DE102014105792A1

DE102014105792A1 - R-T-B-basierter Permanentmagnet

Info

Publication number: DE102014105792A1
Application number: DE201410105792
Authority: DE
Inventors: c/o TDK CORPORATION Hashimoto Ryuji; c/o TDK Corporation Suzuki Kenichi; c/o TDK Corporation Choi Kyung-Ku; c/o TDK Corporation Nishikawa Kenichi
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2013-04-25
Filing date: 2014-04-24
Publication date: 2014-10-30
Anticipated expiration: 2034-04-25
Also published as: CN104124020B; DE102014105792B4; JP5565497B1; JP2014216460A; US20140320246A1; US9082537B2; CN104124020A

Abstract

Die vorliegende Erfindung sieht einen Permanentmagneten vor, der ausgezeichnete Temperatureigenschaften aufweist und dessen magnetische Eigenschaften, verglichen mit dem herkömmlichen R-T-B-basierten Permanentmagneten, nicht erheblich verringert sind. In der R-T-B-basierten Struktur kann eine gestapelte Struktur der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Y-T-B-basierten Kristallschicht durch abwechselndes Stapeln von R1-T-B und Y-T-B gebildet werden. Auf diese Weise kann ein hohes magnetisches Anisotropiefeld der R1-T-B-basierten Kristallschicht aufrechterhalten werden, während der Temperaturkoeffizient der Y-T-B-basierten Kristallschicht verbessert werden kann.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen seltenerdbasierten Permanentmagneten, insbesondere einen Permanentmagneten, der durch selektives Ersetzen eines Teils des R im R-T-B-basierten Permanentmagneten durch Y erhalten wird.
HINTERGRUND
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet (R repräsentiert ein Seltenerdelement und T repräsentiert Fe oder Fe, wobei ein Teil davon durch Co ersetzt wurde) mit einer tetragonalen Verbindung R₂T₁₄B als Hauptphase hat bekanntermaßen ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und wurde als ein repräsentativer Permanentmagnet mit guten Funktionseigenschaften angesehen, seit er 1982 erfunden wurde (Patentdokument 1: JP59-46008 ).
Insbesondere haben die R-T-B-basierten Permanentmagnete, bei denen das Seltenerdelement R aus Nd, Pr, Dy, Ho oder Tb besteht, hohe magnetische Anisotropiefelder Ha und werden weit verbreitet als Permanentmagnetmaterialien verwendet. Von diesen wird der Nd-Fe-B-basierte Permanentmagnet, der Nd als Seltenerdelement R aufweist, im Haushalt von Personen, in der Industrie, in Transportgeräten und dergleichen weit verbreitet verwendet, weil er ein gutes Gleichgewicht zwischen der Sättigungsmagnetisierung Is, der Curie-Temperatur Tc und dem magnetischen Anisotropiefeld Ha aufweist und in Bezug auf das Ressourcenvolumen und die Korrosionsbeständigkeit besser ist als die R-T-B-basierten Permanentmagnete mit anderen Seltenerdelementen R. Der Nd-Fe-B-basierte Permanentmagnet weist jedoch einige Probleme auf. Insbesondere ist der Absolutwert des Temperaturkoeffizienten der Restflussdichte groß und es kann insbesondere bei einer hohen Temperatur oberhalb von 100°C, verglichen mit jener unter Raumtemperatur, nur ein kleiner magnetischer Fluss erreicht werden.
PATENTDOKUMENTE

Patentdokument 1: offengelegte japanische Patentveröffentlichung Nr. Sho 59-46008
Patentdokument 2: offengelegte japanische Patentveröffentlichung Nr. 2011-187624

Y ist als ein Seltenerdelement bekannt, das kleinere Absolutwerte der Temperaturkoeffizienten der Restflussdichte und der Koerzitivkraft als Nd, Pr, Dy, Ho und Tb aufweist. In Patentdokument 2 ist ein Y-T-B-basierter Permanentmagnet offenbart, der Y als das Seltenerdelement R im R-T-B-basierten Permanentmagneten aufweist. Wenngleich der Y-T-B-basierte Permanentmagnet die Y₂Fe₁₄B-Phase mit einem kleinen magnetischen Anisotropiefeld Ha als Hauptphase aufweist, kann ein Permanentmagnet mit einer brauchbaren Koerzitivkraft erreicht werden, indem die Anteile von Y und B auf Niveaus erhöht werden, die größer als jene auf der Grundlage der stöchiometrischen Zusammensetzung von Y₂Fe₁₄B sind. Ferner kann durch die Verwendung von Y als das Seltenerdelement R im R-T-B-basierten Permanentmagneten ein Permanentmagnet mit kleineren Absolutwerten der Temperaturkoeffizienten der Restflussdichte und der Koerzitivkraft als jene des Nd-Fe-B-basierten Permanentmagneten erreicht werden. Der in Patentdokument 2 offenbarte Y-T-B-basierte Permanentmagnet hat jedoch eine Restflussdichte von etwa 0,5 bis 0,6 T, eine Koerzitivkraft von etwa 250 bis 350 kA/m und magnetische Eigenschaften, die viel schlechter sind als jene des Nd-T-B-basierten Permanentmagneten. Das heißt, dass der in Patentdokument 2 beschriebene Y-T-B-basierte Permanentmagnet den herkömmlichen Nd-T-B-basierten Permanentmagneten kaum ersetzen kann.
ZUSAMMENFASSUNG
Die vorliegende Erfindung wird durch Erkennen der vorstehend erwähnten Situation erreicht. Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen Permanentmagneten mit ausgezeichneten Temperatureigenschaften und magnetischen Eigenschaften bereitzustellen, die, verglichen mit dem R-T-B-basierten Permanentmagneten, der im Haushalt von Personen, in der Industrie, in Transportgeräten und dergleichen weit verbreitet verwendet wird, selbst bei einer hohen Temperatur oberhalb von 100°C nicht erheblich verschlechtert werden.
Zum Lösen der vorstehend erwähnten Probleme und zum Erreichen des Ziels ist ein Permanentmagnet vorgesehen, der eine R-T-B-basierte Struktur aufweist, bei der eine R1-T-B-basierte Kristallschicht (wobei R1 wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Y repräsentiert und T wenigstens ein Übergangsmetallelement repräsentiert, das Fe oder die Kombination von Fe und Co als wesentlichen Bestandteil enthält) und eine Y-T-B-basierte Kristallschicht gestapelt sind. Mit einer solchen Struktur kann ein Permanentmagnet mit ausgezeichneten Temperatureigenschaften und magnetischen Eigenschaften, die verglichen mit dem herkömmlichen R-T-B-basierten Permanentmagneten nicht erheblich verschlechtert werden, erreicht werden.
Gemäß der vorliegenden Erfindung weist R R1 und Y auf. Die Verwendung von Y kann den Absolutwert des Temperaturkoeffizienten verringern. Andererseits wird dadurch das Problem hervorgerufen, dass das magnetische Anisotropiefeld verringert wird. Demgemäß haben die Erfinder herausgefunden, dass das hohe magnetische Anisotropiefeld der R1-T-B-basierten Kristallschicht aufrechterhalten werden kann, während der Temperaturkoeffizient der Y-T-B-basierten Kristallschicht verbessert werden kann, indem die R1-T-B-basierte Kristallschicht und die Y-T-B-basierte Kristallschicht gestapelt werden. Auf diese Weise wurde die vorliegende Erfindung erreicht.
Beim R-T-B-basierten Permanentmagneten gemäß der vorliegenden Erfindung reicht das Atomverhältnis zwischen R1 und Y (d. h. R1/Y) vorzugsweise von 0,1 bis 10. Durch Festlegen des Atomverhältnisses in diesen Bereich wird ein Gleichgewicht zwischen dem hohen magnetischen Anisotropiefeld der R1-T-B-basierten Kristallschicht und dem verbesserten Temperaturkoeffizienten der Y-T-B-basierten Kristallschicht erreicht. Insbesondere können gute magnetische Eigenschaften erreicht werden.
Beim R-T-B-basierten Permanentmagneten gemäß der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, dass die Dicke der R1-T-B-basierten Kristallschicht 0,6 nm oder mehr und 300 nm oder weniger beträgt und dass die Dicke der Y-T-B-basierten Kristallschicht 0,6 nm oder mehr und 200 nm oder weniger beträgt. Durch Festlegen der Dicken dieser Schichten in diese Bereiche werden teilweise auch die Koerzitivkraftinduktionsmechanismen von einzelnen magnetischen Domänen erzeugt. Insbesondere kann eine hohe Koerzitivkraft erreicht werden.
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann eine Koerzitivkraft, die höher ist als jene des R-T-B-basierten Permanentmagneten, wobei Y als R verwendet wird, aufrechterhalten werden, indem die R1-Y-B-basierte Kristallschicht und die Y-T-B-basierte Kristallschicht im R-T-B-basierten Permanentmagneten mit hinzugefügtem Y gestapelt werden. Ferner können die Absolutwerte der Temperaturkoeffizienten der Restflussdichte und der Koerzitivkraft niedriger sein als jene der herkömmlichen R-T-B-basierten Permanentmagnete, bei denen Nd, Pr, Dy, Ho oder Tb als R verwendet wird.
KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG
1 zeigt ein STEM-HAADF-Bild des Querschnitts der Probe aus Beispiel 3.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG VON AUSFÜHRUNGSFORMEN
Die Wege zum Ausführen der vorliegenden Erfindung (Ausführungsformen) werden detailliert beschrieben. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht durch die folgenden Ausführungsformen beschränkt. Zusätzlich können die nachstehend beschriebenen Elemente Elemente, die Fachleuten leicht einfallen werden, und Elemente, die im Wesentlichen die gleichen sind, enthalten. Zusätzlich können die nachstehend beschriebenen Elemente in geeigneter Weise kombiniert werden.
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält 11 bis 18 at% Seltenerdelemente. Hier weist das R gemäß der vorliegenden Erfindung R1 und Y als wesentliche Bestandteile auf. R1 repräsentiert wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Y Falls der R-Anteil niedriger als 11 at% ist, ist die Erzeugung der im R-T-B-basierten Permanentmagneten enthaltenen R₂T₁₄B-Phase nicht ausreichend, fällt das weichmagnetische α-Fe und dergleichen aus und wird die Koerzitivkraft erheblich verringert. Falls R andererseits größer als 18 at% ist, nimmt der Volumenanteil der R₂T₁₄B-Phase ab und nimmt die Restflussdichte ab. Weil R mit O reagiert, nimmt, während der darin enthaltene O-Anteil zunimmt, ferner die bei der Erzeugung der Koerzitivkraft wirksame R-reiche Phase ab, was zu einer Verringerung der Koerzitivkraft führt.
Gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält das vorstehend erwähnte Seltenerdelement R R1 und Y. R1 repräsentiert wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Y. Hier könnte R1 auch andere Bestandteile enthalten, die vom Ausgangsmaterial abgeleitete Verunreinigungen oder während des Herstellungsprozesses eingemischte Verunreinigungen sind. Falls zusätzlich ein hohes magnetisches Anisotropiefeld als erwünscht angesehen wird, ist R1 vorzugsweise Nd, Pr, Dy, Ho und/oder Tb. Angesichts des Preises der Ausgangsmaterialien und der Korrosionsbeständigkeit ist Nd bevorzugter.
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält 5 bis 8 at% B. Falls der B-Anteil kleiner als 5 at% ist, kann keine hohe Koerzitivkraft erreicht werden. Falls der B-Anteil andererseits größer als 8 at% ist, nimmt die Restmagnetdichte gewöhnlich ab. Demgemäß wird die Obergrenze des B-Anteils auf 8 at% festgelegt.
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann 4,0 at% oder weniger Co enthalten. Co bildet die gleiche Phase wie Fe, es ist jedoch bei der Verbesserung der Curie-Temperatur und der Korrosionsbeständigkeit der Korngrenzenphase wirksam. Ferner kann der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform 0,01 bis 1,2 at% von Al und/oder Cu enthalten. Durch die Aufnahme von Al und/oder Cu im vorstehend erwähnten Bereich können eine hohe Koerzitivkraft, eine hohe Korrosionsbeständigkeit und verbesserte Temperatureigenschaften des sich ergebenden Permanentmagneten erreicht werden.
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet 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 ist es bevorzugt, dass Verunreinigungselemente, wie 0, N, C und dergleichen, auf ein äußerst niedriges Niveau verringert werden. Insbesondere beträgt der Anteil von 0, der die magnetischen Eigenschaften beschädigt, vorzugsweise 5000 ppm oder weniger und bevorzugter 3000 ppm oder weniger. Dies liegt daran, dass die Phase der Seltenerdoxide als die nicht magnetischen Bestandteile im Volumen zunimmt, falls 0 in einem hohen Anteil enthalten ist, was zu verringerten magnetischen Eigenschaften führt.
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform hat eine R-T-B-basierte Struktur, bei der die R1-T-B-basierte Kristallschicht und die Y-T-B-basierte Kristallschicht gestapelt sind. Durch das Stapeln der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Y-T-B-basierten Kristallschicht wird der Temperaturkoeffizient der Y-T-B-basierten Kristallschicht verbessert, während ein hohes magnetisches Anisotropiefeld der R1-T-B-basierten Kristallschicht aufrechterhalten wird.
Hier liegt das Atomverhältnis zwischen R1 und Y (d. h. R1/Y) vorzugsweise im Bereich von 0,1 oder mehr und 10 oder weniger. Durch Festlegen des Atomverhältnisses in diesen Bereich wird ein Gleichgewicht zwischen dem hohen magnetischen Anisotropiefeld der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Wirkung des Verbesserns des Temperaturkoeffizienten der Y-T-B-basierten Kristallschicht erreicht. Insbesondere können hohe magnetische Eigenschaften erreicht werden. Dieses Atomverhältnis ist jedoch nicht beschränkt, beispielsweise wenn eine Schicht auf die Oberfläche gelegt wird und eine lokale Verbesserung angestrebt wird.
Ferner beträgt die Dicke der R1-T-B-basierten Kristallschicht vorzugsweise 0,6 nm oder mehr und 300 nm oder weniger und beträgt die Dicke der Y-T-B-basierten Kristallschicht 0,6 nm oder mehr und 200 nm oder weniger. Die kritische Teilchengröße in der einzelnen magnetischen Domäne beträgt etwa 300 nm für Nd₂T₁₄B und etwa 200 nm für Y₂Fe₁₄B. Demgemäß werden durch Stapeln jeder Schicht mit einer Dicke, die kleiner oder gleich der jeweiligen kritischen Teilchengröße ist, die Koerzitivkraftinduktionsmechanismen von der einzelnen magnetischen Domäne teilweise auch vom Keimbildungstyp erzeugt, welcher der allgemeine Koerzitivkraftinduktionsmechanismus beim R-T-B-basierten Permanentmagneten ist. Auf diese Weise kann eine hohe Koerzitivkraft erreicht werden. Andererseits beträgt der interatomare Abstand in c-Achsenrichtung bei der R₂T₁₄B-Kristallstruktur etwa 0,6 nm. Falls die Schichtdicke 0,6 nm oder weniger beträgt, kann die gestapelte Struktur aus der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Y-T-B-basierten Kristallschicht nicht gebildet werden. Falls die Stapelung mit einer Dicke von weniger als 0,6 nm ausgeführt wird, wird eine Kristallstruktur von R₂T₁₄B erhalten, bei der ein Teil von R1 und Y zufällig angeordnet ist.
Nachstehend werden die bevorzugten Beispiele des Herstellungsverfahrens gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Die Verfahren zum Herstellen des R-T-B-basierten Permanentmagneten umfassen Sintern, schnell gequenchte Verfestigung, Dampfabscheidung, HDDR und dergleichen. Ein Beispiel des Herstellungsverfahrens, das durch Sputtern bei der Dampfabscheidung ausgeführt wird, wird nachstehend beschrieben.
Als Material werden zuerst die Targetmaterialien präpariert. Die Targetmaterialien sind ein R1-T-B-legiertes Targetmaterial und ein Y-T-B-legiertes Targetmaterial mit einer gewünschten Zusammensetzung. Weil die Sputterausbeute jedes Elements verschieden ist, kann es hier eine Abweichung zwischen dem Zusammensetzungsverhältnis der Targetmaterialien und dem Zusammensetzungsverhältnis des durch Sputtern gebildeten Films geben, und es ist eine Anpassung erforderlich. Wenn eine Vorrichtung mit drei oder mehr Sputtermitteln verwendet wird, können Einzelelementtargetmaterialien für jedes von R1, Y, T und B präpariert werden, um das Sputtern in gewünschten Verhältnissen auszuführen. Ferner kann das Sputtern auch in gewünschten Verhältnissen ausgeführt werden, indem Materialien mit einem Teil der legierten Targetmaterialien, wie R1, Y und T-B, verwendet werden. Wenn in ähnlicher Weise andere Elemente, wie Zr, Ti, Bi, Sn, Ga, Nb, Ta, Si, V, Ag, Ge und dergleichen, geeignet enthalten sein müssen, können sie auch durch die Verwendung der zwei Verfahren aufgenommen werden, welche die legierten Targetmaterialien und Einzelelementtargetmaterialien umfassen. Andererseits werden die Verunreinigungselemente, wie O, N, C und dergleichen, vorzugsweise so weit wie möglich verringert, so dass auch der Anteil der in den Targetmaterialien enthaltenen Verunreinigungen so weit wie möglich verringert wird.
Während der Lagerung werden die Targetmaterialien von den Oberflächen aus oxidiert. Insbesondere schreitet die Oxidation schnell fort, wenn Einzelelementtargetmaterialien von Seltenerdelementen, wie R1 und Y, verwendet werden. Daher ist vor der Verwendung dieser Targetmaterialien ein ausreichendes Sputtern wesentlich, um ihre reinen Oberflächen freizulegen.
Für das Basismaterial, das durch Sputtern als Film gebildet wird, können verschiedene Metalle, Glas, Silicium, Keramiken und dergleichen für die Verwendung ausgewählt werden. Weil die Behandlung bei einer hohen Temperatur wesentlich ist, um eine gewünschte Kristallstruktur zu erhalten, sind Materialien mit hohen Schmelzpunkten bevorzugt. Ferner wird zusätzlich zur Widerstandsfähigkeit gegen die Hochtemperaturbehandlung als eine Maßnahme zum Lösen des Problems, dass die Haftung am R-T-B-Film manchmal nicht ausreichend ist, gewöhnlich die Haftung verbessert, indem ein Basisfilm aus Cr oder Ti, Ta, Mo und dergleichen bereitgestellt wird. Um die Oxidation des R-T-B-Films zu verhindern, kann ein Schutzfilm aus Ti, Ta, Mo und dergleichen auf dem R-T-B-Film bereitgestellt werden.
In Bezug auf die Filmbildungsvorrichtung zum Sputtern wird die Vakuumkammer vorzugsweise auf 10^–6 Pa oder darunter, bevorzugter auf 10^–8 Pa oder darunter, evakuiert, weil es bevorzugt ist, dass Verunreinigungselemente, wie O, N, C und dergleichen, maximal verringert werden. Um einen Hochvakuumzustand zu erhalten, wird vorzugsweise eine Basismaterialzufuhrkammer, die mit der Filmbildungskammer verbunden ist, bereitgestellt. Weil es wesentlich ist, das Sputtern ausreichend auszuführen, um die reinen Oberflächen der Targetmaterialien freizulegen, bevor die Targetmaterialien verwendet werden, weist die Filmbildungsvorrichtung dann vorzugsweise ein Abschirmungsmittel auf, das unter einem Vakuumzustand zwischen den Basismaterialien und den Targetmaterialien betrieben werden kann. Als Sputterverfahren ist zum maximalen Verringern des Anteils von Verunreinigungselementen das Verfahren zum Magnetronsputtern bevorzugt, das unter einer Ar-Atmosphäre mit einem niedrigeren Druck ausgeführt werden kann. Weil die Fe und Co enthaltenden Targetmaterialien das Leck erheblich verringern könnten und das Sputtern schwer wäre, ist es notwendig, eine geeignete Dicke des Targetmaterials zu wählen. Die Leistung für das Sputtern kann eine Dauerstrichleistung oder eine HF-Leistung sein, was von den Targetmaterialien abhängt.
Zur Verwendung der Targetmaterialien und der Basismaterialien, die vorstehend erwähnt wurden, um eine gestapelte Struktur der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Y-T-B-basierten Kristallschicht zu präparieren, werden das Sputtern des R1-T-B-legierten Targetmaterials und jenes des Y-T-B-legierten Targetmaterials abwechselnd ausgeführt. Wenn die Einzelelementtargetmaterialien für jedes von R1, Y, T und B verwendet werden, wird das Sputtern der drei Targetmaterialien von R1, T und B in einem gewünschten Verhältnis gefolgt vom Sputtern der drei Targetmaterialien von Y, T und B in einem gewünschten Verhältnis ausgeführt. Durch abwechselndes Wiederholen des Sputterns ist es möglich, eine gestapelte Struktur ähnlich jener zu erhalten, die durch die Verwendung der legierten Targetmaterialien erhalten wird. Während des Sputterns der drei Targetmaterialien, wie R1, T und B sowie Y, T und B, kann das Sputtern durch ein beliebiges ausgewähltes aus einem gleichzeitigen Sputtern von drei Targetmaterialien und einem Mehrschichtsputtern, bei dem jedes Element individuell gesputtert wird, ausgeführt werden. Selbst im Fall eines Mehrschichtsputterns wird die R-T-B-basierte Kristallstruktur infolge der thermodynamischen Stabilität durch Ausführen des Stapelns mit geeigneten Verhältnissen und Dicken, gefolgt von einer Erwärmung, gebildet. Ferner kann die gestapelte Struktur durch Transportieren der Basismaterialien innerhalb der Filmbildungsvorrichtung präpariert werden, um das Sputtern verschiedener Targetmaterialien in getrennten Kammern auszuführen.
Die Anzahl der Wiederholungen in der gestapelten Struktur kann auf eine beliebige Zahl von wenigstens einem Satz gelegt werden, wobei ein Satz durch Stapeln einer R1-T-B-basierten Kristallschicht und einer Y-T-B-basierten Kristallschicht erhalten wird.
Die Dicke der R-T-B-basierten Kristallschicht bezieht sich auf jene, die an einem Endabschnitt beginnt, bis zum anderen Endabschnitt in der Ebene, in der R, Fe und B vorhanden sind. Die Kristallstruktur von R₂T₁₄B kann leicht erkannt werden, weil sie durch Stapeln der Ebene, in der R, Fe und B vorhanden sind, und der aus Fe bestehenden Schicht (als σ-Schicht bezeichnet) in c-Achsenrichtung gebildet wird.
Die Dicken der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Y-T-B-basierten Kristallschicht in der gestapelten Struktur können durch Einstellen des Pulvers und der Prozessdauer des Sputterns auf beliebige Dicken gelegt werden. Durch Festlegen einer Differenz zwischen der Dicke der R1-T-B-basierten Kristallschicht und jener der Y-T-B-basierten Kristallschicht kann das Atomverhältnis zwischen R1 und Y (R1/Y) eingestellt werden. Ferner ist es auch möglich, einen Dickengradient durch Ändern der Dicken bei jeder Wiederholung bereitzustellen. Hier ist es erforderlich, die Rate der Filmbildung für die Dickeneinstellung vorab zu bestimmen. Die Bestimmung der Rate der Filmbildung erfolgt durch Messen des mit einer vorgegebenen Leistung in einer vorgegebenen Zeit gebildeten Films unter Verwendung eines Schrittmessgeräts vom Berührungstyp. Auch kann ein in einer Filmbildungsvorrichtung bereitgestelltes Kristalloszillatorfilmdickenmessgerät verwendet werden.
Beim Sputtern wird das Basismaterial auf 400 bis 700°C erwärmt und entsprechend kristallisiert. Andererseits ist es während des Sputterns auch möglich, das Basismaterial durch Halten des Basismaterials bei Raumtemperatur und Unterziehen des Basismaterials einer thermischen Behandlung bei 400 bis 1100°C nach der Filmbildung zu kristallisieren. In dieser Hinsicht besteht der R-T-B-Film nach der Filmbildung gewöhnlich aus feinen Kristallen von etwa einigen zehn Nanometern oder einer amorphen Substanz, und die Kristalle wachsen durch die thermische Behandlung. Um die Oxidation und Nitrierung so weit wie möglich zu verringern, wird die thermische Behandlung vorzugsweise unter Vakuum oder in einer Inertatmosphäre ausgeführt. Für den gleichen Zweck ist es bevorzugter, dass die thermischen Behandlungsmittel und die Filmbildungsvorrichtung im Vakuum transportiert werden können. Die thermische Behandlung wird vorzugsweise in einer kurzen Zeit ausgeführt, und es ist ausreichend, wenn die Zeit 1 Minute bis 1 Stunde beträgt. Auch können der Erwärmungsprozess bei der Filmbildung und die thermische Behandlung in einer beliebigen Kombination ausgeführt werden.
Hier werden die R1-T-B-basierte Kristallschicht und die Y-T-B-basierte Kristallschicht durch die Energie vom Sputtern und die Energie von der Wärme des Basismaterials kristallisiert. Die Energie vom Sputtern ermöglicht das Sputtern von Teilchen, die am Basismaterial haften und verschwinden, sobald sich die Kristalle bilden. Andererseits wird die Energie von der Wärme des Basismaterials während der Filmbildung kontinuierlich bereitgestellt. Mit der thermischen Energie bei 400 bis 700°C schreitet die Diffusion der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Y-T-B-basierten Kristallschicht jedoch kaum voran, so dass die gestapelte Struktur aufrechterhalten wird. Das Gleiche geschieht, wenn die Kristallisierung bei der thermischen Behandlung nach der Filmbildung bei einer niedrigen Temperatur abläuft. Das heißt, dass das Wachstum der Teilchen des feinen Kristalls durch die thermische Energie bei 400 bis 1100°C voranschreitet, dass jedoch die Diffusion der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Y-T-B-basierten Kristallschicht kaum voranschreitet, so dass die gestapelte Struktur aufrechterhalten wird.
Wenngleich der gemäß der vorliegenden Ausführungsform hergestellte gestapelte Körper unverändert direkt als ein Filmmagnet verwendet werden kann, kann er auch weiter zu einem seltenerdbasierten Bondmagneten oder einem seltenerdbasierten gesinterten Magneten präpariert werden. Das Herstellungsverfahren wird nachstehend beschrieben.
Es wird ein Beispiel des Herstellungsverfahrens für den seltenerdbasierten Bondmagneten beschrieben. Zuerst wird der durch Sputtern gebildete Film mit einer gestapelten Struktur vom Basismaterial abgepellt und dann, einer Feinpulverisierung unterzogen. Danach werden ein Harzbindemittel, das Harze enthält, sowie die Hauptpulver in einer unter Druck stehenden Knetmaschine in der Art eines unter Druck stehenden Knetwerks geknetet, und die Verbindung (Zusammensetzung) für den seltenerdbasierten Bondmagneten wird präpariert, wobei die Verbindung das Harzbindemittel und das Pulver des R-T-B-basierten Permanentmagneten mit einer gestapelten Struktur enthält. Das Harz umfasst thermisch härtende Harze, wie Epoxidharz, Phenolharz und dergleichen, oder thermoplastische Harze, wie styrenbasierte, olefinbasierte, polyurethanbasierte, polyesterbasierte, polyamidbasierte Elastomere, Ionomere, Ethylen-Propylen-Copolymere (EPM), Ethylen-Ethylacrylatcopolymere und dergleichen. Von diesen ist das beim Kompressionsformen verwendete Harz vorzugsweise das thermisch härtende Harz und bevorzugter das Epoxidharz oder das Phenolharz. Zusätzlich ist das beim Spritzgießen verwendete Harz vorzugsweise das thermoplastische Harz. Ferner können, falls gewünscht, Kopplungsmittel oder andere Zusatzstoffe zur Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten hinzugefügt werden.
Für das Verhältnis zwischen den R-T-B-basierten Permanentmagnetpulvern und den Harzen, die im seltenerdbasierten Bondmagneten enthalten sind, ist es bevorzugt, dass auf der Grundlage von 100 Massenprozent Hauptpulvern 0,5 Massenprozent oder mehr und 20 Massenprozent oder weniger Harze enthalten sind. Auf der Grundlage von 100 Massenprozent der R-T-B-basierten Permanentmagnetpulver wird die Formerhaltungseigenschaft gewöhnlich beeinträchtigt, falls der Harzgehalt kleiner als 0,5 Massenprozent ist. Falls der Harzgehalt größer als 20 Massenprozent ist, können ausreichend gute magnetische Eigenschaften gewöhnlich nur schwer erhalten werden.
Nach der Herstellung der Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten kann, indem die Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten dem Spritzgießen unterzogen wird, ein seltenerdbasierter Bondmagnet mit einer gestapelten Struktur erhalten werden, der die R-T-B-basierten Permanentmagnetpulver und Harze enthält. Falls der seltenerdbasierte Bondmagnet durch Spritzgießen präpariert wird, wird die Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten bis auf die Schmelztemperatur des Bindemittels (des thermoplastischen Harzes) erwärmt und nimmt den flüssigen Zustand an, falls erforderlich. Dann wird die Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten dem Spritzgießen in einer Form mit einer vorgegebenen Gestalt unterzogen und geformt. Dann wird das geformte Produkt (d. h. der seltenerdbasierte Bondmagnet) mit einer vorgegebenen Gestalt nach dem Abkühlen aus der Form entnommen. Auf diese Weise wird ein seltenerdbasierter Bondmagnet erhalten. Das Herstellungsverfahren des seltenerdbasierten Bondmagneten ist nicht auf das vorstehend erwähnte Spritzgießverfahren beschränkt. Beispielsweise kann die Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten auch dem Kompressionsformen unterzogen werden, um einen seltenerdbasierten Bondmagneten zu erhalten, der die R-T-B-basierten Permanentmagnetpulver und Harze enthält. Wenn der seltenerdbasierte Bondmagnet durch Kompressionsformen erzeugt wird, wird die Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten nach der Präparation in eine Form mit einer vorgegebenen Gestalt gefüllt. Nach der Anwendung von Drücken wird das geformte Produkt (d. h. der seltenerdbasierte Bondmagnet) mit einer vorgegebenen Gestalt aus der Form entnommen. Der Prozess des Formens und Entnehmens der Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten unter Verwendung einer Form kann unter Verwendung einer Kompressionsformungsmaschine in der Art einer mechanischen Presse oder einer Öldruckpresse und dergleichen ausgeführt werden. Danach wird das geformte Produkt gehärtet, indem es in einen Ofen in der Art eines Heizofens oder eines Vakuumtrocknungsofens gegeben wird und Wärme angewendet wird, wodurch ein seltenerdbasierter Bondmagnet erhalten wird.
Die Gestalt des geformten seltenerdbasierten Bondmagneten ist nicht besonders beschränkt. Entsprechend der Gestalt der verwendeten Form in der Art einer Plattenform, einer Säulenform und einer Form mit kreisförmigem Querschnitt ändert sich die Gestalt des seltenerdbasierten Bondmagneten entsprechend. Ferner kann die Oberfläche des sich ergebenden seltenerdbasierten Bondmagneten zum Verhindern einer Verschlechterung der Oxidationsschicht, der Harzschicht und dergleichen an der Oberfläche einer Plattierung oder Beschichtung unterzogen werden.
Wenn die Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten zu der beabsichtigten vorgegebenen Gestalt geformt wird, kann der sich durch das Formen ergebende geformte Körper auch durch Anlegen eines Magnetfelds in einer spezifischen Richtung orientiert werden. Auf diese Weise wird ein anisotroper seltenerdbasierter Bondmagnet mit besseren magnetischen Funktionseigenschaften erhalten, weil der seltenerdbasierte Bondmagnet in einer spezifischen Richtung orientiert ist.
Ein Beispiel des Herstellungsverfahrens für den seltenerdbasierten gesinterten Magneten wird nachstehend beschrieben. Wie vorstehend erwähnt wurde, werden die Pulver des R-T-B-basierten Permanentmagneten mit einer gestapelten Struktur durch das Kompressionsformen oder dergleichen so gebildet, dass sie eine vorgesehene Gestalt aufweisen. Die Gestalt des durch Formen der Pulver des R-T-B-basierten Permanentmagneten mit einer gestapelten Struktur erhaltenen geformten Körpers ist nicht besonders beschränkt. Die Gestalt des seltenerdbasierten gesinterten Magneten ändert sich entsprechend der Gestalt der verwendeten Form in der Art einer Plattenform, einer Säulenform und einer Form mit einem kreisförmigen Querschnitt.
Dann wird beispielsweise eine thermische Behandlung 1 bis 10 Stunden lang in einem Vakuum oder einer Inertatmosphäre bei einer Temperatur von 1000°C bis 1200°C auf den geformten Körper angewendet, um das Brennen auszuführen. Dementsprechend wird ein gesinterter Magnet (ein seltenerdbasierter gesinterter Magnet) erhalten. Nach dem Brennen wird der sich ergebende seltenerdbasierte gesinterte Magnet bei einer Temperatur gehalten, die niedriger ist als jene beim Brennen, wodurch eine Alterungsbehandlung auf diesen seltenerdbasierten gesinterten Magneten angewendet wird. Die Behandlungsbedingungen der Alterungsbehandlung werden abhängig von den Zeiten des Anwendens der Alterungsbehandlung geeignet eingestellt. Beispielsweise kann die Alterungsbehandlung ein zweistufiger Erwärmungsprozess sein, bei dem eine Erwärmung 1 bis 3 Stunden lang bei 700°C bis 900°C und dann 1 bis 3 Stunden lang bei 500°C bis 700°C angewendet wird, oder ein einstufiger Erwärmungsprozess, bei dem eine Erwärmung 1 bis 3 Stunden lang bei etwa 600°C ausgeführt wird. Eine solche Alterungsbehandlung kann die magnetischen Eigenschaften des seltenerdbasierten gesinterten Magneten verbessern.
Der sich ergebende seltenerdbasierte gesinterte Magnet kann zu gewünschten Größen geschnitten werden, oder die Oberflächen können geglättet werden, so dass er zu einer vorgegebenen Gestalt präpariert wird. Auch kann der sich ergebende seltenerdbasierte gesinterte Magnet einer Plattierung oder Beschichtung auf den Oberflächen unterzogen werden, um zu verhindern, dass die Oxidationsschicht oder die Harzschicht oder dergleichen verschlechtert wird.
Wenn die Pulver des R-T-B-basierten Permanentmagneten mit einer gestapelten Struktur geformt werden, so dass er eine vorgesehene vorgegebene Gestalt aufweist, kann der geformte Körper ferner durch Anlegen eines Magnetfelds in einer spezifischen Richtung orientiert werden. Auf diese Weise kann ein anisotroper seltenerdbasierter gesinterter Magnet mit einer besseren magnetischen Funktionsweise erhalten werden, weil der seltenerdbasierte gesinterte Magnet in einer spezifischen Richtung orientiert ist.
BEISPIELE
Nachstehend wird die vorliegende Erfindung durch Beispiele und Vergleichsbeispiele spezifisch beschrieben. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht durch die folgenden Beispiele beschränkt.
Die Targetmaterialien wurden als das Nd-Fe-B-legierte Targetmaterial, das Pr-Fe-B-legierte Targetmaterial, und das Y-Fe-B-legierte Targetmaterial präpariert, indem die durch Sputtern gebildeten Filme auf die Zusammensetzung Nd₁₅Fe₇₈B₇, Pr₁₅Fe₇₈B₇ und Y₁₅Fe₇₈B₇ eingestellt wurden. Das Siliciumsubstrat wurde als das für die Filmbildung verwendete Basismaterial präpariert. Die Bedingungen wurden wie folgt festgelegt. Die Targetmaterialien hatten einen Durchmesser von 76,2 mm, die Größe des Basismaterials war 10 mm × 10 mm, und die Ebene des Films wurde ausreichend gleichmäßig erhalten.
Eine Vorrichtung, in der die Gase auf 10^–8 Pa oder weniger evakuiert werden können und mehrere Sputtermittel im selben Gefäß angeordnet waren, wurde als Filmbildungsvorrichtung verwendet. Dann wurden in der Filmbildungsvorrichtung das Nd-Fe-B-legierte Targetmaterial, das Pr-Fe-B-legierte Targetmaterial, das Y-Fe-B-legierte Targetmaterial und das Mo-Targetmaterial (das für den Basisfilm und den Schutzfilm verwendet wurde) bereitgestellt. Das Sputtern wurde durch Magnetronsputtern ausgeführt, wobei eine Ar-Atmosphäre von 1 Pa und ein HF-Generator verwendet wurden. Die Leistung des HF-Generators und die Zeit für die Filmbildung wurden entsprechend der Zusammensetzung der Proben eingestellt.
Bei der Filmbildung wurde Mo zu einem Film von 50 nm als Basisfilm gebildet. Dann wurden die Dicken der R1-Fe-B-Schicht und der Y-Fe-B-Schicht entsprechend jedem Beispiel und Vergleichsbeispiel eingestellt, und das Sputtern wurde entsprechend ausgeführt. Das Sputtern wurde auf der Grundlage der Zusammensetzung der Proben durch zwei Verfahren ausgeführt. Bei einem Verfahren wurde das Sputtern von zwei Targetmaterialien abwechselnd ausgeführt, und bei einem anderen Verfahren wurde das Sputtern von zwei Targetmaterialien gleichzeitig ausgeführt. Nach der Bildung des R-Fe-B-Films wurde Mo zu einem Film von 50 nm als Schutzfilm gebildet.
Während der Filmbildung wurde das Siliciumsubstrat (d. h. das Basismaterial) auf 600°C erwärmt, um den R-Fe-B-Film zu kristallisieren. Nach der Filmbildung der magnetischen Schicht wurde ein Schutzfilm bei 200°C gebildet, und er wurde aus der Filmbildungsvorrichtung entnommen, nachdem er unter Vakuum auf die Raumtemperatur abgekühlt worden war. Die präparierten Proben sind in Tabelle 1 dargestellt.
Nach der Beurteilung der magnetischen Eigenschaften wurden die präparierten Proben der plasmaangeregten Atomemissions-Spektrometrie (ICP-AES) unterzogen, wobei bestätigt wurde, dass das Atomverhältnis den Vorgaben entsprach.
Um zu untersuchen, ob die präparierten Proben die gestapelte Struktur der Nd-Fe-B-basierten Kristallschicht und der Y-Fe-B-basierten Kristallschicht aufwiesen, wurden die Querschnitte betrachtet. Zuerst wurden die Proben unter Verwendung einer fokussierten Ionenstrahlvorrichtung verarbeitet und dann durch ein Rastertransmissionselektronenmikroskop (STEM) betrachtet. Hier konnte die Betrachtung mit dem schweren Atom (den schweren Atomen) als Fokus unter Verwendung der STEM-Großwinkel-Ringdunkelfeld-(HAADF)-Abbildung ausgeführt werden. Die Probe aus Beispiel 3 wurde verwendet, und das Ergebnis ist in 1 dargestellt. Es kann der Figur durch Betrachten der Kristallstruktur von R₂Fe₁₄B in [1–20]-Richtung entnommen werden, dass die Struktur die Kristallstruktur von R₂Fe₁₄B enthielt. Hier war B oder Fe das leichte Atom und konnte demgemäß nicht klar bestimmt werden, während die Atombilder von Nd und Y gesehen werden konnten. Das Atombild mit einem hellen Kontrast an der Oberseite der Figur konnte als Nd bestimmt werden, und das Atombild mit einem dunklen Kontrast an der Unterseite konnte als Y bestimmt werden. In dieser Hinsicht wurde das Vorhandensein der gestapelten. Struktur bestätigt. Ferner wurde eine solche Struktur auch durch Elementanalyse durch röntgenenergiedispersive Spektroskopie (EDS) bestätigt.

Die magnetischen Eigenschaften jeder Probe wurden unter Verwendung eines vibrierenden Probenmagnetometers (VSM) durch Anlegen eines Magnetfelds von ±4 T an die Filmebene in senkrechter Richtung gemessen. Tabelle 2 zeigt die Restflussdichte, die Koerzitivkraft bei 100°C und die Temperaturkoeffizienten davon für die in Tabelle 1 aufgelisteten Proben. Table 2

	Temperatur für den Test (°C)	Br (mT)	Br (%/°C)	HcJ(kA/m)	HcJ(%/°C)
Beispiel 1	100	1085	–0,115	448	–0,628
Beispiel 2	100	1047	–0,106	415	–0,621
Beispiel 3	100	1082	–0,108	435	–0,623
Beispiel 4	100	645	–0,135	217	–0,655
Beispiel 5	100	628	–0,134	208	–0,652
Beispiel 6	100	750	–0,125	252	–0,646
Beispiel 7	100	1081	–0,116	450	–0,631
Beispiel 8	100	1083	–0,112	437	–0,626
Beispiel 9	100	769	–0,124	261	–0,643
Beispiel 10	100	1076	–0,108	431	–0,622
Beispiel 11	100	723	–0,125	240	–0,646
Beispiel 12	100	760	–0,124	257	–0,643
Beispiel 13	100	636	–0,135	209	–0,655
Beispiel 14	100	1077	–0,108	435	–0,623
Vergleichsbeispiel 1	100	370	–0,141	128	–0,666
Vergleichsbeispiel 2	100	367	–0,142	126	–0,666

Durch Vergleichen der Beispiele und der Vergleichsbeispiele 1 und 2 zeigt sich, dass die Proben, bei denen die R1-Fe-B-basierte Kristallschicht und die Y-Fe-B-basierte Kristallschicht gestapelt waren, bessere magnetische Eigenschaften und kleinere Absolutwerte der Temperaturkoeffizienten aufwiesen. Dies lag daran, dass durch das Stapeln der R1-Fe-B-basierten Kristallschicht und der Y-Fe-B-basierten Kristallschicht das hohe magnetische Anisotropiefeld der R1-Fe-B-basierten Kristallschicht aufrechterhalten werden konnte, während der Temperaturkoeffizient der Y-Fe-B-basierten Kristallschicht verbessert werden konnte.
Aus dem Vergleich zwischen den Beispielen lässt sich entnehmen, dass dadurch, dass das Atomverhältnis zwischen R1 und Y (d. h. R1/Y) in den Bereich von 0,1 bis 10 festgelegt wurde, ein Gleichgewicht zwischen dem hohen magnetischen Anisotropiefeld der R1-Fe-B-basierten Kristallschicht und dem verbesserten Temperaturkoeffizienten der Y-Fe-B-basierten Kristallschicht erreicht wurde. Insbesondere konnten bessere magnetische Eigenschaften erreicht werden.
Aus dem Vergleich der Beispiele lässt sich entnehmen, dass die Koerzitivkraftinduktionsmechanismen von der einzelnen magnetischen Domäne auch teilweise erzeugt wurden, wenn die Dicke der R1-Fe-B-basierten Kristallschicht wenigstens 0,6 nm und höchstens 300 nm betrug und die Dicke der Y-Fe-B-basierten Kristallschicht wenigstens 0,6 nm und höchstens 200 nm betrug. Insbesondere wurden bessere magnetische Eigenschaften erreicht.
Aus dem Vergleich zwischen Beispiel 1 und Beispiel 7 lässt sich auch entnehmen, dass die Probe selbst dann ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und kleine Absolutwerte der Temperaturkoeffizienten aufwies, wenn R1 von Nd zu Pr geändert wurde.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

JP 59-46008 [0002, 0004]
JP 2011-187624 [0004]

Claims

R-T-B-basierter Permanentmagnet, aufweisend: eine R-T-B-basierte Struktur, bei der eine R1-T-B-basierte Kristallschicht und eine Y-T-B-basierte Kristallschicht gestapelt sind, wobei R1 wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Y repräsentiert und T wenigstens ein Übergangsmetallelement repräsentiert, das Fe oder die Kombination von Fe und Co als wesentlichen Bestandteil enthält.
R-T-B-basierter Permanentmagnet nach Anspruch 1, wobei das Atomverhältnis zwischen R1 und Y (R1/Y) 0,1 oder mehr und 10 oder weniger ist.
R-T-B-basierter Permanentmagnet nach Anspruch 1, wobei die Dicke der R1-T-B-basierten Kristallschicht 0,6 nm oder mehr und 300 nm oder weniger beträgt und die Dicke der Y-T-B-basierten Kristallschicht 0,6 nm oder mehr und 200 nm oder weniger beträgt.