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Technologischer
Hintergrund der Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung betrifft einen Dauermagneten auf Seltenerdbasis,
der ein Seltenerdelement, Eisen und Bor als wesentliche Bestandteile enthält, und
ein Verfahren zu seiner Herstellung.
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Wie
bekannt ist, werden magnetisch anisotrope Dauermagnete auf Seltenerdbasis
des R-T-B-Typs, wobei R ein Seltenerd-Element und T Eisen oder eine
Kombination von Eisen und Kobalt ist, derzeit in großem Umfang
auf dem Gebiet der elektrischen und elektronischen Instrumente genutzt
aufgrund ihrer hervorragenden magnetischen Eigenschaften und ihrer
preiswerten magnetischen Leistung.
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Die
magnetisch anisotropen Dauermagnete auf Seltenerdbasis des oben
genannten Typs werden gewöhnlich
durch das Sinterverfahren hergestellt, bei dem Partikel der magnetischen
Legierung einem die Legierungspartikel bezüglich der leichten Magnetisierungsrichtung
der Partikel ausrichtenden Magnetfeld unter Druck zu einem Pulverpreßling geformt werden
und der Pulverpreßling
einer Wärmebehandlung
unterzogen wird, um das Sintern zu bewirken. Das Legierungspulver
auf Seltenerdbasis wird durch das Schmelz-Pulverisierungsverfahren hergestellt oder
durch das direkte Reduktions-Diffusions-Verfahren. Beim ersteren
Verfahren werden die elementaren Bestandteile jeweils in der metallischen
oder elementaren Form in einem bestimmten Verhältnis in einer Legierungsschmelze
zusammengeschmolzen, die in einen Barren gegossen wird, welcher
pulverisiert wird. Bei dem letzteren Verfahren werden die Ausgangsmaterialien,
die ein Oxid eines Seltenerdelements, Eisenpulver und Pulver einer
Eisen-Bor-Verbindung in einem vorbestimmten Verhältnis mit einer weiteren Beimischung
eines Pulvers von metallischem Calcium als Reduktionsmittel gründlich vermischt,
und die Pulvermischung wird einer Wärmebehandlung unterzogen, um
die Reduktions reaktion des Seltenerdoxids mit Calcium und ihre gleichzeitige
Vermischung mit den Partikeln aus Eisen und/oder Eisen-Bor-Verbindung
zu bewirken.
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Obwohl
das Schmelz-Pulverisierungs-Verfahren in Bezug auf die leichte Kontrollierbarkeit
der durch dieses Verfahren erhaltenen Legierungszusammensetzung
vorteilhaft ist, hat es die Nachteile, dass das Schmelzen der Bestandteile
bei einer hohen Temperatur unter einer genau kontrollierten Inertgasatmosphäre durchgeführt werden
muß und das
Seltenerdmetall, das eines der Ausgangsmaterialien ist, relativ
teuer ist. Desweiteren weisen die durch dieses Verfahren erhaltenen
Legierungspartikel den Nachteil auf, dass die Legierung eine metallographische
Struktur hat, die eine kristalline Eisenphase enthält, die
zusammen mit einer Ausscheidung einer Phase, die reich an Seltenerd-Element
ist, im Verlauf des Gießens
ausgeschieden wird.
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Im
Gegensatz hierzu ist das direkte Reduktions-Diffusions-Verfahren
vorteilhaft, weil das Seltenerdoxid als eines der Ausgangsmaterialien
relativ billig ist vergleich mit dem Seltenerdmetall, die Reaktionstemperatur
relativ niedrig sein kann und die Legierung als Reaktionsprodukt
in Pulverform erhalten wird, so dass das Mahlen in ein grobkörniges Pulver unterbleiben
kann. Andererseits wirft dieses Verfahren das Problem auf, dass
die Legierungszusammensetzung nur schwer kontrolliert werden kann
und dass der Sauerstoffgehalt der Legierungen dazu neigt, sich zu
erhöhen.
Dies wird bedingt durch die Auswaschbehandlung des Reaktionsprodukts
mit Wasser, die vorgenommen wird, um das nicht reagierte Calcium-Metall
oder Calcium-Oxid, das als Reaktionsprodukt bei der Reduktionsreaktion
gebildet wird, zu entfernen. Desweiteren, als inhärenter Nachteil
des Verfahrens für
die Bildung einer intermetallischen Verbindung, ist jeder der Partikel
der Hauptphase R2Fe14B
durch eine Schicht einer Zusatzphase umgeben, die einen hohen Gehalt
des Seltenerdelements aufweist, das gegenüber Oxidation anfälliger ist
als die Hauptphase, was eine unkontrollierbare Änderung der magnetischen Eigenschaften
des Magneten bewirkt, der aus dem Legierungspulver hergestellt wird,
obwohl das Verfahren durchaus vorteilhaft ist bezüglich des Entmischungsproblems
im Vergleich mit dem Schmelz-Pulverisierungs-Verfahren.
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Es
ist allgemein bekannt, dass die magnetischen Eigenschaften des Dauermagneten
des R-Fe-B-Typs verbessert werden können, indem der Anteil der
hartmagnetischen Hauptphase R2Fe14B erhöht
wird. Bei dem Schmelz-Pulverisierungs-Verfahren jedoch wirft eine
Legierungszusammensetzung, die der Zusammensetzung der Hauptphase
R2Fe14B nahe kommt,
das weitere Problem auf, dass die Entmischung der grobkörnigen kristallinen
Eisenphase und der Seltenerd-reichen Phase verstärkt wird, während gleichzeitig die Pulverisierung
des Legierungsbarrens schwieriger wird.
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Als
Lösung
für die
oben genannten Probleme wird das Zwei-Legierungen-Verfahren vorgeschlagen,
bei dem eine Pulvermischung aus einer Hauptlegierung, aus der die
ferromagnetische Hauptphase R2Fe14B gebildet wird, und einer Hilfslegierung
mit einem hohen Gehalt des Seltenerdelements hergestellt wird, wobei
die Hilfslegierung dazu dient, das Sintern des Pulverpreßlings zu
unterstützen
und einen Reinigungseffekt für
die Oberfläche
der Partikel der Hauptphase zeigt. Die Pulvermischung wird weiter
pulverisiert und einer konventionellen Sinterbehandlung unterzogen.
Bei diesem Zwei-Legierungen-Verfahren ist es wichtig, eine Homogenisierung der
Legierung durch eine Wärmebehandlung
bei geeigneter Temperatur vorzunehmen, um die Entmischung durch
Ausscheidung von grobkörnigen
Eisenkristallen in der Legierung, aus der die Hauptphase gebildet
wird, zu vermindern.
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Mit
dem Ziel, das Wachstum der Kristallkörner und die Ausscheidung und
das Wachstum der Eisenkristalle, die die Nachteile des Schmelz-Pulverisierungs-Verfahrens
darstellen, zu vermeiden, wurde das sogenannte Bandgussverfahren
entwickelt, bei dem eine Schmelze der Legierung auf die Oberfläche einer
rotierenden Rolle gespritzt wird, die aus einer Einzelrolle oder
einer Doppelrolle aus Kupfer besteht. Durch Abschrecken der Schmelze wird
ein dünnes
Legierungsband erhalten. Bei diesem Bandgussverfahren können verschiedene
Faktoren, die die Verfestigungsrate der Legierungsschmelze beeinflussen,
kontrolliert werden, wie die Drehzahl der Abschreckrolle, die Aufspritzrate
der Schmelze und die Atmosphäre
in der Abkühlkammer,
um das Auftreten von grobkörnigen
Eisenkristallen zu verhindern und ein dünnes Legierungsband aus der
einheitlichen Hauptphase R2Fe14B
mit einem passenden Partikeldurchmesser zu erzielen.
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Als
Verfahren für
die Herstellung eines magnetisch isotropen Dauermagneten auf Seltenerdbasis
wird das sogenannte Schmelz-Spinn-Verfahren vorgeschlagen, bei dem, ähnlich wie
bei dem oben beschriebenen Bandgussverfahren, eine Schmelze der
Legierung auf die Oberfläche
einer Abschreckrolle gespritzt wird, die aus einer Einzelrolle oder
einer Doppelrolle besteht, um ein dünnes Legierungsband zu erhalten.
Anders als bei dem Bandgussverfahren ist die Verfestigungsrate der
Legierungsschmelze beim Schmelz-Spinn-Verfahren
viel größer, so
dass das dünne
Legierungsband, das durch dieses Verfahren erhalten wird, eine amorphe
oder mikrokristalline Struktur aufweist. Ein isotroper Dauermagnet wird
dadurch erhalten, dass die Legierung in Form eines dünnen Legierungsbandes
einer Wärmebehandlung
unter geeigneten Bedingungen unterzogen wird, um Kristallwachstum
der R2Fe14B-Phase
als die eine Koerzitivkraft zeigende Hauptphase zu erhalten.
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Dieses
Verfahren ist in den letzten Jahren für die Herstellung eines Verbundmagnetwerkstoffs
angewandt worden, der aus einer Kombination einer hartmagnetischen
Phase aus R2Fe14B
und einer weichmagnetischen Phase aus Fe oder Fe3B
besteht. In diesen Verbundmagnetwerkstoffen sind die hart- und weichmagnetischen
Phasen ineinander fein verteilt mit einer Feinheit in der Größenordnung
von Nanometern, wobei magnetische Austauschkopplung auftritt, so
dass die Entmagnetisierungskurve des Magneten der eines einphasigen
Hartmagneten ähnelt.
Dieser Magnet wird gelegentlich als Austausch-Federmagnet bezeichnet,
da seine Magnetisierung neben der Entmagnetisierungskurve auf der Hysterese
ein einzigartiges und unge wöhnliches
Verhalten einer irreversiblen Rückfederung
zeigt, wenn das äußere Magnetfeld
abnimmt.
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Als
Ergebnis der oben beschriebenen verschiedenen Verbesserungen wurden
die magnetisch anisotropen gesinterten Permanentmagnete auf Seltenerdbasis,
von denen erwartet wird, dass sie in der nahen Zukunft in Masse
produziert werden, so verbessert, dass sie ein maximales Energieprodukt (BH)max von 50 MGGOe (398 kJ/m3)
haben, das nahe an der theoretischen Obergrenze von 64 MGOe (509 kJ/m3) liegt. Da die Hauptphase dieser Magnete R2Fe14B ist, das eine
geringe Sättigungsmagnetisierung
aufweist verglichen mit reinem Eisen oder ähnlichen Materialien, ist es
jedoch allgemein bekannt, dass Verbesserungen der magnetischen Eigenschaften
der Magnete dieses Typs in Kürze
an eine Grenze stoßen
werden, die in der Praxis kaum überschritten
werden wird.
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Da
der oben beschriebene Austausch-Federmagnet außer der Hauptphase R2Fe14B Phasen mit
höherer
Sättigungsmagnetisierung,
wie Fe und Fe3B, enthält, hat der Magnet andererseits
die Möglichkeit, überlegene
magnetische Eigenschaften zu zeigen. Die R2Fe14B-Phase, die bei der Wärmebehandlung der durch das
Schmelz-Spinn-Verfahren erhaltenen Legierung gebildet wird, ist
jedoch isotrop mit zufällig
ausgerichteten leichten Magnetisierungsrichtungen der magnetischen
Partikel. Aus diesem Grund wird kein magnetisch anisotroper Hochleistungsdauermagnet
erhalten, wie ihn ein gesinterter Magnet darstellt.
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WO92/15995
beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines Magnetwerkstoffs,
bei dem eine Schmelze einer Legierung mit nicht mehr als 10 Atom-%
eines Seltenerdelements, nicht mehr als 85 Atom-% Eisen und nicht
mehr als 25 Atom-% Bor auf die Oberfläche einer Rolle gesprüht wird
und die erhaltenen Partikel zu einer gewünschten Partikelgröße gemahlen
werden. Das erhaltene Produkt wird dann getempert.
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Patent
Abstracts of Japan, Band 199, Nr. 506, 31. Juli 1995 (JP-A-7-78
708), beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines Seltenerd-Dauermagnetwerkstoffs,
bei dem eine geschmolzene erste Legierung mittels eines Bandgussverfahrens
in Gussstücke
gegossen wird. Eine geschmolzene zweite Legierung wird mittels eines ßandgussverfahrens
in Gussstücke
gegossen, und die zwei Legierungen werden gemischt.
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Zusammenfassung
der Erfindung
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Es
ist daher Aufgabe der vorliegenden Erfindung, die oben beschriebenen
Probleme und Nachteile des Standes der Technik zu überwinden
und einen neuen magnetisch anisotropen Hochleistungsdauermagneten
mit Austausch-Federeigenschaften auf Seltenerd-Basis (R-Fe-B-Typ)
und ein Verfahren zu seiner Herstellung bereitzustellen.
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Der
Dauermagnet auf Seltenerd-Basis (Seltenerd-Eisen-Bor-Typ) gemäß der vorliegenden
Erfindung weist eine Verbundstruktur auf. Diese besteht aus einer
Hauptphase, die durch die Formel R2T14B charakterisiert wird, wobei R ein Seltenerd-Element
ist, aus der aus Yttrium und den Elementen mit den Atomzahlen 57
bis 71 bestehenden Gruppe oder vorzugsweise Neodym, und wobei T
Eisen oder eine Kombination von Eisen und Kobalt ist, sowie einer
zweiten Phase. Die zweite Phase ist reich an Eisen, Kobalt oder
einer Legierung von Eisen und Kobalt oder enthält vorzugsweise mindestens
60 Gewichts-% davon und ist in der Hauptphase in der Form von Partikeln
mit einem Partikeldurchmesser von nicht mehr als 1 um verteilt.
Sie ist vorzugsweise magnetisch anisotrop mit einer ausgerichteten
Orientierung der leichten Magnetisierungsrichtung der magnetischen
Partikel.
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Die
Anteile der jeweiligen Bestandteile des Magneten in Atom-% betragen
vorzugsweise 6 bis 15 Atom-% des Seltenerd-Elements, 70 bis 92 Atom-% Eisen,
0,1 bis 40 Atom-% Kobald und 1 bis 10 Atom-% Bor.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung wird ein Herstellungsverfahren für einen magnetisch anisotropen
gesinterten Dauermagneten auf Seltenerd-Basis angegeben, das folgende
Schritte aufweist:
- a) eine Schmelze einer Basislegierung
mit 6 bis 12 Atom-% eines Seltenerd-Elements, 70 bis 92 Atom-% Eisen,
0,01 bis 40 Atom-% Kobalt und 1 bis 10 Atom-% Bor wird auf die Oberfläche einer sich
mit einer Umfangsgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 40 m/s drehenden
Rolle gespritzt, um ein Erstarren der Schmelze zu bewirken, wodurch eine
erstarrte Basislegierung in der Form eines dünnen Bandes erhalten wird,
die eine Verbundstruktur aufweist, bestehend aus einer Hauptphase
mit der Formel R2T14B
mit einem Partikeldurchmesser zwischen 2 und 10 um, wobei R ein
Seltenerd-Element ist und T Eisen oder eine Kombination von Eisen
und Kobalt, und einer zweiten Phase mit mindestens 60 Gewichts-%
an Eisen, Kobalt oder einer Legierung von Eisen und Kobalt, die
in jedem Partikel der Hauptphase mit der Formel R2T14B verteilt ist in Form von Partikeln mit einem
Partikeldurchmesser von nicht mehr als 1 um;
- b) die in Schritt a) hergestellte Basislegierung wird zu einem
ersten Legierungspulver zermahlen;
- c) das erste Legierungspulver wird mit einem zweiten Pulver
einer Zusatzlegierung gemischt, die einen niedrigeren Schmelzpunkt
aufweist als das erste Legierungspulver, und die zur Gruppe bestehend
aus R-T-Legierungen,
R-T-B-Legierungen und R-T-M-B-Legierungen gehört, wobei R und T jeweils die
gleiche Bedeutung wie oben haben und M ein Element ist aus der Gruppe
bestehend aus Aluminium, Silizium, Titan, Vanadium, Chrom, Nickel,
Kupfer, Zirkon, Niob, Molybdän,
Hafnium, Tantal und Wolfram, wobei ein Pulvergemisch erhalten wird;
- d) das Pulvergemisch wird feingemahlen;
- e) nach dem Feinmahlen gemäß Schritt
d) wird das Pulvergemisch unter Druck in einem Magnetfeld geformt,
so dass ein Pulverpreßling
erhalten wird; und
- f) der Pulverpreßling
wird einer Wärmebehandlung
unterzogen, um ihn zu sintern.
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Detaillierte
Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
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Der
erfindungsgemäße Dauermagnet
auf Seltenerd-Basis wird durch das Verfahren mit folgenden Schritten
hergestellt: Herstellung einer aus Partikeln bestehenden Basislegierung,
die aus der hartmagnetischen Phase einer intermetallischen Verbindung
mit der Formel R2T14B
besteht, einen Partikeldurchmesser von 2 bis 10 um aufweist und
eine weichmagnetische Phase enthält,
die vereinzelt in den Partikeln der Hauptphase mit einer Feinheit
in der Größenordnung
von Nanometern verteilt ist durch Anwendung des Bandgussverfahrens;
Mischen eines Pulvers der Basislegierung mit einem Pulver einer
Zusatzlegierung, die einen niedrigeren Schmelzpunkt hat und eine
Phase enthält,
die reich an dem Seltenerd-Element ist, wodurch eine Pulvermischung
erhalten wird; Feinmahlen der Pulvermischung; Formen der Pulvermischung
unter Druck in einem Magnetfeld, um einen Pulverpreßling zu
erhalten; Sintern des Pulverpreßlings.
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Das
erfindungsgemäße Verfahren
ist durch die unten beschriebenen Merkmale gekennzeichnet.
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Erstens
wird die Basislegierung aus einer Legierungsschmelze einer vorbestimmten
Zusammensetzung durch das Bandgussverfahren in Form eines dünnen Bandes
hergestellt, das aus der hartmagnetischen Hauptphase R2T14B mit einem Partikeldurchmesser von 2 bis
10 um besteht und eine weichmagnetische Phase enthält, deren
Gehalt an Eisen, Kobalt oder einer Kombination von Eisen und Kobalt mindestens
60 Gewichts-% beträgt,
im folgenden als die T'-reiche
Phase bezeichnet, welche in der Hauptphase in einer Feinheit in
der Größenordnung
von Nanometern verteilt ist.
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Zweitens
wird die durch den oben genannten Verfahrensschritt erhaltene Basislegierung
in Form eines dünnen
Bandes pulverisiert und das Pulver wird mit einem zweiten Pulver
einer Zusatzlegierung gemischt, welche einen niedrigeren Schmelzpunkt hat.
Die Pulvermischung wird dem konventionellen Zwei-Legierungen-Verfahren
unterzogen, indem sie unter Druck geformt und zu einem magnetisch
anisotropen gesinterten Dauermagneten gesintert wird.
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Drittens
enthält
das durch das Bandgussverfahren hergestellte dünne Legierungsband die weichmagnetische
T'-reiche Phase
in der hochkoerzitiven hartmagnetischen Phase mit einer Feinheit
in der Größenordnung
von Nanometern verteilt, so dass magnetische Austauschkopplung zwischen
der hart- und der weichmagnetischen Phase entsteht und ein magnetisch
anisotroper Hochleistungsdauermagnet auf Seltenerd-Basis mit einer
hohen Sättigungsmagnetisierung
ohne Verminderung der der hartmagnetischen Phase innewohnenden hohen
Koerzitivkraft erhalten wird.
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Im
folgenden wird das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren
des neuen Dauermagneten detaillierter beschrieben.
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Der
erste Verfahrensschritt dient der Herstellung der Basislegierung,
die die Hauptphase enthält. Der
Gehalt des Seltenerd-Elements R in der Basislegierung beträgt zwischen
6 und 12 Atom-%. Wenn der Gehalt des Seltenerd-Elements zu niedrig
ist, wird die Hauptphase R2T14B,
die die hohe Koerzitivkraft des Magneten bewirkt, nur unzureichend
gebildet, während
bei zu hohem Gehalt des Seltenerd-Elements der Anteil der Hauptphase
R2T14B so groß ist, dass
die feinverteilte weichmagnetische T'-reiche Phase nicht mehr gebildet werden
kann. Der Anteil an Bor in der Basislegierung beträgt zwischen
1 und 10 Atom-%. Wenn der Gehalt von Bor in der Basislegierung zu
gering ist, kann die Ausscheidung der T'-reichen Phase nicht fein genug erfolgen, so
dass grobkörnige
Ausscheidungen gebildet werden, während bei einem zu hohen Borgehalt
eine paramagnetische Phase ausgeschieden wird, so dass die Koerzitivkraft
des Magneten abnimmt. Bezüglich des
Bestandteils T, welcher Eisen oder eine Kombination von Eisen und
Kobalt ist, beträgt
der Gehalt an Eisen zwischen 70 und 92 Atom-% und der Gehalt an Kobald
zwischen 0,01 und 40 Atom-%. Wenn der Gehalt am Bestandteil T zu
gering ist, wird eine paramagnetische Phase gebildet, so dass die
Koerzitivkraft des Magneten abnimmt, während bei einem zu hohen Gehalt
des Bestandteils T der Anteil an der T'-reichen Phase im Verhältnis zur
Hauptphase R2T14B
zu hoch ist, woraus ein Ansteigen des Schmelzpunkts der Legierung
und die Bildung von grobkörnigen
Ausscheidungen folgt, obwohl die Sättigungsmagnetisierung des
Dauermagneten erhöht
werden kann.
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Im
nächsten
Schritt wird eine Schmelze der Basislegierung auf die Oberfläche einer
rotierenden Abschreckrolle gespritzt, die aus einer einzelnen Rolle
oder einer Doppelrolle besteht, wodurch ein dünnes Band aus der abgeschreckten
Legierung durch das Bandgussverfahren erhalten wird. Die Umfangsgeschwindigkeit
der Abschreckrolle beträgt
in diesem Fall zwischen 0,5 und 40 m/s. Wenn die Umfangsgeschwindigkeit
der Abschreckrolle zu niedrig ist, ist die Verfestigungsrate der
Legierungsschmelze folglich so niedrig, dass die T'-reiche Phase nicht
in einer Feinheit in der Größenordnung
von Nanometern ausgeschieden wird, sondern als grobkörnige Kristalle, die
nicht zur Austauschkopplung mit der hartmagnetischen Phase beitragen
können.
Andererseits, wenn die Umfangsgeschwindigkeit der Abschreckrolle
zu hoch ist, kann die weichmagnetische Phase zwar mit ausreichender
Feinheit ausgeschieden werden, die Partikelgröße der hartmagnetischen Phase
R2T14B wird jedoch
gleichzeitig so vermindert, dass die darauf folgende Pulverisierung
der Partikel diese nicht bis zu einer Feinheit zerkleinern kann,
die der Größe magnetischer
Domänen
entspricht. Daraus folgt eine unzureichende Ausrichtung der Partikel
beim Formen unter Druck in einem Magnetfeld, so dass keine hohe
magnetische Anisotropie des Magneten erzielt wird. Das Erstarren
der Legierungsschmelze beim Bandgussverfahren wird gewöhnlich unter
Atmosphärendruck
durchgeführt,
ist jedoch nicht auf diesen Druck beschränkt.
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Getrennt
von der Basislegierung wird die Zusatzlegierung durch Zusammenschmelzen
der jeweiligen Bestandteile in metallischer oder elementarer Form
in einem vorbestimmten Verhältnis
hergestellt. Die Zusatzlegierung hat einen Schmelzpunkt, der niedriger
ist als der der Basislegierung und gehört zu der Gruppe aus R-T-Legierungen,
R-T-B-Legierungen und R-T-M-B-Legierungen, wobei R, T, M und B jeweils
die oben angegebene Bedeutung haben.
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Der
Schmelzpunkt der Zusatzlegierung wird bei jeder der oben genannten
Legierungsarten durch Erhöhung
des Gehalts des Seltenerd-Elements R herabgesetzt, und der Schmelzpunkt
wird mit Erhöhung des
Gehalts des Bestandteils T, d. h. Eisen oder einer Kombination von
Eisen und Kobalt, erhöht.
Ein zu hoher Gehalt an Bor in der Legierung führt zur Ausscheidung einer
paramagnetischen Phase, woraus eine Verschlechterung der magnetischen
Eigenschaften des Magneten folgt. Während das Element M dazu dient,
die Koerzitivkraft des mit der Zusatzlegierung hergestellten Sintermagneten
zu erhöhen, kann
ein Überschuß an Bor
mit den anderen Elementen der Basislegierung eine Legierung bilden,
was eine Abnahme des Anteils der hartmagnetischen Hauptphase R2T14B zur Folge hat,
woraus wiederum eine Abnahme der Sättigungsmagnetisierung des Sintermagneten
folgt. Im Hinblick darauf sollten die jeweiligen Arten von Zusatzlegierungen
eine Zusammensetzung haben, die aus 12 bis 80 Atom-% des Seltenerd-Elements R, und zum
verbleibenden Rest aus dem Bestandteil T bei den R-T-Legierungen, zwischen
12 und 80 Atom-% des Seltenerd-Elements R, 10 Atom-% oder weniger
an Bor und zum verbleibenden Rest aus dem Bestandteil T bei den
R-T-B-Legierungen und zwischen 12 und 80 Atom-% des Seltenerdelements
R, 10 Atom-% oder weniger an Bor, 5 Atom-% oder weniger des Elements
M und zum verbleibenden Rest aus dem Bestandteil T für die R-T-M-B-Legierungen
besteht. Die Zusatzlegierung kann als Gussstück verwendet werden, aber eine
höhere
Einheitlichkeit mit geringerer Entmischung der Legierung kann dadurch
erreicht werden, dass ein durch das Bandgussverfahren hergestelltes
abgeschrecktes dünnes
Band der Legierung verwendet wird.
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Im
nächsten
Schritt werden die Basislegierung und die Zusatzlegierung jeweils
unter einer Inertgasatmosphäre
aus beispielsweise Stickstoff oder Argon gemahlen. Falls eine oder
beide dieser Legierungen schlecht gemahlen werden kann, was von
ihrer Zusammensetzung abhängt,
kann diese Schwierigkeit überwunden
werden, indem die Legierung erst einer Hydrierungsbehandlung und
dann einer Dehydrierungsbehandlung unterzogen wird, um die Legierung
wieder zu erhalten. Insbesondere wird die Hydrierungsbehandlung
bei einer Temperatur zwischen 0° und
50°C durchgeführt unter
einem Wasserstoffdruck von 152 bis 304 kPa für 0,5 bis 10 Stunden, und die
Dehydrierungsbehandlung wird bei einer Temperatur von 200° bis 600°C unter Vakuum
für 0,5 bis
10 Stunden durchgeführt.
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Danach
werden die Basislegierung und die Zusatzlegierung getrennt in grobkörnige Partikel
oder Körnchen
gemahlen, wobei ein Backenbrecher verwendet wird. Danach werden
die grobkörnigen
Pulver in einem vorbestimmten Verhältnis gemischt, so dass eine
Pulvermischung mit einem Gesamtgehalt von vorzugsweise 6 bis 15
Atom-% des Seltenerd-Elements, 70 bis 92 Atom-% Eisen, 0,1 bis 40 Atom-%
Kobalt, 1 bis 10 Atom-% Bor und gegebenenfalls dem verbleibenden
Rest aus dem Element M besteht. Eine genaue Einhaltung der Zusammensetzung
der Pulvermischung innerhalb dieser Grenzen bewirkt ein vollständiges Sintern
und eine hohe remanente Magnetisierung.
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Im
nächsten
Schritt wird die mit den oben beschriebenen Verfahrensschritten
hergestellte Pulvermischung in ein feines Pulver feingemahlen, das
einen Partikeldurchmesser im Bereich von 1 bis 10 um aufweist, was
der Größe der magnetischen
Domänen
der Hauptphase R2T14B
entspricht, wobei eine Pulverisierungsmaschine, wie z. B. eine Kugelmühle oder
eine Strahlmühle,
benutzt wird.
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Im
folgenden Schritt wird die fein zermahlene Pulvermischung der Legierungen
in einen Pulverpreßling
in einem Magnetfeld zur Ausrichtung der Legierungspartikel unter
Druck geformt. Das Formen unter Druck wird vorzugsweise in einem
Magnetfeld von 5 bis 15 kOe (398 bis 1194 kA/m) unter einem Kompressionsformdruck
von 300 bis 2000 kgf/cm2 (2,943 × 107 bis 1,962 × 108 Pa)
durchgeführt.
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Der
Pulverpreßling
wird als ungesinterter Körper
einer Sinterbehandlung in einer inerten Atmosphäre aus Argon oder unter Vakuum
bei einer Temperatur im Bereich von 1050° bis 1200° unterzogen, um einen gesinterten
Dauermagnetwerkstoff zu erhalten. Wenn die Sintertemperatur zu niedrig
ist, kann der gesinterte Körper
keine maximal erhöhte Dichte
aufweisen, woraus eine Abnahme der Koerzitivkraft des Magneten folgt,
während
bei zu hoher Sintertemperatur eine zu starkes Wachstum der Partikelgröße der R2T14B-Phase erzielt wird,
woraus ebenfalls eine Abnahme der Koerzitivkraft des Magneten folgt.
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Im
folgenden werden beispielhaft Ausführungsformen der Erfindung
im Detail gezeigt, die jedoch den Umfang der Erfindung in keiner
Weise einschränken.
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Beispiel 1
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Eine
Legierung auf Seltenerd-Basis, bestehend aus 10,5 Atom-% Neodym,
83,0 Atom-% Eisen, 1,0 Atom-% Kobalt und 5,5 Atom-% Bor wurde durch Zusammenschmelzen
der jeweiligen Elemente in metallischer oder elementarer Form in
einem Hochfrequenzinduktionsofen hergestellt. Ein etwa 1 kg schwerer
Teil der Legierung wurde in eine Quarzglasröhre gegeben, die einen Schlitz
mit den Abmessungen 1 mm auf 35 mm am Boden aufweist, und durch eine
Hochfrequenzinduktionsheizung unter Argonatmosphäre bei einem Druck von 34,6
kPa (266 mmHg) erhitzt. Als die Temperatur der Legierungsschmelze
1350°C erreicht
hatte, wurde die Oberfläche
der Schmelze mit Argongas druckbeaufschlagt, und die Schmelze wurde
aus dem Schlitz auf die Oberfläche
einer Kupferrolle gespritzt, die mit einer Umfangsgeschwindigkeit
von 10 m/s rotierte. Der Schlitz wurde 2 mm über der Rollenoberfläche gehalten,
so dass ein dünnes
abgeschrecktes Legierungsband mit einer Breite von 10 bis 15 mm
und einer Dicke von 50 bis 100 um erhalten wurde. Eine Elektronenstrahlmikroanalyse
(EPMA) ergab, dass das dünne
Legierungsband eine Struktur bestehend aus der Phase Nd2T14B mit einem Partikeldurchmesser von 2 bis
5 um aufwies, wobei jedes Partikel feine Ausscheidungen einer T'-reichen Phase mit
einem Partikeldurchmesser von nicht mehr als 0,5 um enthielt.
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Die
dünnen
Legierungsbänder
wurden einer Hydrierungsbehandlung bei 20° für zwei Stunden unter einem
Wasserstoffdruck von 203 kPa (2 Atmosphären) und anschließend einer
Dehydrierungsbehandlung bei 500°C
für vier
Stunden unter Vakuum unterzogen und dann in einem Backenbrecher
und einer Brown-Mühle
in ein grobkörniges
Pulver der Basislegierung mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser
von 500 um gemahlen.
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Getrennt
hiervon wurde ein grobkörniges Pulver
einer Zusatzlegierung mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser
von 400 um hergestellt, indem eine Legierung, bestehend aus 45 Atom-% Neodym,
13 Atom-% Dysprosium, 15 Atom-% Eisen, 23 Atom-% Kobalt, 1 Atom-%
Bor, 2 Atom-% Kupfer und 1 Atom-% Aluminium mit eine Backenbrecher und
einer Brown-Mühle
gemahlen wurde.
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Eine
Pulvermischung, bestehend aus 88 Gewichts-% Pulver der Basislegierung
und 12 Gewichts-% Pulver der Zusatzlegierung, die mittels eines
V-Mischers hergestellt
wurde, wurde mittels einer Strahlmühle in feine Partikel mit einem
durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 3 um zermahlen. Das so
erhaltene feine Pulver wurde unter Druck bei 500 kgf/cm2 (4,91 × 107 Pa) in einem Magnetfeld von 10 kOe (7,96 × 105 A/m) zu einem Pulverpreßling geformt, der durch Erhitzen
auf 1120°C
für zwei
Stunden unter Vakuum ei ner Sinterbehandlung unterzogen wurde, um
einen magnetisch anisotropen gesinterten Dauermagneten zu erhalten.
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Dieser
magnetisch anisotrope gesinterte Dauermagnet hatte eine Koerzitivkraft
von 3,1 kOe (2,47 × 105 A/m) und eine remanente Magnetisierung von
13,1 kG (1,31 T).
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Beispiel 2
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Die
experimentelle Vorgehensweise war im wesentlichen die gleiche wie
in Beispiel 1, mit der Ausnahme, dass die Basislegierung aus 9,0
Atom-% Neodym, 84,0 Atom-% Eisen, 1,0 Atom-% Kobalt und 6,0 Atom-%
Bor hergestellt wurde.
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Der
so hergestellte magnetisch anisotrope gesinterte Dauermagnet hatte
eine Koerzitivkraft von 2,5 kOe (2 × 105 A/m)
und eine remanente Magnetisierung von 13,5 kG (1,35 T).
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Beispiel 3
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Die
experimentelle Vorgehensweise war im wesentlichen die gleiche wie
in Beispiel 1, mit der Ausnahme, dass die Basislegierung aus 8,5
Atom-% Neodym, 83,5 Atom-% Eisen, 1,0 Atom-% Kobalt und 7,0 Atom-%
Bor hergestellt wurde.
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Der
so erhaltene magnetisch anisotrope gesinterte Dauermagnet hatte
eine Koerzitivkraft von 2,9 kOe (2,31 × 105 A/m)
und eine remanente Magnetisierung von 13,2 kG (1,32 T).
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Vergleichsbeispiel 1
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Eine
Basislegierung, die aus der hartmagnetischen Hauptphase Nd2T14B mit einem durchschnittlichen
Partikeldurchmesser von 100 um und Ausscheidungen einer T'-reichen Phase mit
einem durchschnittlichen Partikel durchmesser von 200 um bestand,
wurde in der gleichen Zusammensetzung wie in Beispiel 1 hergestellt.
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Diese
Basislegierung wurde mittels eines Backenbrechers und einer Brown-Mühle in ein grobkörniges Pulver
zermahlen, aus dem, nach Feinmahlen in einer Strahlmühle, ein
magnetisch anisotroper gesinterter Dauermagnet in der gleichen Weise
hergestellt wurde wie in den Beispielen, mit der Ausnahme, dass
die Beimischung des Pulvers der Zusatzlegierung unterblieb.
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Der
so hergestellte magnetisch anisotrope gesinterte Dauermagnet hatte
eine Koerzitivkraft von 0,2 kOe (1,6 × 104 A/m)
und eine remanente Magnetisierung von 6,5 kG (0,65 T).
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Vergleichsbeispiel 2
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Die
experimentelle Vorgehensweise war im wesentlichen dieselbe wie im
oben beschriebenen Vergleichsbeispiel 1, mit der Ausnahme, dass
die Basislegierung in derselben Zusammensetzung wie in Beispiel
2 hergestellt wurde.
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Der
so hergestellte magnetisch anisotrope gesinterte Dauermagnet hatte
eine Koerzitivkraft von 0,1 kOe (7,96 A/m) und eine remanente Magnetisierung
von 5,5 kG (0,55 T).
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Vergleichsbeispiel 3
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Die
experimentelle Vorgehensweise war im wesentlichen die gleiche wie
im oben beschriebenen Vergleichsbeispiel 1, mit der Ausnahme, dass
die Basislegierung in derselben Zusammensetzung wie in Beispiel
3 hergestellt wurde.
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Der
so hergestellte magnetisch anisotrope gesinterte Dauermagnet hatte
eine Koerzitivkraft von 0,2 kOe (1,6 × 104 A/m)
und eine remanente Magnetisierung von 6,3 kG (0,63 T).