Verbesserung der Koerzitivkraft zu erzielen, wird der Molmengenanteil (die Molmenge) des Elements R_H in der Gesamtmenge des Seltenerdmetallelements auf 10% oder mehr eingestellt.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform beträgt der Gehalt des Seltenerdmetallelements R nicht weniger als 11 Atom-% und nicht mehr als 17 Atom-% der Gesamtlegierung. Das Element R_H, das zur Verbesserung der Koerzitivkraft beiträgt, liegt in einer Menge von 10 Atom-% oder mehr der Gesamtmenge des Elements der Seltenen Erden R vor.
Das Übergangsmetallelement T umfasst Fe als eine Hauptkomponente (50 Atom-% oder mehr der Gesamtmenge von T) und der restliche Anteil kann ein Übergangsmetallelement Co und/oder Ni oder dgl. sein. Der Gehalt an dem Übergangsmetallelement T beträgt nicht weniger als 75 Atom-% und nicht mehr als 84 Atom-% der gesamten Legierung.
Das Element Q enthält B als eine Hauptkomponente und es kann mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus C, N, Al, Si und P, enthalten, welches B (Bor) in einer Nd₂Fe₁₄B-Kristallstruktur des tetragonalen Systems ersetzen kann. Der Gehalt an dem Element Q beträgt nicht weniger als 5 Atom-% und nicht mehr als 8 Atom-% der gesamten Legierung.
Zu der Legierung kann zusätzlich zu den oben genannten Hauptelementen mindestens ein Zusatzelement M, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, In, Sn, Hf, Ta, W und Pb, zugegeben werden.
Die geschmolzene Legierung aus dem Legierungsmaterial, das die oben genannte Zusammensetzung hat, wird mit einer Oberfläche einer Kühlwalze einer Bandgießvorrichtung in Kontakt gebracht, um auf diese Weise die geschmolzene Legierung schnell erstarren zu lassen. Ein bevorzugter Bereich der Rotationsgeschwindigkeit (der Oberflächenumfangsgeschwindigkeit) der Kühlwalze beträgt nicht weniger als 0,3 m/s und nicht mehr als 10 m/s. Die geschmolzene Legierung kann daher mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von nicht weniger als 10¹°C/s und nicht höher als 10⁴°C/s abgeschreckt werden.
In der schnell erstarrten Legierung (der Bandguss-Legierung), die auf die vorstehend beschriebene Weise hergestellt worden ist, wird als eine Hauptphase eine R₂T₁₄Q-Phase gebildet (R steht für ein Element der Seltenen Erden, T steht für ein Übergangsmetallelement und Q steht für mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus B, C, N, Al, Si und P). Die R₂T₁₄Q-Phase ist ein nadelförmiger Kristall mit einer Größe in Richtung der kurzen Achse von nicht weniger als 3 μm und nicht mehr als 10 μm und mit einer Größe in Richtung der langen Achse von nicht weniger als 10 μm und nicht mehr als 300 μm. In dem Zustand unmittelbar nach der schnellen Erstarrung (im gegossenen Zustand) hat die Konzentration des Elements R_H in der R₂T₁₄Q-Phase im Wesentlichen den gleichen Wert wie die Konzentration des Elements R_H in den anderen Phasen als der R₂T₁₄Q-Phase (beispielsweise als Korngrenzenphase).
Danach wird bei der schnell erstarrten Legierung, die unter Anwendung des Bandgießverfahrens hergestellt worden ist, eine thermische Behandlung durchgeführt, bei der die Legierung bei Temperaturen in dem Bereich von 400 °C oder höher und weniger als 800 °C für eine Zeitspanne von nicht weniger als 5 min und nicht länger als 12 h gehalten wird. Ein bevorzugter Temperaturbereich für die thermische Behandlung beträgt nicht weniger als 400 °C und nicht mehr als 700 °C und ein besonders bevorzugter Temperaturbereich beträgt nicht weniger als 500 °C und nicht mehr als 650 °C. Die thermische Behandlung wird vorzugsweise in der Weise durchgeführt, dass das Legierungsmaterial, das einmal auf eine Temperatur abgekühlt worden ist, bei der eine Dispersion des Elements nicht auftritt (beispielsweise bei etwa 300 °C), erneut erhitzt wird in einem anderen Ofen als in der Schnellerstarrungsvorrichtung.
Durch die vorstehend beschriebene thermische Behandlung wird das Element R_H, das in der Korngrenzenphase vorliegt, in die R₂T₁₄Q-Phase als Hauptphase überführt und in der R₂T₁₄Q-Phase konzentriert. Als Folge davon ist in der erhaltenen Legierung die Konzentration des Elements R_H in der R₂T₁₄Q-Phase höher als die Konzentration des Elements R_H in anderen Phasen als der R₂T₁₄Q-Phase.
Anschließend wird die Legierung nach der thermischen Behandlung durch Anwendung einer Wasserstoff-Dekrepitation versprödet. Danach wird die Legierung zu einem feinen Pulver pulverisiert unter Anwendung einer Pulverisierungsvorrichtung, beispielsweise einer Strahlmühle. Die durchschnittliche Teilchengröße (FSSS-Teilchengröße) des erhaltenen Pulvers vom trockenen Typ beträgt etwa 3,0 bis 4,0 μm. In der Strahlmühle wird das Legierungsmaterial unter Anwendung eines Hochgeschwindigkeitsstromes eines Inertgases, in den eine vorgegebene Menge Sauerstoff eingeführt wird, pulverisiert. Die Sauerstoff-Konzentration in dem Inertgas wird vorzugsweise auf 1 Vol.-% oder weniger eingestellt. Besonders bevorzugt beträgt die Sauerstoff-Konzentration 0,1 Vol.-% oder weniger.
Erfindungsgemäß ist der Grund, warum die Sauerstoff Konzentration in der Atmosphäre für die Pulverisierung beschränkt ist, der, dass das aus der Korngrenzenphase in die Hauptphase überführte Element R_H sich nicht wieder in den Korngrenzenphasen-Bereich zurück bewegt oder dort durch Oxidation abgeschieden wird. Wenn eine Menge Sauerstoff in dem Pulver enthalten ist, besteht die Gefahr, dass sich das Element der Seltenen Erden R_H, wie z.B. Dy, Tb und Ho, mit Sauerstoff verbindet unter Bildung eines stabilen Oxids. In der erfindungsgemäß verwendeten Legierungsstruktur ist der Sauerstoff mehr in der Korngrenzenphase als in der Hauptphase verteilt. Es wird daher angenommen, dass das Element R_H in der Hauptphase wieder auf die Korngrenzenphase dispergiert und für die Oxidbildung verbraucht wird. Wenn das Element R_H aus der Hauptphase herauswandert, kann keine ausreichende Verbesserung der Koerzitivkraft erzielt werden, sodass es in dem Pulverisierungsverfahren und in dem Sinterverfahren, das weiter unten beschrieben wird, erwünscht ist, dass die Oxidation des Pulvers in gleicher Weise unterdrückt wird.
Anschließend wird unter Verwendung einer Pulverpress-Vorrichtung das Pulver in einem gerichteten Magnetfeld gepresst, um es in eine gewünschte Gestalt zu bringen. Der so erhaltene Pulverpressling wird in einer Inertgas-Atmosphäre bei nicht weniger als 10^–4 Pa und nicht mehr als 10⁶ Pa gesintert. Es ist wünschenswert, dass das Sinterverfahren in der Atmosphäre durchgeführt wird, in der die Sauerstoff-Konzentration auf einen vorgegebenen Wert oder weniger begrenzt ist, sodass die in einem Sinterkörper (einem Sintermagneten) enthaltene Sauerstoff-Konzentration 0,3 Mol-% oder weniger beträgt.
Ausführungsformen
Zuerst wird eine geschmolzene Legierung mit der Zusammensetzung 22% Nd – 10% Dy – 0,25% Al – 0,05% Cu – 1,0% B, Rest Fe, angegeben in Massenprozent, durch Anwendung eines Bandgießverfahrens schnell verfestigt (erstarren gelassen) zur Herstellung einer abgeschreckten und verfestigten Legierung mit der oben angegebenen Zusammensetzung (Legierung A). Als Vergleichsbeispiel wurde eine Legierung (Legierung B) unter Anwendung eines Ingot-Verfahrens hergestellt.
Die 1 und 2 stellen schematische Diagramme dar, welche die jeweiligen Strukturen der Legierung A und der Legierung B zeigen. In den beiliegenden Figuren ist Dy schematisch in Form von Punkten dargestellt. Wie in der 1 dargestellt, liegt in der Legierung A Dy gleichförmig in der Hauptphase und in der Korngrenzenphase vor. Wie aus dem Vergleich zwischen den 1 und 2 ersichtlich, ist die Menge an Dy, die in der Korngrenzenphase vorliegt, größer in der Legierung A als in der Legierung B.
Danach wurde bei den Legierungen A und B eine 1-stündige thermische Behandlung bei 600 °C in einer Ar-Atmosphäre durchgeführt. Die Strukturen der Legierungen vor und nach der thermischen Behandlung sind in den 3 und 4 jeweils dargestellt. Wie aus den 3 und 4 ersichtlich, war in der Legierung A die Konzentration von Dy, das in der Korngrenzenphase vorlag, vermindert. Dies ist darauf zurückzuführen, dass das Dy, das in der Korngrenzenphase vorlag, durch die thermische Behandlung in die Hauptphase überführt wurde und sich in der Hauptphase konzentrierte.
Zu Vergleichszwecken wurde bei der Legierung A eine 1-stündige thermische Behandlung bei 800°C in einer Ar-Atmosphäre durchgeführt. In diesem Fall wanderte Dy, wie aus der 5 ersichtlich, von der Korngrenzenphase in die Hauptphase und konzentrierte sich in der Hauptphase. Die Größe der Kristallkörner, welche die Hauptphase darstellen, ist jedoch bis zu einem gewissen Grade erhöht.
Dann wurde nach der Wasserstoff-Dekrepitation (einer groben Pulverisierung) der Legierungen eine Feinpulverisierung in einem Luftstrom unter Verwendung einer Strahlmühle durchgeführt, um so ein Legierungspulver herzustellen. Die Pulverisierungsatmosphäre in der Strahlmühle war ein Stickstoffgas und die Sauerstoff-Konzentration in der Pulverisierungsatmosphäre wurde auf 0,1 Vol.-% oder weniger eingestellt. Danach wurde mit einer Pulverpress-Vorrichtung das Legierungspulver gepresst und in einem gerichteten Magnetfeld verdichtet zur Herstellung eines Presslings aus dem Legierungspulver. Anschließend wurde der Pulver-Pressling einer Vakuumsinterung und einer Alterungsbehandlung unterzogen zur Herstellung eines Sintermagneten.
Die 6 zeigt die Struktur eines Sintermagneten, der aus dem Pulver der Legierung A hergestellt wurde. Wie aus der 6 ersichtlich, ist Dy noch in der Hauptphase konzentriert.
Andererseits ist in der 7 als Vergleichsbeispiel die Struktur eines Sintermagneten dargestellt, der aus der Legierung A hergestellt wurde, wobei die 1-stündige thermische Behandlung bei 600°C weggelassen wurde. Wie aus 7 ersichtlich, hat sich in der Korngrenzenphase eine Oxid gebildet. In dem Oxid liegt eine relativ große Menge von oxidiertem Dy vor, sodass die Dy-Konzentration in der Hauptphase vermindert ist.
Die Tabelle 1 zeigt die Zusammensetzung (in Massen-%) der Legierung in den nachfolgenden jeweiligen Stufen in Bezug auf die jeweiligen Elemente, die in der Legierung A enthalten sind, die einer 1-stündigen thermischen Behandlung bei 600°C unterworfen wurde:

– Legierungsmaterial vor der Wasserstoff-Dekrepitation
– Legierungspulver unmittelbar nach der Feinpulverisierung mittels einer Strahlmühle
– Sinterkörper nach Beendigung des Sinterns.

Tabelle 1
Aus der Tabelle 1 geht hervor, dass der Mengenanteil von Dy unter den Bedingungen nach der Feinpulverisierung und nach der Sinterung erhöht ist im Vergleich zu dem Mengenanteil vor der Pulverisierung. Dies bedeutet folgendes: da die Korngrenzenphase des Legierungsmaterials aus dem Pulver in Form von ultrafeinen Pulverteilchen während des Feinpulverisierungsverfahrens entfernt worden ist, ist ein Teil des Nd und Pr, die in der Korngrenzenphase angeordnet waren, eliminiert. Dagegen ist Dy, das in der Hauptphase konzentriert war, von dieser Eliminierung aus der Korngrenzenphase ausgenommen, sodass sein Gehalt relativ erhöht ist.
Die magnetischen Eigenschaften des in der Tabelle 1 angegebenen Sinterkörpers sind in der Tabelle 2 dargestellt.
Tabelle 2
Der Mengenanteil des Elements der Seltenen Erden in der Hauptphase in dem Sinterkörper und der Mengenanteil des Elementes der Seltenen Erden in dem gesamten Sinterkörper sind in der Tabelle 3 angegeben.
Tabelle 3
In dem Seltenerdmetallelement, das in der Hauptphase enthalten ist, wird der molare Anteil von Dy als N_m bezeichnet und der molare Anteil von Dy in dem Seltenerdmetallelement, das in dem gesamten Sinterkörper enthalten ist, wird mit N_t bezeichnet. In dem in der Tabelle 3 angegebenen Beispiel beträgt das Verhältnis N_m/N_t 1,17 und daraus ist zu ersehen, dass Dy in der Hauptphase konzentriert ist. Es ist bevorzugt, dass das Verhältnis N_m/N_t 1,15 oder mehr beträgt.
Der Molmengenanteil von Dy in der Hauptphase (N_m) ist ein Wert, der erhalten wird durch quantitative Analyse mittels EPMA. Der Molmengenanteil von Dy in dem gesamten Sintermagneten (N_t) ist ein Wert, der durch chemische Analyse erhalten wird.
Die nachstehende Tabelle 4 zeigt für die Legierung A, die keiner 1-stündigen thermischen Behandlung bei 600°C unterworfen wurde (Vergleichsbeispiel), die Zusammensetzungsverhältnisse (Massen-%) der Legierung in den folgenden jeweiligen Stufen:

Legierungsmaterial vor der Wasserstoff-Dekrepitation
– Legierungspulver unmittelbar nach der Feinpulverisierung mittels einer Strahlmühle
– Sinterkörper nach Beendigung des Sinterns.

Tabelle 4
Wie aus der Tabelle 4 ersichtlich, ist nach der Pulverisierung der Zusammensetzungsanteil von Dy vermindert im Vergleich zu dem Zusammensetzungsanteil in dem Legierungsmaterial. Der Grund dafür ist, wie angenommen wird, folgender: da die thermische Behandlung weggelassen wurde, wird das Dy, das in der Korngrenzenphase verbleibt, zu ultrafeinen Pulverteilchen gemacht und aus dem Pulver entfernt mittels der Wasserstoff-Dekrepitation und der Feinpulverisierung.
Die magnetischen Eigenschaften des in der Tabelle 4 angegebenen Sinterkörpers sind in der Tabelle 5 dargestellt.
Tabelle 5
Aus der Tabelle 5 ist zu ersehen, dass die magnetischen Eigenschaften (insbesondere die Koerzitivkraft) des Vergleichsbeispiels schlechter sind als die magnetischen Eigenschaften, wie sie in der Tabelle 2 angegeben sind.
Der Mengenanteil des Elements der Seltenen Erden in der Hauptphase in dem Sinterkörper (in dem Vergleichsbeispiel) und der Mengenanteil des Elements der Seltenen Erden in dem gesamten Sinterkörper sind in der Tabelle 6 angegeben.
Tabelle 6
Aus der Tabelle 6 ist zu ersehen, dass das Verhältnis N_m/N_t kleiner als 1,1 ist und es wurde gefunden, dass Dy nicht in einem Zustand vorliegt, in dem Dy in der Hauptphase konzentriert ist. Um sagen zu können, dass Dy in der Hauptphase konzentriert ist, ist es erforderlich, dass N_m/N_t 1,1 oder mehr beträgt.
Alle oben genannten Ergebnisse konnten für den Fall erhalten werden, dass nach der Pulverisierung mittels einer Strahlmühle unter Verwendung eines Inertgasstromes mit einer auf einen Wert von 0,1 Vol.-% oder weniger eingestellten Sauerstoff Konzentration das Sintern sofort in einer Umgebung durchgeführt wird, in der die Oxidation des Pulvers so weit wie möglich unterdrückt wird.
In einem Vergleichsbeispiel wurde das Pulver nach der Feinpulverisierung mit einer Strahlmühle 30 min lang an der Luft liegen gelassen und die Press- und Sinterverfahren wurden durchgeführt. Die Messungen, welche die gleichen waren wie vorstehend beschriebenen, wurden für das Vergleichsbeispiel durchgeführt. Die Ergebnisse sind nachstehend angegeben.
Die nachfolgende Tabelle 7 zeigt für die jeweiligen Elemente, die in der Legierung A enthalten sind, mit der eine 1-stündige thermische Behandlung bei 600 °C durchgeführt wurde, die Zusammensetzungsverhältnisse (Massen-%) der Legierung in den jeweiligen folgenden Stufen an:

– Legierungspulver nach dem Liegenlassen an der Luft
– Sinterkörper nach Beendigung des Sinterverfahrens.

Tabelle 7
Aus der Tabelle 7 ist zu ersehen, dass der Sauerstoffanteil verdoppelt ist im Vergleich zu dem weiter oben beschriebenen Fall. Die magnetischen Eigenschaften des in der Tabelle 7 dargestellten Sinterkörpers sind in der Tabelle 8 angegeben.
Tabelle 8
Wie aus der Tabelle 8 ersichtlich, sind die magnetischen Eigenschaften beeinträchtigt (verschlechtert) im Vergleich zu denjenigen des vorstehend beschriebenen Beispiels. Der Mengenanteil des Elements der Seltenen Erden in der Hauptphase in dem Sinterkörper und der Mengenanteil des Elements der Seltenen Erden in der Gesamtmenge des Sinterkörpers sind in der Tabelle 9 angegeben.
Tabelle 9
Aus der Tabelle 9 ist ersichtlich, dass der Molmengenanteil (N_m) von Dy, das in dem Element der Seltenen Erden in der Hauptphase enthalten ist, im Wesentlichen gleich dem Molmengenanteil (N_t) von Dy ist, der in dem Element der Seltenen Erden in dem gesamten Sintermagneten enthalten ist. Aus dem Ergebnis ist zu ersehen, dass der Sauerstoff, der an die Oberfläche der Pulverteilchen gebunden ist, sich an der Korngrenze beim Sintern mit Dy verbindet, um so die Funktion des Dispergierens von Dy aus der Hauptphase in die Korngrenzenphase durchzuführen. Deshalb ist selbst für den Fall, dass Dy durch die thermische Behandlung in der Hauptphase konzentriert ist, dann, wenn die Oxidation von Dy in dem Wasserstoff-Dekrepitations-Verfahren und in dem Feinpulverisierungsverfahren fortschreitet, die Dy-Konzentration in der Hauptphase in nachteiliger Weise vermindert. Die Verminderung der Dy-Konzentration in der Hauptphase tritt auch für den Fall auf, dass die Feinpulverisierung in einer Atmosphäre durchgeführt wird, in der die Sauerstoff-Konzentration in einer nicht geeigneten Weise kontrolliert (gesteuert) wird.
Erfindungsgemäß wird, wie vorstehend angegeben, die Sauerstoff-Konzentration in dem Feinpulverisierungsverfahren auf einen geeigneten Bereich eingestellt, sodass die Dispersion von Dy in die Korngrenze unterdrückt wird, wodurch eine Verbesserung der Koerzitivkraft auf wirksame Weise erzielt werden kann.
Industrielle Anwendbarkeit
Erfindungsgemäß wird unter den schweren Elementen der Seltenen Erden R_H, wie z.B. Dy, das zum Zwecke der Verbesserung der Koerzitivkraft zugegeben worden ist, das Element R_H, das in dem Korngrenzenabschnitt angeordnet ist, in der Hauptphase konzentriert durch eine thermische Behandlung bei verhältnismäßig niedrigen Temperaturen und die erneute Verteilung in der Korngrenzenphase als Folge der Oxidation des Elements R_H wird unterdrückt, sodass das schwere Element der Seltenen Erden R_H, das selten ist, wirksam ausgenutzt werden kann, ohne dass Abfälle entstehen und die Koerzitivkraft wirksam verbessert werden kann.
Zusammenfassung
In einem Seltenerdmetallmagneten wird ein zugesetztes schweres Element der Seltenen Erden R_H, wie z.B. Dy, auf wirksame Weise ausgenutzt, ohne dass ein Abfall (eine Verschwendung) entsteht, um so die Koerzitivkraft auf wirksame Weise zu verbessern. Zuerst wird eine geschmolzene Legierung aus einem Legierungsmaterial für einen R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten (worin R für ein Element der Seltenen Erden, T für ein Übergangsmetallelement und Q für mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus B, C, N, Al, Si und P, stehen) hergestellt, wobei das Element der Seltenen Erden R mindestens eine Art des Elements R_L, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Nd und Pr, und mindestens eine Art des Elements R_H, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht Dy, Tb und Ho, enthält. Die geschmolzene Legierung wird abgeschreckt zur Herstellung einer schnell erstarrten Legierung. Danach wird eine thermische Behandlung durchgeführt, bei der die schnell erstarrte Legierung in einem Temperaturbereich von 400°C oder höher und von weniger als 800°C für eine Zeitspanne von nicht weniger als 5 min und nicht länger als 12 h gehalten wird. Durch die thermische Behandlung kann das Element R_H aus der Korngrenzenphase in die Hauptphase wandern, wodurch die Koerzitivkraft erhöht wird.

Claims

R-T-Q Seltenerdmetall-Permanenmagnet, der eine R₂T₁₄Q-Phase (worin R für ein Element der Seltenen Erden, T für ein Übergangsmetallelement und Q für mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus B, C, N, Al, Si und P, stehen) als eine Hauptphase enthält, wobei das Element der Seltenen Erden mindestens eine Art des Elements R_L, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Nd und Pr, und mindestens eine Art des Elements R_H, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Dy, Tb und Ho, enthält und das Element R_H 10 Atom-% oder mehr der Gesamtmenge des darin enthaltenen Elements der Seltenen Erden ausmacht und der Molmengenanteil des Elements R_H, der in der R₂T₁₄Q-Phase enthalten ist, größer ist als der Molmengenanteil des Elements R_H in der Gesamtmenge des darin enthaltenen Elements der Seltenen Erden.
R-T-Q Seltenerdmetall-Magnet nach Anspruch 1, bei dem der Molmengenanteil des Elements R_H, das in der R₂T₁₄Q-Phase enthalten ist, größer ist als das 1,1-fache des Molmengenanteils des Elements R_H in der Gesamtmenge der darin enthaltenen Elemente der Seltenen Erden.
R-T-Q Seltenerdmetall-Magnet nach Anspruch 1 oder 2, in dem das Element der Seltenen Erden R 11 Atom-% oder mehr und 17 Atom-% oder weniger der Gesamtmenge darstellt, das Übergangsmetallelement T 75 Atom-% oder mehr und 84 Atom-% oder weniger der Gesamtmenge darstellt und das Element Q 5 Atom-% oder mehr und 8 Atom-% oder weniger der Gesamtmenge darstellt.
R-T-Q Seltenerdmetall-Magnet nach einem der Ansprüche 1 bis 3, der außerdem mindestens ein Zusatzelement M, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, In, Sn, Hf, Ta, W und Pb, enthält.
Legierungsmaterial für einen R-T-Q Seltenerdmetall-Permanenmagneten, das eine R₂T₁₄Q-Phase (worin R steht für ein Element der Seltenen Erden, T steht für ein Übergangsmetallelement und Q steht für mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus B, C, N, Al, Si und P) als eine Hauptphase enthält, wobei das Element der Seltenen Erden mindestens eine Art des Elements R_L, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Nd und Pr, und mindestens eine Art eines Elements R_H, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht Dy, Tb und Ho, enthält, die R₂T₁₄Q-Phase ein nadelförmiger Kristall mit einer Größe in Richtung der kurzen Achse von nicht weniger als 3 μm und nicht mehr als 10 μm und mit einer Größe in Richtung der Längsachse von nicht weniger als 10 μm und nicht mehr als 300 μm, ist und das Element R_H 10 Atom-% oder mehr der Gesamtmenge des darin enthaltenen Elements der Seltenen Erden darstellt und die Konzentration des Elements R_H in der R₂T₁₄Q-Phase höher ist als die Konzentration des Elements R_H in den anderen Phasen als der R₂T₁₄Q-Phase.
Verfahren zur Herstellung eines Legierungsmaterials für einen R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten, das umfasst: eine Stufe zur Herstellung einer geschmolzenen Legierung aus einer R-T-Q-Seltenerdmetalllegierung (worin R für ein Element der Seltenen Erden, T für ein Übergangsmetallelement und Q für mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus B, C, N, Al, Si und P, stehen), wobei das Element der Seltenen Erden R mindestens eine Art des Elements R_L, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Nd und Pr, und mindestens eine Art des Elements R_H, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Dy, Tb und Ho, enthält; eine Abkühlungsstufe zum schnellen Verfestigen der geschmolzenen Legierung, um dadurch eine schnell erstarrte Legierung herzustellen; und eine thermische Behandlungsstufe, um die schnell erstarrte Legierung in einem Temperaturbereich von 400 °C oder höher und weniger als 800 °C für eine Zeitdauer von nicht weniger als 5 min und nicht länger als 12 h zu halten.
Verfahren zur Herstellung des Legierungsmaterials für einen Seltenerdmetallmagneten auf R-T-Q-Basis nach Anspruch 6, bei dem die Abkühlungsstufe das Abkühlen der geschmolzenen Legierung unter Verwendung einer rotierenden Kühlwalze umfasst.
Verfahren zur Herstellung des Legierungsmaterials für einen R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten nach Anspruch 7, bei dem die Abkühlungsstufe durch Anwendung eines Bandgießverfahrens durchgeführt wird.
Verfahren zur Herstellung des Legierungsmaterials für einen R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten nach einem der Ansprüche 6 und 7, bei dem die Abkühlungsstufe eine Stufe umfasst, in der die geschmolzene Legierung mit einer Geschwindigkeit von nicht weniger als 10¹°C/s und nicht höher als 10⁴°C/s abgekühlt wird.
Verfahren zur Herstellung eines Legierungsmaterialpulvers für einen R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten, das die Stufen umfasst: Versprödung eines Legierungsmaterials für den Seltenerdmetallmagneten auf R-T-Q-Basis, der nach dem Verfahren nach den Ansprüchen 6 bis 9 hergestellt worden ist, durch Anwendung einer Wasserstoff-Dekrepitation und Pulverisieren des versprödeten Legierungsmaterials für den Seltenerdmetallmagneten auf R-T-Q-Basis.
Verfahren zur Herstellung eines Legierungsmaterialpulvers für einen R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten nach Anspruch 10, bei dem in der Stufe der Pulverisierung des R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten eine Feinpulverisierung des R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten durchgeführt wird unter Verwendung eines Hochgeschwindigkeitsstromes aus einem Inertgas.
Verfahren zur Herstellung eines Legierungsmaterialpulvers für einen R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten nach Anspruch 11, bei dem eine vorgegebene Menge Sauerstoff in das Inertgas eingeführt wird.
Verfahren zur Herstellung eines Legierungsmaterialpulvers für einen R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten nach Anspruch 12, bei dem die Konzentration des Sauerstoffs auf 1 Vol.-% oder weniger eingestellt wird.
Verfahren zur Herstellung eines Sintermagneten, das die Stufen umfasst: Herstellung eines Presslings aus dem Legierungsmaterialpulver für den R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten, der nach dem Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 13 hergestellt worden ist, und Sintern des Presslings.
Verfahren zur Herstellung eines Sintermagneten nach Anspruch 14, bei dem das Legierungsmaterialpulver für den R-T-Q-Seltenerdmetallmagneten aufgebaut ist aus einer Vielzahl von Arten von Legierungsmaterialpulvern, die unterschiedliche Gehalte an dem Element der Seltenen Erden R aufweisen.