DE102014105629A1 - R-T-B basierter gesinterter Magnet - Google Patents

R-T-B basierter gesinterter Magnet Download PDF

Info

Publication number
DE102014105629A1
DE102014105629A1 DE102014105629.9A DE102014105629A DE102014105629A1 DE 102014105629 A1 DE102014105629 A1 DE 102014105629A1 DE 102014105629 A DE102014105629 A DE 102014105629A DE 102014105629 A1 DE102014105629 A1 DE 102014105629A1
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
sintered magnet
grain boundary
magnet
composition
phase
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
DE102014105629.9A
Other languages
English (en)
Inventor
c/o TDK Corporation Enokido Yasushi
Akihiro c/o TDK Corporation Ohsawa
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
TDK Corp
Original Assignee
TDK Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by TDK Corp filed Critical TDK Corp
Publication of DE102014105629A1 publication Critical patent/DE102014105629A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • HELECTRICITY
    • H01ELECTRIC ELEMENTS
    • H01FMAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0571Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
    • H01F1/0575Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together
    • H01F1/0577Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together sintered
    • HELECTRICITY
    • H01ELECTRIC ELEMENTS
    • H01FMAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/0536Alloys characterised by their composition containing rare earth metals sintered

Abstract

Die vorliegende Erfindung sieht einen Permanentmagneten vor, der verglichen mit existierenden R-T-B-basierten Magneten sowohl eine hohe Korrosionsbeständigkeit als auch hohe magnetische Eigenschaften aufweist. Es handelt sich um einen R-T-B-basierten gesinterten Magneten (wobei R Y (Yttrium) und R1 als wesentliche Bestandteile aufweist, R1 wenigstens eine Art eines Seltenerdelements mit Ausnahme von Y ist, jedoch Nd als wesentlichen Bestandteil aufweist, und T eine oder mehrere Arten von Übergangsmetallelementen, die Fe oder die Kombination von Fe und Co als wesentlichen Bestandteil aufweisen, ist). Dadurch, dass das Verhältnis zwischen R1 und Y (R1:Y) in R entsprechend dem Molverhältnis der Zusammensetzung des gesinterten Magneten 80:20~35:65 ist, seigert Y am Tripelpunkt, wobei die Korrosion der Korngrenzenphase durch Oxidieren davon verhindert wird.

Description

  • Die vorliegende Erfindung betrifft einen seltenerdbasierten Permanentmagneten, insbesondere einen durch selektives Austauschen eines Teils des R im R-T-B-basierten Permanentmagneten (R ist ein Seltenerdelement, T ist Fe oder Fe, wobei ein Teil davon durch Co ersetzt ist, B ist Bor) durch Y erhaltenen seltenerdbasierten Permanentmagneten.
  • HINTERGRUND
  • Der eine tetragonale Verbindung R2T14B als Hauptphase aufweisende R-T-B-basierte Magnet hat bekanntermaßen ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und wurde als ein Beispiel für einen Permanentmagnet mit hohen Funktionseigenschaften angesehen, seit er 1982 erfunden wurde (Patentdokument 1: JP Sho59-46008 ).
  • Wenngleich der R-T-B-basierte Magnet ausgezeichnete magnetische Eigenschaften aufweist, existiert eine Neigung einer geringen Korrosionsbeständigkeit dadurch, dass er ein leicht oxidierendes Seltenerdelement als Hauptkomponente aufweist.
  • Daher wird zum Verbessern der Korrosionsbeständigkeit des R-T-B-basierten gesinterten Magneten gewöhnlich eine Oberflächenbehandlung in der Art einer Beschichtung mit Harzen, einer Metallisierung bzw. eines Überzugs oder dergleichen auf der Oberfläche des Magnetkörpers verwendet. Andererseits werden Untersuchungen zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit des Magnetkörpers durch Ändern von Zusatzelementen des Magnetkörpers oder seiner inneren Struktur ausgeführt. Die Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit des Magnetkörpers ist sehr wichtig, um die Zuverlässigkeit der Produkte nach der Oberflächenbehandlung zu verbessern. Zusätzlich kann eine einfachere Oberflächenbehandlung vorteilhaft auch an Stelle des Beschichtens mit Harz oder der Metallisierung bzw. des Überzugs verwendet werden, um die Produktkosten zu verringern.
  • Im Stand der Technik ist beispielsweise in Patentdokument 2 ( JP Hei4-330702 ) eine technische Lösung offenbart, bei der die intermetallische Verbindung R-C von Seltenerdelementen zwischen der nicht magnetischen R-reichen Phase und Kohlenstoff auf höchstens 1,0 Massenprozent beschränkt ist und die Korrosionsbeständigkeit des Magneten durch Verringern des Kohlenstoffgehalts in den Permanentmagnetlegierungen auf höchstens 0,04 Massenprozent verbessert wird. Ferner ist in Patentdokument 2 eine technische Lösung offenbart, bei der die Korrosionsbeständigkeit durch Einstellen der Co-Konzentration in der Korngrenzenphase auf 5 bis 12 Massenprozent verbessert ist.
  • Patentdokumente
    • Patentdokument 1: JP Sho59-46008
    • Patentdokument 2: JP Hei4-330702
  • ZUSAMMENFASSUNG
  • Beim existierenden R-T-B-basierten gesinterten Magneten wird das R im R-T-B-basierten gesinterten Magneten jedoch durch Wasser in der Form von Wasserdampf und dergleichen in der Arbeitsumgebung oxidiert, und es wird dadurch Wasserstoff erzeugt, und der Wasserstoff wird dann in die Korngrenzenphase in der Korngrenze adsorbiert. Auf diese Weise tritt die Korrosionsbeständigkeit der Korngrenzenphase auf, und die Hauptphasenkörner lösen sich ab, was zu einer Verringerung der magnetischen Eigenschaften des R-T-B-basierten gesinterten Magneten führt.
  • Zusätzlich ist es, wie in Patentdokument 1 beschrieben, zum Verringern des Kohlenstoffgehalts in den Magnetlegierungen auf höchstens 0,04 Massenprozent erforderlich, den hinzugefügten Anteil des Schmiermittels stark zu verringern, um die Orientierung des Magnetfelds während der Formung im Magnetfeld zu verbessern. Demgemäß nimmt die Orientierung der Magnetpulver im geformten Körper ab, verringert sich die Restflussdichte Br nach dem Sintern und kann kein Magnet mit ausreichenden magnetischen Eigenschaften erhalten werden.
  • Die vorliegende Erfindung wird durch Erkennen der vorstehend erwähnten Situation gelöst. Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, einen R-T-B-basierten gesinterten Magneten sowohl mit einer guten Korrosionsbeständigkeit als auch mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften bereitzustellen.
  • Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet (wobei R Y (Yttrium) und R1 als wesentliche Bestandteile enthält, R1 wenigstens eine Art eines Seltenerdelements mit Ausnahme von Y ist, jedoch Nd als wesentlichen Bestandteil enthält, und T eine oder mehrere Arten von Übergangsmetallelementen ist, die Fe oder eine Kombination von Fe und Co als wesentlichen Bestandteil enthalten) ist dadurch gekennzeichnet, dass das Verhältnis zwischen R1 und Y (R1:Y) in dem in der Korngrenzenphase enthaltenen R in Bezug auf das Molverhältnis der Zusammensetzung des gesinterten Magneten 80:20 bis 35:65 ist. Mit einer solchen Struktur wird unter den R-T-B-basierten gesinterten Magneten ein R-T-B-basierter gesinterter Magnet erhalten, der eine hohe Korrosionsbeständigkeit und gute magnetische Eigenschaften aufweist.
  • Die Erfinder haben durch geeignetes Hinzufügen von Y im R-T-B-basierten Permanentmagneten herausgefunden, dass Y in der Korngrenzenphase seigert und dass die Adsorption des durch die Korrosionsreaktion erzeugten Wasserstoffs an der Korngrenze durch die Oxidation des geseigerten Y wirksam unterbunden werden kann und dass zusätzlich die Korrosion von R nach innen unterbunden werden kann, so dass die Korrosionsbeständigkeit des R-T-B-basierten gesinterten Magneten stark verbessert werden kann und gute magnetische Eigenschaften erhalten werden können. Auf diese Weise konnte die vorliegende Erfindung verwirklicht werden.
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein Magnet, der eine bessere Korrosionsbeständigkeit als der R-T-B-basierte gesinterte Magnet aufweist und gute magnetische Eigenschaften besitzt, erhalten werden, indem Y zum R-T-B-basierten Magneten hinzugefügt wird, wobei das Molverhältnis zwischen R1 und Y (R1:Y) entsprechend der Zusammensetzung des gesinterten Körpers 80:20~35:65 ist.
  • KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG
  • 1 ist ein Zustandsdiagramm von Nd-Y.
  • 2 zeigt Referenzbilder der Gitterkonstante der festen Lösung, die im Zusammensetzungsbereich von Nd:Y im R-T-B-basierten gesinterten Magneten gemäß der vorliegenden Ausführungsform diskontinuierlich verringert wurde.
  • 3 zeigt Analysebilder einer Kartographierung von Nd, Y und O durch EPMA.
  • DETAILLIERTE BESCHREIBUNG VON AUSFÜHRUNGSFORMEN
  • Die vorliegende Erfindung wird auf der Grundlage der Ausführungsformen detailliert beschrieben. Ferner ist die vorliegende Erfindung nicht durch die folgenden Ausführungsformen und Beispiele beschränkt. Zusätzlich schließen die Elementbestandteile in den folgenden Ausführungsformen und Beispielen jene, die von Fachleuten leicht erdacht werden können, jene, die im Wesentlichen gleich sind, und jene, die ein gleichwertiges Wesen haben, ein. Abgesehen davon können die in den folgenden Ausführungsformen und Beispielen offenbarten Elementbestandteile geeignet kombiniert oder angemessen ausgewählt werden.
  • Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält 11 bis 18 at% des Seltenerdelements R. Hier enthält das R gemäß der vorliegenden Erfindung Y (Yttrium) und R1 als wesentliche Bestandteile und repräsentiert R1 wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Nd und Y. Falls der R-Anteil kleiner als 11 at% ist, wird die R2Fe14B-Phase als die Hauptphase im R-T-B-basierten gesinterten Magneten nicht ausreichend erzeugt, und das weichmagnetische α-Fe und dergleichen fällen aus, und die Koerzitivkraft wird erheblich verringert. Falls der R-Anteil andererseits größer als 18 at% ist, wird das Volumenverhältnis der R2Fe14B-Phase als die Hauptphase verringert und die Restflussdichte wird verringert. Während R mit Sauerstoff reagiert und der Anteil des enthaltenen Sauerstoffs zunimmt, wird ferner die R-reiche Phase, die für das Erzeugen der Koerzitivkraft wirksam ist, verringert, was zur Verringerung der Koerzitivkraft führt.
  • Gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält das vorstehend erwähnte Seltenerdelement R Y und R1. R1 repräsentiert wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Y, das jedoch Nd als wesentlichen Bestandteil enthält. Hier könnte R1 auch andere Komponenten enthalten, die vom Rohmaterial abgeleitete Verunreinigungen oder während des Herstellungsprozesses eingemischte Verunreinigungen sind. Falls ein hohes magnetisches Anisotropiefeld zusätzlich als wünschenswert angesehen wird, enthält R1 vorzugsweise auch Pr, Dy, Ho und Tb. Das Mengenverhältnis zwischen R1 und Y im Seltenerdelement R beträgt in Bezug auf das Molverhältnis vorzugsweise 80:20~35:65. Der Grund besteht darin, dass, falls der Y-Gehalt den Bereich überschreitet, die Seigerung von Y im Korngrenzabschnitt nur schwer auftritt und eine Neigung zur Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit existiert. Zusätzlich beträgt das Gehaltsverhältnis zwischen R1 und Y bevorzugt 75:25~45:55. Falls der Y-Anteil kleiner als 25% ist, wird eine Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit hervorgerufen. Falls der Anteil abgesehen davon größer als 55% ist, tritt eine erhebliche Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften, insbesondere eine Verschlechterung der Koerzitivkraft, auf.
  • Zusätzlich hängt die Korrosionsbeständigkeit eines Magnetkörpers von der Korrosion des Korngrenzabschnitts ab. Dementsprechend sollte die Zusammensetzung des Korngrenzabschnitts gesteuert werden. Das Gehaltsverhältnis zwischen R1 und Y im R des Korngrenzabschnitts beträgt in Bezug auf das Molverhältnis vorzugsweise 80:20~35:65. Dies liegt daran, dass, falls der Y-Gehalt den Bereich überschreitet, die Seigerung von Y im Korngrenzabschnitt nur schwer auftritt und eine Neigung zur Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit existiert.
  • Es kann dem in 1 dargestellten Zustandsdiagramm von Nd-Y entnommen werden, dass Nd und Y eine Festlösung als eine stabile Phase bilden.
  • Die R-T-B-basierten Seltenerdmagnetlegierungen werden jedoch durch Abkühlen der Schmelze mit einer hohen Temperatur durch ein Schmelzverfahren hergestellt. Demgemäß kann die stabile Phase nicht ohne eine ausreichende Zeit gebildet werden. Daher kann davon ausgegangen werden, dass die Festlösung als die stabile Phase nicht notwendigerweise gebildet wird und eine Seigerung auftritt. Im Korngrenzabschnitt seigert Y leicht, falls das Gehaltsverhältnis zwischen R1 und Y im Seltenerdelement R in Bezug auf das Molverhältnis 80:20~35:65 beträgt.
  • Der Grund hierfür ist nicht ganz klar. Es ist bekannt, dass die Gitterkonstante der festen Lösung am Zusammensetzungsbereich von Nd zu Y im R-T-B-basierten gesinterten Magneten gemäß der vorliegenden Ausführungsform diskontinuierlich abnimmt (Entgegenhaltungen 1~7 und 2). Es wird davon ausgegangen, dass die Nichtübereinstimmung der Gitterkonstante die Stabilität der Bildung der festen Lösung während der Verfestigung von Legierungen beeinflusst und die Seigerung von Y verbessert.
    • (Entgegenhaltung 1) Kirkpatrick, C. G., Love, B.: 'Rare Earth Research', F. J. Nachmau, C. E. Lundin, New York: Gordon and Breach (1962) 87
    • (Entgegenhaltung 2) Spedding, F. H., Valletta, R. M., Daane, A. H.: Trans. ASM 55 (1962) 483
    • (Entgegenhaltung 3) Beaudry, B. J., Michael, M., Daane, A. H., Spedding, F. H., in: 'Rare Earth Research III', L. Eyring, New York: Gordon and Breach (1965) 247
    • (Entgegenhaltung 4) Luddin, C. E.: AD 633558 final report, Denver Research Inst., University Denver, Denver, CO (1966)
    • (Entgegenhaltung 5) Svechnikov, V. N., Kobzenko, G. V., Martynchuk, E. J.: Dopov. Akad. Nauk Ukr. RSR, Ser. A. (1972) 754
    • (Entgegenhaltung 6) Gschneidner jr., K. A., Calderwood, F. W.: Bull. Alloy Phase Diagrams 3 (1982) 202
    • (Entgegenhaltung 7) Gschneidner jr., K. A., Calderwood, F. W., in: 'Binary Alloy Phase Diagrams', Zweite Ausgabe, Band 3, T. B. Massalski, Materials Information Soc., Materials Park, Ohio (1990)
  • Wenn Y in der Korngrenzenphase seigert, tritt die Seigerung ferner leicht am Tripelpunkt auf, der breiter als die Zweikorngrenze ist, wobei die Dicke mehrere mm beträgt. Durch Analyse der Zweikorngrenze durch TEM (d. h. Transmissionselektronenmikroskop) kann die Seigerung von Y an der Zweikorngrenze kaum vorgefunden werden.
  • Der Magnetkörper wird während des Pulverisierens, Formens und Sinterns der Legierungen Sauerstoff ausgesetzt. Während der Fertigung des R-T-B-basierten Magneten wird gewöhnlich ein Herstellungsverfahren verwendet, bei dem eine möglichst geringe Sauerstoffexposition auftritt. Es kann jedoch selbst dann nicht verhindert werden, dass eine Sauerstoffexposition von einigen ppm bis einigen tausend ppm auftritt. Es ist auch anhand des Ellingham-Diagramms ersichtlich, dass Y verglichen mit Nd leicht oxidiert. Demgemäß wird Y am Tripelpunkt zuerst oxidiert, während die Oxidation von Nd nicht so stark ist. Die Seigerung von Y führt zu einer relativen Verringerung der Nd-Phase am Tripelpunkt, die sich zur Zweikorngrenze bewegt hat, so dass Y-Oxid kaum Wasserstoff adsorbieren kann. Daher tritt nur schwer eine Korrosion der Korngrenzenphase auf.
  • Die durch eine Elektronenstrahlmikrosonde (EPMA) mit Nd:Y = 50:50 aufgenommenen Analysebilder des gesinterten Magneten sind in 3 als ein Beispiel dargestellt. Weiß ist dargestellt, wo das Vorhandensein der Elemente hoch ist. Es ist ersichtlich, dass Nd und Y getrennt sind und sich am Tripelpunkt befinden. Der Grund dafür, dass der Nd-Gehalt als niedrig vorgefunden wird, besteht darin, dass das Atomgewicht von Y klein ist, der Volumenanteil von Nd kleiner als 50:50 ist und Nd wegen der Seigerung von Y an der Zweikorngrenze vorrangig verteilt wird. Falls sich Nd an der Zweikorngrenze befindet, werden R2T14B-Kristallkörner magnetisch voneinander isoliert, so dass eine hohe Koerzitivkraft erhalten werden kann. Überdies kann herausgefunden werden, dass ein großer Teil der O-Positionen mit der Seigerungsposition von Y übereinstimmt und dass Y vorrangig oxidiert.
  • Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält 5 bis 8 at% B (Bor). Wenn B weniger als 5 at% ausmacht, kann keine hohe Koerzitivkraft erhalten werden. Falls B andererseits mehr als 8 at% ausmacht, nimmt die Restmagnetdichte gewöhnlich ab. Demgemäß beträgt die Obergrenze für den B-Anteil 8 at%.
  • Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann höchstens 4,0 at% Co enthalten. Co bildet die gleiche Phase wie Fe, hat jedoch Auswirkungen auf die Erhöhung der Curie-Temperatur sowie die Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit der Korngrenzenphase. Zusätzlich kann der gemäß der vorliegenden Erfindung verwendete R-T-B-basierte gesinterte Magnet Al und/oder Cu im Bereich von 0,01~1,2 at% enthalten. Dadurch, dass er Al und/oder Cu in diesem Bereich enthält, kann der erhaltene gesinterte Magnet mit einer hohen Koerzitivkraft, einer hohen Korrosionsbeständigkeit und der Verbesserung der Temperatureigenschaften verwirklicht werden.
  • Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform darf auch andere Elemente enthalten. Beispielsweise können Elemente, wie Zr, Ti, Bi, Sn, Ga, Nb, Ta, Si, V, Ag, Ge und dergleichen, geeignet enthalten sein. Andererseits werden Verunreinigungselemente, wie Sauerstoff, N (Stickstoff, C (Kohlenstoff) und dergleichen, vorzugsweise so weit wie möglich verringert. Insbesondere beträgt der Gehalt an Sauerstoff, wodurch die magnetischen Eigenschaften beeinträchtigt werden, vorzugsweise höchstens 5000 ppm, bevorzugter höchstens 3000 ppm. Dies liegt daran, dass, falls der Sauerstoffgehalt hoch ist, die Phase der Seltenerdoxide als die nicht magnetische Komponente zunimmt, was zu verschlechterten magnetischen Eigenschaften führt.
  • Das bevorzugte Beispiel des Herstellungsverfahrens gemäß der vorliegenden Erfindung wird nachfolgend beschrieben.
  • Während der Herstellung des R-T-B-basierten Magneten gemäß der vorliegenden Ausführungsform werden zuerst Rohmateriallegierungen präpariert, um den R-T-B-basierten Magneten mit der gewünschten Zusammensetzung zu erhalten. Die Legierungen können durch das Bandgießverfahren oder ein anderes bekanntes Schmelzverfahren im Vakuum oder einer Inertgasatmosphäre, vorzugsweise einer Ar-Atmosphäre, hergestellt werden. Beim Bandgießverfahren schmilzt das Rohmaterial in der nicht oxidierenden Atmosphäre in der Art einer Ar-Gasatmosphäre usw., und die erhaltene geschmolzene Lösung wird dann auf die Oberfläche der sich drehenden Walze gesprüht. Die auf der Walze gequenchte geschmolzene Lösung wird schnell verfestigt, so dass sie zu einer Lage oder einer Flocke (Squama) wird. Die schnell verfestigten Legierungen haben eine homogene Organisation mit einem Korndurchmesser von 1~50 μm.
  • Um den R-T-B-basierten gesinterten Magneten gemäß der vorliegenden Erfindung zu erhalten, wird das so genannte Einzellegierungsverfahren angewendet, bei dem eine einzige Legierungsart als Rohmaterial verwendet wird, um gesinterte Magnete zu erzeugen. Das Einzellegierungsverfahren hat Vorteile, die darin bestehen, dass das Herstellungsverfahren einfach ist und weniger Schritte aufweist, die Zusammensetzungsabweichung gering ist und es für eine stabile Herstellung geeignet ist.
  • Zusätzlich kann gemäß der vorliegenden Erfindung auch das so genannte Mischverfahren verwendet werden, indem die R2T14B-Kristallkörner aufweisende Legierung als Hauptkörper und die die Korngrenzenphase bildende Legierung verwendet werden.
  • Die Rohmetalle oder Rohlegierungen werden gewogen, um die Zielzusammensetzung zu erhalten. Die Rohlegierungen werden durch ein Bandgießverfahren im Vakuum oder in einer Inertgasatmosphäre, vorzugsweise einer Ar-Atmosphäre, erhalten. Durch Ändern der Drehgeschwindigkeit der Walze oder der Zuführgeschwindigkeit der Schmelzlösung kann die Dicke der Legierungen gesteuert werden.
  • Der Pulverisierungsschritt weist einen Grobpulverisierungsschritt und einen Feinpulverisierungsschritt auf. Zuerst werden die Rohlegierungen bis zu einem Teilchendurchmesser von etwa einigen hundert μm pulverisiert. Die Grobpulverisierung wird vorzugsweise unter Verwendung eines Grobpulverisierers in der Art einer Stampfmühle, eines Backenbrechers, einer Braunmühle und dergleichen in einer Inertgasatmosphäre ausgeführt. Vor der Grobpulverisierung ist es effektiv, dass Wasserstoff in der Rohlegierung adsorbiert wird und der Wasserstoff dann freigegeben wird, um die Pulverisierung auszuführen. Der Zweck der Wasserstofffreigabebehandlung besteht darin, den Wasserstoff als Verunreinigung im seltenerdbasierten gesinterten Magneten zu verringern. Die beibehaltene Erwärmungstemperatur zum Absorbieren von Wasserstoff wird auf mindestens 200°C oder bevorzugter mindestens 350°C gelegt. Die Haltezeit hängt von der Beziehung mit der beibehaltenen Temperatur, der Dicke der Rohlegierung usw. ab und wird auf mindestens 30 Minuten, vorzugsweise mindestens 1 Stunde, gelegt. Die Wasserstofffreigabebehandlung wird im Vakuum oder in einem Ar-Luftstrom ausgeführt. Ferner sind die Wasserstoffadsorbierbehandlung und die Wasserstofffreigabebehandlung keine notwendige Behandlung. Die Wasserstoffpulverisierung kann auch als Grobpulverisierung definiert werden, um eine mechanische Grobpulverisierung wegzulassen.
  • Nach der Grobpulverisierung wird die Feinpulverisierung ausgeführt. Während der Feinpulverisierung wird hauptsächlich eine Strahlmühle verwendet, um das grob pulverisierte Pulver mit einem Teilchendurchmesser von etwa einigen hundert μm zu einem fein pulverisierten Pulver mit einem Teilchendurchmesser von 2,5~6 μm, vorzugsweise 3~5 μm, zu pulverisieren. Die Strahlmühle gibt Inertgas von einer schmalen Düse bei hohem Druck ab und erzeugt eine schnelle Luftströmung. Das grob pulverisierte Pulver wird mit der schnellen Luftströmung beschleunigt, wodurch eine Kollision zwischen grob pulverisierten Pulvern miteinander oder eine Kollision zwischen grob pulverisierten Pulvern und einem Target oder einer Behälterwand hervorgerufen wird.
  • Die Nasspulverisierung kann auch bei der Feinpulverisierung angewendet werden. Bei der Nasspulverisierung kann eine Kugelmühle, eine Nassreibungsmühle oder dergleichen verwendet werden, um das grob pulverisierte Pulver mit einem Teilchendurchmesser von etwa einigen hundert μm zu einem fein pulverisierten Pulver mit einem Teilchendurchmesser von 1,5~5,0 μm, vorzugsweise 2,0~4,5 μm, zu pulverisieren. Weil das Dispersionsmedium bei der Nasspulverisierung geeignet gewählt werden kann, um eine Pulverisierung mit Sauerstoff nicht ausgesetzten Magnetpulvern auszuführen, kann das feine Pulver mit einer geringen Sauerstoffkonzentration erhalten werden.
  • Während der Feinpulverisierung können eine Fettsäure oder eine Ableitung der Fettsäure oder ein Kohlenwasserstoff, wie Zinkstearat, Kalziumstearat, Aluminiumstearat, Stearinamid, Oleinamid, Ethylenbis-isostearinamid als Stearinsauren oder Oleinsäuren, Paraffin, Naphthalen als Kohlenwasserstoffe und dergleichen im Bereich von etwa 0,01~0,3 Massenprozent hinzugefügt werden, um die Schmierung und Orientierung beim Formen zu verbessern.
  • Das feine Pulver wird im Magnetfeld geformt.
  • Der Formungsdruck bei der Formung im Magnetfeld kann in den Bereich von 0,3~3 Tonnen/cm2 (30~300 MPa) gelegt werden. Der Formungsdruck kann vom Anfang bis zum Ende konstant sein und auch allmählich erhöht oder verringert werden, oder er kann zufällig geändert werden. Wenn der Formungsdruck niedriger ist, ist die Orientierung besser. Falls der Formungsdruck jedoch zu niedrig ist, würde während der Handhabung infolge der ungenügenden Stärke des geformten Körpers ein Problem auftreten. In dieser Hinsicht kann der Formungsdruck aus dem vorstehenden Bereich gewählt werden. Die relative Enddichte des im Magnetfeld geformten Artikels mit der erhaltenen Form beträgt gewöhnlich 40~60%.
  • Das Magnetfeld wird im Bereich von etwa 10~20 kOe (960~1600 kA/m) angelegt. Das angelegte Magnetfeld ist nicht auf ein magnetostatisches Feld begrenzt, und es kann auch ein gepulstes Magnetfeld sein. Zusätzlich können ein magnetostatisches Feld und ein gepulstes Magnetfeld gemeinsam verwendet werden.
  • Nachfolgend wird der mit einer Form versehene Artikel in einem Vakuum oder in einer Inertgasatmosphäre gesintert. Die Sintertemperatur muss unter Berücksichtigung vieler Bedingungen in der Art der Zusammensetzung, des Pulverisierungsverfahrens, eines Unterschieds des durchschnittlichen Teilchendurchmessers und der Korngrößenverteilung und dergleichen eingestellt werden. Der mit einer Form versehene Artikel wird 1 bis 8 Stunden lang bei 1000~1200°C gesintert.
  • Nach dem Sintern wird der erhaltene gesinterte Körper alterungsbehandelt. Der Schritt ist ein wichtiger Schritt zum Steuern der Koerzitivkraft. Wenn die Alterungsbehandlung in zwei Stufen unterteilt wird, ist es wirksam, sie während einer vorgegebenen Zeit bei etwa 800°C und bei etwa 600°C zu halten. Falls die Wärmebehandlung nach dem Sintern bei etwa 800°C ausgeführt wird, nimmt die Koerzitivkraft zu. Weil die Koerzitivkraft zusätzlich stark erhöht wird, wenn eine Wärmebehandlung bei etwa 600°C ausgeführt wird, kann die Alterungsbehandlung bei etwa 600°C ausgeführt werden, wenn die Alterungsbehandlung eine Stufe ist.
  • BEISPIELE
  • Nachstehend werden Beispiele und Vergleichsbeispiele verwendet, um die vorliegende Erfindung detailliert zu beschreiben. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht auf die folgenden Beispiele beschränkt.
  • [Beispiele 1 bis 9 und Vergleichsbeispiele 1 bis 2]
  • Das Einzellegierungsverfahren wurde verwendet, um die Rohmaterialpulver zu erzeugen. Die Zusammensetzung der Rohlegierung betrug 15,04 mol% R-6,01 mol% B-Fe (Rest) bei Hinzufügung von 0,5 Massenprozent Co, 0,18 Massenprozent Al und 0,1 Massenprozent Cu. Zusätzlich wurde in Bezug auf R festgelegt, dass R1:Y = 90:10 bis 30:70 ist (mol:mol). Nd, Nd-Pr (3,37 mol%) oder Nd-Dy (0,37 mol%) wurde als R1 verwendet. Die Metalle oder Legierungen der Rohmaterialien wurden kombiniert, so dass sie die vorstehende Zusammensetzung annahmen. Die Rohlegierungslagen wurden durch das Bandgießverfahren hergestellt.
  • Die erhaltenen Rohlegierungslagen wurden der Wasserstoffpulverisierung unterzogen, um die grob pulverisierten Pulver zu erhalten. Oleinamid wurde als Schmiermittel zu den grob pulverisierten Pulvern hinzugefügt. Anschließend wurde eine Feinpulverisierung unter einem hohen Druck in einer N2-Gasatmosphäre unter Verwendung einer Strahlmühle ausgeführt, um ein fein pulverisiertes Pulver zu erhalten.
  • Anschließend wurden die fein pulverisierten Pulver in einem Magnetfeld geformt. Genauer gesagt wurde das Formen in einem Magnetfeld von 1200 kA/m (15 kOe) unter einem Druck von 140 MPa ausgeführt, und es wurde dann ein geformter Körper mit einer Größe von 20 mm × 18 mm × 13 mm erhalten. Die Richtung des Magnetfelds war eine zur Pressrichtung vertikale Richtung. Dann wurde der erhaltene geformte Körper 2 Stunden lang bei 1090°C gebrannt. Danach wurde eine Alterungsbehandlung über eine Stunde bei 850°C und eine weitere Stunde bei 530°C bereitgestellt, so dass ein gesinterter Körper erhalten wurde.
  • Das Verhältnis zwischen R1 und Y in der Korngrenze wurde nach dem folgenden Verfahren berechnet. Weil verschiedene Produkte, wie Oxide, Nitride, seigernde Substanz und dergleichen, in der Korngrenzenphase enthalten waren, ist es nicht realistisch, die durchschnittliche Zusammensetzung der Korngrenzenphase durch EPMA und dergleichen herauszufinden. Daher konnte die Zusammensetzung auf der Grundlage der Zusammensetzung der R2-F14-B-Kristallkörner und der Erzeugungsrate von R2-F14-B-Kristallkörnern berechnet werden.
  • Die Zusammensetzung der polierten Proben wurde unter Verwendung von EPMA analysiert. Die R2-F14-B-Kristallkörner wurden durch Betrachten von Rückstreuelektronenbildern eines Elektronenmikroskops und EPMA-Bildern zugewiesen. Die quantitative Analyse wurde auf der Grundlage von mindestens 3 jeweiligen Punkten im Inneren von wenigstens 10 Kristallkörnern ausgeführt, um die durchschnittliche Zusammensetzung der R2-F14-B-Kristallkörner zu erhalten.
  • Der Anteil der im gesinterten Körper enthaltenen R2-F14-B-Kristalle wurde berechnet. Zuerst wurde die Zusammensetzung des gesamten gesinterten Körpers unter Verwendung von ICP-AES (d. h. plasmaangeregte Atomemissions-Spektrometrie) erhalten. Dies wurde als die Zusammensetzung des gesinterten Körpers angesehen. Weil der gesinterte Magnet mit einer Zusammensetzung hergestellt wurde, bei der R die stöchiometrische Zusammensetzung von R2-F14-B übersteigt, war die Zusammensetzung des gesamten gesinterten Körpers derart, dass Fe oder B auf der Grundlage des R-Anteils in Bezug auf R2-F14-B knapp war. Falls der Anteil der R2-F14-B-Phase auf der Grundlage des Elements, das zwischen Fe und B knapper war, berechnet wurde, wurde der im gesamten gesinterten Körper enthaltene erzeugte Anteil von R2-F14-B berechnet.
  • Wenn die Zusammensetzung der R2-F14-B-Kristallkörner im gesinterten Körper und der erzeugte Anteil der R2-F14-B-Phase im gesinterten Körper bekannt waren, konnte die durchschnittliche Zusammensetzung der Korngrenzenphase durch Subtrahieren des R2-F14-B-Phasenanteils von der Gesamtzusammensetzung berechnet werden. Demgemäß wurde das Verhältnis zwischen R1 und Y in der Korngrenzenphase als das berechnete Verhältnis zwischen R1 und Y in der Korngrenzenphase erhalten.
  • Der erhaltene gesinterte Körper wurde zu einer Platte mit 13 mm × 8 mm × 2 mm verarbeitet. Der Plattenmagnet wurde bei 120°C unter einem Druck von 2 atm in eine Atmosphäre gesättigten Dampfs mit einer relativen Luftfeuchtigkeit von 100% eingebracht. Die Korrosionsbeständigkeit wurde durch den Zeitraum bis zum Auftreten der Zerstörung des Magneten durch Korrosion, d. h. bis eine scharfe Gewichtsverringerung dadurch auftrat, dass sich die R2-F14-B-Kristallkörner ablösten, bewertet. Der Zeitraum bis zum Beginn der Zerstörung des Magneten wurde als die Korrosionsbeständigkeit von R-T-B-basierten gesinterten Magneten bewertet. Die Bewertung dauerte höchstens 2 Wochen (336 Stunden).
  • Der erhaltene gesinterte Körper wurde zu einer Platte mit 12 mm × 10 mm × 13 mm verarbeitet. Die Restflussdichte (Br) und die Koerzitivkraft (HcJ) dieser Proben wurden durch einen BH-Tracer gemessen. Diese Ergebnisse sind in Tabelle 1 dargestellt. Tabelle 1
    R1-Spezies Molverhältnis zwischen R1 und Y Korrosionsbeständigkeit Br (Tm) HcJ (kA/m)
    Die erzeugte Zusammensetzung Die Zusammensetzung des gesinterten Körpers Berechnete Korngrenzenphase
    Beispiel 1 Nd 80:20 81:19 79:21 288 Stunden 1404 907
    Beispiel 2 Nd 75:25 75:25 75:25 336 Stunden ohne Korrosion 1374 878
    Beispiel 3 Nd 70:30 70:30 69:31 336 Stunden ohne Korrosion 1392 857
    Beispiel 4 Nd 50:50 53:47 52:48 336 Stunden ohne Korrosion 1340 731
    Beispiel 5 Nd 45:55 47:57 45:55 312 Stunden 1351 717
    Beispiel 6 Nd 40:60 41:59 40:60 264 Stunden 1334 690
    Beispiel 7 Nd 35:65 37:63 36:64 240 Stunden 1323 654
    Beispiel 8 Nd, Pr 50:50 50:50 51:49 336 Stunden ohne Korrosion 1340 758
    Beispiel 9 Nd, Dy 50:50 51:49 51:49 336 Stunden ohne Korrosion 1322 916
    Vergleichsbeispiel 1 Nd 90:10 89:11 90:10 192 Stunden 1422 936
    Vergleichsbeispiel 2 Nd 30:70 32:68 31:69 96 Stunden 1314 631
  • Es konnte anhand der Beispiele 1 bis 7 bestätigt werden, dass es keine erhebliche Differenz zwischen der erzeugten Zusammensetzung und der Berechnung der Korngrenzenphase gab. Es kann entnommen werden, dass sich eine hohe Korrosionsbeständigkeit ergab, wenn das Molverhältnis zwischen R1 und Y im Bereich von 80:20~35:65 lag. Falls der Bereich überschritten wurde, wurde die Korrosionsbeständigkeit niedriger. Nd als Korngrenzenphase existierte in einem großen Anteil in dem Gebiet, in dem Y kleiner als der vorstehende Bereich ist, so dass eine Korrosion infolge der Wasserstoffadsorption auftrat. Die Seigerung von Y trat nur schwer in dem Gebiet auf, in dem Y oberhalb des vorstehenden Bereichs liegt, was noch zu einer Korrosion infolge der Wasserstoffadsorption führt.
  • Wenn das Molverhältnis zwischen R1 und Y insbesondere 75:25 bis 45:55 betrug, wurden sowohl eine hohe Korrosionsbeständigkeit als auch hohe magnetische Eigenschaften erhalten. Das magnetische Anisotropiefeld von Y2-Fe14-B betrug etwa 1/3 desjenigen von Nd2-Fe14-B. Falls Y zu groß ist, verringert sich die Koerzitivkraft.
  • Wie in den Beispielen 8 bis 9 dargestellt ist, trat eine hohe Korrosionsbeständigkeit selbst dann auf, wenn Nd zusammen mit Pr und Dy als R1 enthalten war.
  • 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 59-46008 [0002, 0006]
    • JP 4-330702 [0005, 0006]
  • Zitierte Nicht-Patentliteratur
    • Kirkpatrick, C. G., Love, B.: 'Rare Earth Research', F. J. Nachmau, C. E. Lundin, New York: Gordon and Breach (1962) 87 [0022]
    • Spedding, F. H., Valletta, R. M., Daane, A. H.: Trans. ASM 55 (1962) 483 [0022]
    • Beaudry, B. J., Michael, M., Daane, A. H., Spedding, F. H., in: 'Rare Earth Research III', L. Eyring, New York: Gordon and Breach (1965) 247 [0022]
    • Luddin, C. E.: AD 633558 final report, Denver Research Inst., University Denver, Denver, CO (1966) [0022]
    • Svechnikov, V. N., Kobzenko, G. V., Martynchuk, E. J.: Dopov. Akad. Nauk Ukr. RSR, Ser. A. (1972) 754 [0022]
    • Gschneidner jr., K. A., Calderwood, F. W.: Bull. Alloy Phase Diagrams 3 (1982) 202 [0022]
    • Gschneidner jr., K. A., Calderwood, F. W., in: 'Binary Alloy Phase Diagrams', Zweite Ausgabe, Band 3, T. B. Massalski, Materials Information Soc., Materials Park, Ohio (1990) [0022]

Claims (2)

  1. R-T-B-basierter gesinterter Magnet, wobei R Y und R1 als wesentliche Bestandteile enthält, Y Yttrium ist, R1 wenigstens eine Art eines Seltenerdelements mit Ausnahme von Y ist, jedoch Nd als wesentlichen Bestandteil enthält, und T wenigstens eine Art eines Übergangsmetallelements repräsentiert, das Fe oder die Kombination von Fe und Co als wesentlichen Bestandteil enthält, und wobei das Verhältnis zwischen R1 und Y (R1:Y) im R in Bezug auf das Molverhältnis der Zusammensetzung des gesinterten Magneten 80:20 bis 35:65 ist.
  2. R-T-B-basierter gesinterter Magnet nach Anspruch 1, wobei das Verhältnis zwischen R1 und Y (R1:Y) im R in Bezug auf das Molverhältnis 75:25 bis 45:55 ist.
DE102014105629.9A 2013-04-22 2014-04-22 R-T-B basierter gesinterter Magnet Withdrawn DE102014105629A1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013089523A JP2014216340A (ja) 2013-04-22 2013-04-22 R−t−b系焼結磁石
JP2013-089523 2013-04-22

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE102014105629A1 true DE102014105629A1 (de) 2014-10-23

Family

ID=51629090

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE102014105629.9A Withdrawn DE102014105629A1 (de) 2013-04-22 2014-04-22 R-T-B basierter gesinterter Magnet

Country Status (4)

Country Link
US (1) US20140311289A1 (de)
JP (1) JP2014216340A (de)
CN (1) CN104112556A (de)
DE (1) DE102014105629A1 (de)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112201429B (zh) * 2020-10-14 2021-12-21 燕山大学 一种纳米级梯度结构的永磁体及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5946008A (ja) 1982-08-21 1984-03-15 Sumitomo Special Metals Co Ltd 永久磁石
JPH04330702A (ja) 1990-11-20 1992-11-18 Shin Etsu Chem Co Ltd 耐触性に優れた希土類永久磁石

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06140227A (ja) * 1992-09-09 1994-05-20 Kawasaki Steel Corp 高耐食性希土類−遷移金属系永久磁石
JPH11106803A (ja) * 1997-10-02 1999-04-20 Mitsubishi Materials Corp 優れた磁気特性を有する希土類磁石粉末の製造方法
KR100771676B1 (ko) * 2000-10-04 2007-10-31 가부시키가이샤 네오맥스 희토류 소결자석 및 그 제조방법
JP3489741B2 (ja) * 2000-10-04 2004-01-26 住友特殊金属株式会社 希土類焼結磁石およびその製造方法
JP4254121B2 (ja) * 2002-04-03 2009-04-15 日立金属株式会社 希土類焼結磁石およびその製造方法
CN101834045B (zh) * 2009-03-13 2013-01-16 赣州嘉通新材料有限公司 含钇的钕铁硼永磁材料及制造方法
CN102360655A (zh) * 2011-06-16 2012-02-22 李和良 含钇的钕铁硼永磁材料
CN103545079A (zh) * 2013-09-30 2014-01-29 赣州诚正有色金属有限公司 双主相含钇永磁磁体及其制备方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5946008A (ja) 1982-08-21 1984-03-15 Sumitomo Special Metals Co Ltd 永久磁石
JPH04330702A (ja) 1990-11-20 1992-11-18 Shin Etsu Chem Co Ltd 耐触性に優れた希土類永久磁石

Non-Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
Beaudry, B. J., Michael, M., Daane, A. H., Spedding, F. H., in: 'Rare Earth Research III', L. Eyring, New York: Gordon and Breach (1965) 247
Gschneidner jr., K. A., Calderwood, F. W., in: 'Binary Alloy Phase Diagrams', Zweite Ausgabe, Band 3, T. B. Massalski, Materials Information Soc., Materials Park, Ohio (1990)
Gschneidner jr., K. A., Calderwood, F. W.: Bull. Alloy Phase Diagrams 3 (1982) 202
Kirkpatrick, C. G., Love, B.: 'Rare Earth Research', F. J. Nachmau, C. E. Lundin, New York: Gordon and Breach (1962) 87
Luddin, C. E.: AD 633558 final report, Denver Research Inst., University Denver, Denver, CO (1966)
Spedding, F. H., Valletta, R. M., Daane, A. H.: Trans. ASM 55 (1962) 483
Svechnikov, V. N., Kobzenko, G. V., Martynchuk, E. J.: Dopov. Akad. Nauk Ukr. RSR, Ser. A. (1972) 754

Also Published As

Publication number Publication date
CN104112556A (zh) 2014-10-22
US20140311289A1 (en) 2014-10-23
JP2014216340A (ja) 2014-11-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE60309120T2 (de) Gesinterter R-Fe-B Magnet
DE102016001717B4 (de) Seltenerd-basierter Permanentmagnet
DE102014105551B4 (de) R-t-b-basierter gesinterter magnet
DE102014118984B4 (de) Seltenerdbasierter Magnet
DE112016002876T5 (de) R-T-B basierter Sintermagnet und Verfahren zu seiner Herstellung
DE102017203074A1 (de) Permanentmagnet auf R-T-B Basis
DE60319339T2 (de) Verfahren zur herstellung eines seltenerdelement-permanentmagneten auf r-t-b-basis
DE112012004502T5 (de) R-T-B basierter gesinterter Magnet
DE112015001825T5 (de) Seltenerd-Permanentmagnet
DE102014119040B4 (de) Seltenerdbasierter Magnet
DE102014105638A1 (de) R-T-B-basierter gesinterter Magnet
DE60317767T2 (de) R-t-b-seltenerd-permanentmagnet
DE112013000958T5 (de) Gesinterter Magnet auf R-T-B-Basis
DE112013000959T5 (de) Gesinterter Magnet auf R-T-B-Basis
DE112012003472T5 (de) Verfahren zur Herstellung von Seltenerdmagneten und Seltenerdmagnete
DE112018000214T5 (de) Magnetpulver, das SM-Fe-N-basierte Kristallpartikel enthält, aus diesem hergestellter Sintermagnet, Verfahren zur Herstellung dieses Magnetpulvers; und Verfahren zur Herstellung des Sintermagneten
DE112011102958T5 (de) Magnetisches Material und Verfahren zu seiner Herstellung
DE102017222060A1 (de) Permanentmagnet auf R-T-B-Basis
DE102017115791A1 (de) R-T-B-basierter Seltenerdpermanentmagnet
DE112014001585T5 (de) R-T-B-Basierter Dauermagnet
DE102017222062A1 (de) Permanentmagnet auf R-T-B-Basis
DE102015212192A1 (de) Verfahren zum Herstellen einer Legierung für einen gesinterten Magneten auf R-T-B-Seltenerdbasis und Verfahren zum Herstellen eines gesinterten Magneten auf R-T-B-Seltenerdbasis
DE102019132701A1 (de) Verfahren zur herstellung eines r-t-b-permanentmagneten
DE102014119055B4 (de) Seltenerdbasierter Magnet
DE102015106080A1 (de) R-t-b basierter permanentmagnet und rohlegierung für selbigen

Legal Events

Date Code Title Description
R012 Request for examination validly filed
R120 Application withdrawn or ip right abandoned