DE112014001590T5

DE112014001590T5 - R-T-B basierter Dauermagnet

Info

Publication number: DE112014001590T5
Application number: DE112014001590.3T
Authority: DE
Inventors: Kyung-Ku Choi; Ryuji Hashimoto; Kenichi Suzuki
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2013-03-22
Filing date: 2014-02-12
Publication date: 2016-01-21
Also published as: JPWO2014148145A1; US20150132178A1; JP5708887B2; CN104272404B; US9490053B2; CN104272404A; WO2014148145A1

Abstract

Ein R-T-B-basierter Dauermagnet, der nicht nur gleichwertige magnetische Eigenschaften wie der bestehende Nd-Fe-B-basierte Dauermagnet aufweist, sondern außerdem auch eine hohe Haftfestigkeit aufweist und geeigneterweise als ein Magnet für das Feldsystem einer dauermagneterregten Synchronrotationsmaschine verwendet werden kann. Ein Magnet, der nicht nur gleichwertige magnetische Eigenschaften wie der bestehende Nd-Fe-B-basierte Dauermagnet aufweist, sondern außerdem auch eine hohe Haftfestigkeit aufweist, kann in einem Fall, in dem die Zusammensetzung der Verbindung zum Bilden der Hauptphase (R1-x(Ce1-zYz)x)2T14B ist (wobei es sich bei R um Seltenerdelement(e) bestehend aus einem oder mehreren aus La, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu ausgewählten Elementen handelt, und bei T um eines oder mehrere Übergangsmetalle mit Fe oder Fe und Co als Hauptelement(en) handelt, wobei 0,0 < x ≤ 0,5 und 0,0 ≤ z ≤ 0,5), durch Veranlassen erhalten werden, indem das Häufigkeitsverhältnis von Ce4f/(Ce4f + Ce4g) 0,8 ≤ Ce4f/(Ce4f + Ce4g) ≤ 1,0 erfüllt, wenn das Ce, das die 4f-Stelle der tetragonalen R2T14B-Struktur belegt, als Ce4f bezeichnet wird, und das Ce, das die 4g-Stelle belegt, als Ce4g bezeichnet wird.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen R-T-B-basierten Dauermagneten und insbesondere einen Dauermagneten mit hohen Hafteigenschaften, der durch selektives Ersetzen eines Teils von R im R-T-B-basierten Dauermagneten durch Ce und Y erhalten wird.
HINTERGRUND
Der R-T-B-basierte Dauermagnet (wobei es sich bei R um Seltenerdelement(e) handelt, T Fe oder Fe mit einem durch Co ersetzten Teil ist, und B Bor ist) mit der tetragonalen Verbindung R₂T₁₄B als Hauptphase besitzt bekanntlich ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und ist seit der Erfindung im Jahre 1982 (Patentdokument 1: JPS59-46008A ) ein repräsentativer Dauermagnet mit hoher Leistung.
Die R-T-B-basierten Magneten mit den Seltenerdelement(en) R, die aus Nd, Pr, Dy, Ho und Tb bestehen, weisen ein großes Anisotropie-Magnetfeld Ha auf und werden vorzugsweise als Materialien für Dauermagneten verwendet. Von diesen wird der Nd-Fe-B-basierte Magnet mit Nd als Seltenerdelement R häufig verwendet, da er ein gutes Gleichgewicht zwischen Sättigungsmagnetisierung Is, Curie-Temperatur Tc und Anisotropie-Magnetfeld Ha aufweist und R-T-B-basierte Magneten, die andere Seltenerdelemente als R verwenden, hinsichtlich Ressourcenhäufigkeit und Korrosionsbeständigkeit übertrifft.
In den letzten Jahren gibt es eine Tendenz, Dauermagnet-Synchronrotationsmaschinen, die häufig als Rotationsmaschine in Verbraucher-, Industrie- und Transporteinrichtungen verwendet werden, extensiv im Hinblick auf Energieeinsparung und Energiedichte einzusetzen.
In einem Dauermagnet-Synchronmotor weist die Rotationsmaschine vom Oberflächenmagnettyp, die einen Dauermagneten an die Oberfläche des Rotors geklebt aufweist, den Vorteil auf, dass sie den Magnetismus wirksam nutzen kann, der dem Dauermagneten eigen ist. Andererseits weist sie das Problem auf, dass der an den Motor geklebte Dauermagnet unter hoher Rotationsgeschwindigkeit infolge von Zentrifugalkraft abgelöst werden kann.
PATENTDOKUMENTE

Patentdokument 1: JPS59-46008A
Patentdokument 2: JP2002-285301A ;
Patentdokument 3: JP2009-302262A ;
Patentdokument 4: JP2011-187624A

Unter R als Bestandteil des R-T-B-basierten Dauermagneten sind Ce und Y als Elemente bekannt, deren stabile Oxide ein kubisches System aufweisen. Viele kubische Systeme, deren interaxialer Winkel im Gegensatz zu anderen Kristallsystemen, wie beispielsweise einem hexagonalen System und dergleichen, ein spitzer Winkel ist, erzeugen eine Verankerungs(Haft)-Wirkung an der Oberfläche eines oxidierten R-T-B-basierten Dauermagneten. Das heißt, es kann eine feste Hafteigenschaft an der Grenze mit den Materialen erwartet werden, die plattiert oder geklebt werden sollen. In Patentdokument 2 werden (Nd, Ce)-T-B-basierte Magneten offenbart, wobei die Seltenerdelement(e) R im R-T-B-basierten Magneten Nd und Ce sind, und es kann selbst dann noch ein Dauermagnet mit hohen magnetischen Eigenschaften erhalten werden, wenn Nd, das Ce als Verunreinigung enthält, als R verwendet wird, ohne teures hochreines Nd zu verwenden. Im Vergleich zu der Zusammensetzung, die kein Ce enthält, nahm jedoch die Koerzitivkraft H_cJ in einer Zusammensetzung, die 8 at.-% Ce in Bezug auf Nd enthält, um etwa 10% ab, und in einer Zusammensetzung, die 17 at.-% Ce in Bezug auf Nd enthält, nahm die Koerzitivkraft H_cJ um etwa 65% ab usw., und die durch die Einbeziehung von Ce verursachte Abnahme der Koerzitivkraft ist signifikant. In Patentdokument 3 werden (Ce, R)-T-B-basierte Magneten mit Ce als Hauptelement für die Seltenerdelement(e) R des R-T-basierten Magneten offenbart, und der erhaltene Magnet weist eine Koerzitivkraft H_cJ von etwa 100 kA/m~300 kA/m auf, indem dafür gesorgt wird, dass das Verhältnis von Ce in R 50 at.-% bis 90 at.-% beträgt. In Patentdokument 4 werden Y-T-B-basierte Magneten offenbart, wobei das Seltenerdelement R im R-T-B-basierten Magneten Y ist, und es können selbst dann noch Magneten mit einer praktischen Koerzitivkraft erhalten werden, wenn die Y₂Fe₁₄B-Phase mit einem kleinen Anisotropie-Magnetfeld Ha die Hauptphase ist, indem die Mengen von Y und B größer als die stöchiometrische Zusammensetzung von Y₂Fe₁₄B gemacht werden. Der in Patentdokument 4 offenbarte Y-T-B-basierte Magnet weist jedoch eine B_r von etwa 0,5 bis 0,6 T und eine H_cJ von etwa 250 bis 350 kA/m auf. Die magnetischen Eigenschaften sind wesentlich geringer als die des Nd-Fe-B-basierten Magneten. Wie bereits erwähnt, ist es schwierig, einen Magneten mit einer hohen Koerzitivkraft zu erhalten, wenn Ce oder Y als die Seltenerdelement(e) R im R-T-B-basierten Dauermagneten enthalten sind.
KURZDARSTELLUNG
Die vorliegende Erfindung wird aus der Erkenntnis dieser Situation gemacht und beabsichtigt die Bereitstellung eines Dauermagneten, der die magnetischen Eigenschaften gegenüber dem in Verbraucher-, Industrie-, Transporteinrichtungen usw. häufig verwendeten Nd-Fe-B-basierten Magneten nicht wesentlich reduziert und eine hohe Haftfestigkeit aufweist.
Der R-T-B-basierte Dauermagnet dieser Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass er Hauptphasenkörner enthält, deren Zusammensetzung (R_1-x(Ce_1-zY_z)_x)₂T₁₄B ist (wobei es sich bei R um Seltenerdelement(e) bestehend aus einem oder mehreren aus La, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu ausgewählten Elementen handelt, und bei T um eines oder mehrere Übergangsmetalle mit Fe oder Fe und Co als Hauptelement(e) handelt, wobei 0,0 < x ≤ 0,5 und 0,0 ≤ z ≤ 0,5), wobei das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) 0,8 ≤ Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) ≤ 1,0 erfüllt, wenn das Ce, das die 4f-Stelle der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur in den Hauptphasenkörnern belegt, als Ce_4f bezeichnet wird, und das Ce, das die 4g-Stelle belegt, als Ce_4g bezeichnet wird.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung stellten fest, dass im R-T-B-basierten Dauermagneten ein Dauermagnet, für welchen die magnetischen Eigenschaften gegenüber dem bestehenden Nd-Fe-B-basierten Dauermagneten nicht reduziert sind und welcher hohe Hafteigenschaften besitzt, erhalten werden kann, indem die Anordnung der Seltenerdelemente R, welche spezifische Positionen eines Gitters belegen, geeignet ausgeführt wird und insbesondere durch selektives Ersetzen von Nd, das an der 4f-Stelle der Nd₂Fe₁₄B-Kristallstruktur im Nd-Fe-B-basierten Dauermagneten vorhanden ist, durch Ce und Y so gebildet wird, dass sie eine geeignete Anordnung ist.
Unter R als Bestandteil des R-T-B-basierten Dauermagneten bilden die stabilen Oxide von Ce und Y eine Kristallstruktur eines kubischen Systems. Die kubischen Systeme, deren interaxialer Winkel ein spitzer Winkel ist, erzeugen eine Verankerungs(Haft)-Wirkung an der Oberfläche eines oxidierten R-T-B-basierten Dauermagneten und besitzen hohe Hafteigenschaften. Jedoch, infolge kleiner magnetokristalliner Anisotropie bildet der R-T-B-basierte Dauermagnet, bei dem Ce oder Y die Seltenerdelement(e) R sind, keinen Dauermagneten mit hohen magnetischen Eigenschaften, insbesondere Koerzitivkraft
Magnetokristalline Anisotropie als Verursacher der Koerzitivkraft von seltenerdbasierten Magneten wird durch die Einzelionen-Anisotropie erzeugt, die das gesamte magnetische Moment des Kristalls beschränkt. Die Einzelionen-Anisotropie der Seltenerd-Ionen wird durch die Anordnung von Atomen und der Elektronenwolke der Ionen bestimmt. Zum Beispiel gibt es in der tetragonalen Nd₂Fe₁₄B-Struktur zwei Stellen für Nd-Ione, d. h. die 4f-Stelle und die 4g-Stelle. Die Ionen-Anisotropie von Nd, das die 4g-Stelle belegt, ist parallel zur gesamten magnetischen Anisotropie des Kristalls und kann daher zur Zunahme der magnetokristallinen Anisotropie beitragen. Die Ionen-Anisotropie von Nd, das die 4f-Stelle belegt, ist jedoch orthogonal auf die gesamte magnetische Anisotropie des Kristalls und trägt daher zum Erhöhen der magnetokristallinen Anisotropie nicht bei.
Die Einzelionen-Anisotropie des Seltenerd-Ions, das die 4f-Stelle belegt, trägt zum Erhöhen der gesamten magnetokristallinen Anisotropie des Kristalls nicht bei. Das heißt, für Ce oder Y kann, obwohl ihr stabiles Oxid ein kubisches System ist und hohe Hafteigenschaften erwartet werden können, infolge der kleinen magnetokristallinen Anisotropie keine hohe Koerzitivkraft erhalten werden. Wenn solch ein Ce oder Y zum selektiven Durchführen von Ersetzung an der 4f-Stelle verwendet wird, kann ein Dauermagnet erhalten werden, der die hohen magnetischen Eigenschaften beibehält, die einem bestehenden Nd₂Fe₁₄B eigen sind, während er aufgrund der Oxide von Ce oder Y hohe Hafteigenschaften aufweist.
Zum selektiven Durchführen von Ersetzen durch Ce und Y an der 4f-Stelle der tetragonalen Nd₂Fe₁₄B-Struktur ist es notwendig, den interatomaren Abstand derart anzupassen, dass Ce und Y nach dem Ersetzen an der 4f-Stelle stabilisiert werden. Da Ce eine Variation der Valenzzahl und des entsprechenden Ionenradius aufweist, ist es ein Element, das für eine selektive und stabile Ersetzung an der 4f-Stelle der tetragonalen Nd₂Fe₁₄B-Struktur besser geeignet ist als Y.
Gemäß der vorliegenden Erfindung können durch teilweises und selektives Ersetzen von R im R-T-B-basierten Dauermagneten durch Ce und Y Dauermagneten mit einer hohen Haftfestigkeit erhalten werden, welche zur Verwendung in Dauermagnet-Synchronrotationsmaschinen, insbesondere zur Verwendung in Rotationsmaschinen vom Oberflächenmagnettyp, geeignet sind und für welche die magnetischen Eigenschaften gegenüber dem bestehenden Nd-Fe-B-basierten Magneten nicht wesentlich reduziert sind.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1(a) ist das HAADF-Bild der Hauptphasenkörner des Sinterkörpers im Vergleichsbeispiel 1 der vorliegenden Erfindung, wie in Richtung [110] beobachtet.
1(b) ist das Kristallstrukturmodell der Nd₂Fe₁₄B-Kristallstruktur, wie in Richtung [110] beobachtet.
2(a) ist das Linienprofil der Intensität des HAADF-Bildes der Hauptphasenkörner mit der Zusammensetzung von Nd₂Fe₁₄B (Vergleichsbeispiel 1), wie in Richtung [110] beobachtet. 2(b) ist das Linienprofil der Intensität des HAADF-Bildes der Hauptphasenkörner mit der Zusammensetzung von (Nd_0.5Ce_0.5)₂Fe₁₄B (Beispiel 3), wie in Richtung [110] beobachtet.
3 ist eine grobe Skizze, die das Verfahren zum Messen der Druck-Scherspannung darstellt, die als Bewertung der Haftfestigkeit des Sinterkörpers verwendet wird.
AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG VON AUSFÜHRUNGSFORMEN
Im Folgenden werden hierin bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung ausführlich beschrieben. Außerdem schränken die Ausführungsformen die Erfindung nicht ein, sondern sind lediglich Beispiele, und alle in den Ausführungsformen erwähnten Merkmale und die Kombinationen davon sind nicht unbedingt auf den wesentlichen Inhalt der Erfindung beschränkt.
Der R-T-B-basierte Dauermagnet dieser Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass er Hauptphasenkörner enthält, deren Zusammensetzung (R_1-x(Ce_1-zY_z)_x)₂T₁₄B ist (wobei es sich bei R um Seltenerdelement(e) bestehend aus einem oder mehreren aus La, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu ausgewählten Elementen handelt, und bei T um eines oder mehrere Übergangsmetalle mit Fe oder Fe und Co als Hauptelemente handelt, wobei 0,0 < x ≤ 0,5 und 0,0 ≤ z ≤ 0,5), wobei das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) 0,8 ≤ Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) ≤ 1,0 erfüllt, wenn das Ce, das die 4f-Stelle der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur in den Hauptphasenkörnern belegt, als Ce_4f bezeichnet wird, und das Ce, das die 4g-Stelle belegt, als Ce_4g bezeichnet wird.
In den vorliegenden Ausführungsformen handelt es sich bei R um Seltenerdelement(e) bestehend aus einem oder mehreren Elementen, die aus La, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu ausgewählt sind.
In den vorliegenden Ausführungsformen erfüllt die durch Ce und Y belegte Summenmenge x in der Zusammensetzung der Hauptphasenkörner 0,0 < x ≤ 0,5. Wenn x zunimmt, nimmt die Menge von Ce und Y zu, deren stabile Oxide kubische Systeme sind, und die Haftfestigkeit des Magneten nimmt zu. Wenn x jedoch 0,5 überschreitet, nehmen die magnetischen Eigenschaften der resultierenden Probe erheblich ab.
In den vorliegenden Ausführungsformen erfüllt die relative Menge z zwischen Ce und Y 0,0 ≤ z ≤ 0,5. Da Ce eine Variation der Valenzzahl und des entsprechenden Ionenradius aufweist, wird es vorzugsweise als das Element zum selektiven und stabilen Durchführen einer Ersetzung an der 4f-Stelle der tetragonalen Nd₂Fe₁₄B-Struktur verwendet. Es ist jedoch nicht notwendig, die ganze 4f-Stelle durch Ce zu ersetzen, um den Abstand zwischen benachbarten Atomen anzupassen, und es kann ein Ersetzen von R nur durch eine geeignete Menge (0,0 ≤ z ≤ 0,5) von Y zusammen mit Ce erfolgen. Y, welches das Element mit dem niedrigsten Atomgewicht unter den in der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur als R ausgewählten ist und demgemäß den Magneten leicht macht, hat die Wirkung des Verringerns der auf den Dauermagneten ausgeübten Fliehkraft und des Verhinderns von Ablösen in einer Dauermagnet-Synchronrotationsmaschine vom Oberflächenmagnettyp.
In den vorliegenden Ausführungsformen kann B einen Teil davon aufweisen, der durch C ersetzt ist. Vorzugsweise beträgt die Ersetzungsmenge von C in Bezug auf B 10 at.-% oder weniger.
In den vorliegenden Ausführungsformen handelt es sich bei T, welches das Gleichgewicht bildet, um ein oder mehrere Übergangsmetallelemente mit Fe oder Fe und Co als Hauptelement(en). Vorzugsweise beträgt die Menge von Co 0 at.-% oder mehr und 10 at.-% oder weniger in Bezug auf die Menge von T. Durch die Zugabe der Co-Menge kann die Curie-Temperatur erhöht werden, und es kann verhindert werden, dass die Abnahme der Koerzitivkraft, die der Erhöhung der Temperatur entspricht, gering ist. Außerdem kann durch die Zugabe der Co-Menge die Korrosionsbeständigkeit des seltenerdbasierten Dauermagneten erhöht werden.
Im Folgenden werden hierin die bevorzugten Beispiele des Herstellungsverfahrens der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Bei der Herstellung des R-T-B-basierten Dauermagneten der vorliegenden Ausführungsform werden zunächst Legierungsrohmaterialien zum Erhalten des R-T-B-basierten Magneten mit der gewünschten Zusammensetzung hergestellt. Die Legierungsrohmaterialien können durch ein Bandgießverfahren oder durch andere bekannte Schmelzverfahren in Vakuum oder in Inertgas, vorzugsweise Ar-Atmosphäre, hergestellt werden. Das Bandgießverfahren sprüht das geschmolzene Metall, das durch Schmelzen der Metallrohmaterialien in nichtoxidierender Atmosphäre, wie beispielsweise Ar-Atmosphäre und dergleichen, erhalten wird, auf die Oberfläche der Rotationswalze. Das abgekühlte geschmolzene Metall auf der Walze wird abgekühlt und zu einer dünnen Platte oder einer Dünnblech-(Squama)-Form erstarren gelassen. Die abgekühlte und erstarrte Legierung weist eine homogene Zusammensetzung auf, wobei der Kristallteilchendurchmesser 1~50 μm beträgt. Die Legierungsrohmaterialien können, ohne auf das Bandgießverfahren beschränkt zu sein, auch durch andere Schmelzverfahren, wie beispielsweise Hochfrequenz-Induktionsschmelzen und dergleichen, erhalten werden. Um außerdem Seigerung nach dem Schmelzen zu verhindern, können sie zum Beispiel auf wassergekühlte Kupferplatten gegossen werden, um erstarren gelassen zu werden. Ferner können Legierungen, die durch ein Reduktions-Diffusions-Verfahren erhalten werden, als die Rohmateriallegierungen verwendet werden.
Im Falle des Erhaltens des R-T-B-basierten Dauermagneten in der vorliegenden Erfindung kann für die Legierungsrohmaterialien geeigneterweise im Wesentlichen das sogenannte Einzellegierungsverfahren zur Herstellung eines Magneten aus einer Legierung von einer Art von Metall verwendet werden, aber es kann geeigneterweise auch das sogenannte Mischverfahren verwendet werden, das eine Hauptphasenlegierung und eine Legierung verwendet, die zur effektiven Bildung der Korngrenze beiträgt. Die Hauptphasenlegierung (Legierung mit niedrigem R-Gehalt) weist die Hauptphasenkörner (d. h. R₂T₁₄B-Kristalle) als den Hauptteil auf, während die zur wirksamen Bildung der Korngrenze beitragende Legierung (Legierung mit hohem R-Gehalt) mehr R als die Legierung mit niedrigem R-Gehalt enthält.
Die Legierungsrohmaterialien werden einem Pulverisierungsschritt zugeführt. Falls das Mischverfahren verwendet wird, werden die Legierung mit niedrigem R-Gehalt und die Legierung mit hohem R-Gehalt getrennt oder zusammen pulverisiert. Der Pulverisierungsschritt umfasst einen Grobpulverisierungsschritt und einen Feinpulverisierungsschritt. Zuerst werden die Legierungsrohmaterialien grob pulverisiert, bis der Teilchendurchmesser ungefähr mehrere Hundert Mikrometer beträgt. Der Grobpulverisierungsschritt wird vorzugsweise unter Verwendung eines Brechwerks, eines Backenbrechers, einer Brown-Mühle und dergleichen unter Inertgas-Atmosphäre ausgeführt. Es ist wirksamer, das Pulverisieren so durchzuführen, dass die Rohmateriallegierung vor der Grobpulverisierung mit Wasserstoff adsorbieren gelassen wird, und der Wasserstoff dann freigesetzt wird. Die Wasserstofffreisetzungsbehandlung wird mit dem Ziel durchgeführt, den Wasserstoff zu verringern, der sich zu Verunreinigungen des seltenerdbasierten Sintermagneten ausbildet. Die zur Wasserstoffadsorption aufrechterhaltene Heiztemperatur beträgt 200°C oder mehr, vorzugsweise 350°C oder mehr. Die Haltezeit variiert in Abhängigkeit von der Beziehung mit der aufrechterhaltenen Temperatur, der Dicke des Legierungsrohmaterials usw., beträgt aber mindestens 30 min oder mehr, vorzugsweise 1 Stunde oder mehr. Die Wasserstofffreisetzungsbehandlung wird in Vakuum oder in einem Strom von Ar-Gas durchgeführt. Ferner sind die Wasserstoffadsorptionsbehandlung und die Wasserstofffreisetzungsbehandlung keine notwendigen Behandlungen. Die Wasserstoffpulverisierung kann auch die Grobpulverisierung sein, um eine mechanische Grobpulverisierung zu unterlassen.
Nach dem Grobpulverisierungsprozess wird das resultierende Produkt zum Feinpulverisierungsprozess überführt. Bei der Feinpulverisierung wird vornehmlich eine Strahlmühle verwendet, um das grob pulverisierte Pulver mit einer Teilchengröße von ungefähr mehreren Hundert Mikrometern auf einen mittleren Teilchendurchmesser von 2,5~6 μm, vorzugsweise 3~5 μm zu pulverisieren. Die Strahlmühle wendet zum Durchführen von Pulverisierung ein Verfahren des Entladens von Hochdruck-Inertgas aus einer schmalen Düse an, um einen Hochgeschwindigkeitsgasstrom zu erzeugen, durch welchen das grob pulverisierte Pulver beschleunigt wird, wodurch Kollision zwischen den grob pulverisierten Pulvern oder Kollision mit einem Target oder einer Behälterwand bewirkt wird.
Bei der Feinpulverisierung kann auch Nasspulverisierung verwendet werden. Bei der Nasspulverisierung wird eine Kugelmühle oder ein Nass-Attritor oder dergleichen verwendet, um das grob pulverisierte Pulver mit einer Teilchengröße von ungefähr mehreren Hundert Mikrometern auf einen mittleren Teilchendurchmesser von 1,5~5 μm, vorzugsweise 2~4,5 μm zu pulverisieren. Durch Auswählen eines geeigneten Dispersionsmediums bei der Nasspulverisierung kann das Magnetpulver ohne Sauerstoffkontakt pulverisiert werden, so dass feines Pulver mit einer niedrigen Sauerstoffkonzentration erhalten werden kann.
Während der Feinpulverisierung kann eine Fettsäure oder ein Fettsäurederivat oder ein Kohlenwasserstoff, zum Beispiel Stearinsäuren oder Ölsäuren, wie beispielsweise Zinkstearat, Calciumstearat, Aluminiumstearat, Stearinamid, Ölamid, Ethylen-bis-isostearinamid; Kohlenwasserstoffe, wie beispielsweise Paraffin, Naphthalen und dergleichen, bei etwa 0,01~0,3 Gew.-% zur Verbesserung der Schmier- und Orientierungseigenschaften beim Formpressen zugegeben werden.
Das fein pulverisierte Pulver wird dem Formpressprozess in einem Magnetfeld zugeführt. Der Formpressdruck beim Formpressen im Magnetfeld kann in einem Bereich von 0,3~3 t/cm² (30~300 MPa) sein. Der Formpressdruck kann vom Anfang bis zum Ende des Formpressens konstant sein, und er kann auch schrittweise erhöht oder gesenkt werden, oder er kann unregelmäßig variiert werden. Je niedriger der Formpressdruck, umso besser ist die Orientierungseigenschaft. Wenn der Formpressdruck jedoch zu niedrig ist, treten infolge unzureichender Festigkeit des Formartikels Probleme bei der Handhabung auf, weshalb der Formpressdruck aus dem zuvor angegebenen Bereich ausgewählt wird. Die relative Enddichte des Formartikels, der durch Formpressen im Magnetfeld erhalten wird, beträgt für gewöhnlich 40~60%.
Das Magnetfeld wird bei etwa 960~1600 kA/m (10~20 kOe) angelegt. Das angelegte Magnetfeld ist nicht auf ein statisches Magnetfeld beschränkt, sondern kann auch ein gepulstes Magnetfeld sein. Außerdem können ein statisches Magnetfeld und ein gepulstes Magnetfeld zusammen verwendet werden.
Anschließend wird der Formartikel dem Sinterprozess zugeführt. Das Sintern erfolgt in Vakuum und unter Inertgas-Atmosphäre. Die Sinter-Haltetemperatur und die Sinter-Haltezeit müssen gemäß den Bedingungen, wie beispielsweise Zusammensetzung, Pulverisierungsverfahren, Differenz im mittleren Teilchendurchmesser und der Korngrößenverteilung und dergleichen, angepasst werden, und das Sintern kann einfach für 2 Stunden bis 20 Stunden bei etwa 1000~1200°C aufrechterhalten werden. Das resultierende Produkt wird nach einer geeigneten Halteperiode zu einem Temperatursenkungsprozess überführt. Und die Temperatursenkungsgeschwindigkeit kann 10^–4°C/sec~10^–2°C/sec betragen. Zu diesem Zeitpunkt muss die Temperatursenkungsgeschwindigkeit von der Haltetemperatur bis zur Raumtemperatur nicht immer konstant sein, solange sie innerhalb des zuvor erwähnten Bereichs in einer spezifizierten Zeitzone gesteuert wird. Die Temperatur der Zone, für welche die Temperatursenkungsgeschwindigkeit zu steuern ist, wird durch die Zusammensetzung bestimmt und beträgt ungefähr 400°C bis 800°C. Die Erfinder nehmen an, dass verschiedene Elemente, die in der Zusammensetzung enthalten sind, durch Steuern der Temperatursenkungsgeschwindigkeit in der durch die Zusammensetzung bestimmten spezifizierten Temperaturzone in einer Konfiguration mit der stabilsten Struktur sein können und dadurch die charakteristische Struktur dieser Erfindung gebildet wird. Das heißt, die Temperatursenkungsgeschwindigkeit niedrig genug zu machen, ist eine Notwendigkeit für die Realisierung der Erfindung, und die Temperatursenkungsgeschwindigkeit muss mindestens niedriger als 10^–2°C/sec sein. Eine Temperatursenkungsgeschwindigkeit von weniger als 10^–4°C/sec führt jedoch zu einer signifikanten Herabsetzung der Produktionsleistung und ist daher nicht realistisch.
Nach dem Sintern kann der erhaltene Sinterkörper einer Alterungsbehandlung unterzogen werden. Der Alterungsbehandlungsprozess ist ein Prozess, der beim Erhöhen der Koerzitivkraft wirksam ist. Wenn die Alterungsbehandlung jedoch bei einer Temperatur in der Nähe der zuvor erwähnten Temperaturzone durchgeführt wird, für welche die Temperatursenkungsgeschwindigkeit gesteuert werden muss, ist es wirksam, die Abkühlgeschwindigkeit von der Alterungstemperatur ebenfalls innerhalb des zuvor erwähnten Bereichs der Temperatursenkungsgeschwindigkeit zu steuern.
Vorstehend sind die Ausführungsformen zur besten Implementierung der Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung beschrieben. Als Nächstes werden hinsichtlich des R-T-B-basierten Dauermagneten der vorliegenden Erfindung Beschreibungen in Bezug auf die Verfahren zur Analyse der Zusammensetzung der Hauptphasenkörner und der Belegungspositionen des bzw. der Seltenerdelement(e) in der R₂T₁₄B-Kristallstruktur bereitgestellt.
In der vorliegenden Erfindung kann die Zusammensetzung des R-T-B-basierten Dauermagneten durch energiedispersive Röntgenstrahlenanalyse bestimmt werden. Der Sinterkörper, der die Probe ist, wird in einer Richtung senkrecht auf die Achse leichter Magnetisierung (d. h. der Richtung, in welcher beim Durchführen von Formpressen das Magnetfeld angelegt wird) abgeschnitten, und nach dem Bestimmen durch Röntgenstrahlenbeugung, dass die Haupterzeugungsphase zur tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur gehört, wird der Sinterkörper in einer Ionenstrahlfokussier- bzw. FIB-Vorrichtung (FIB für engl. Focused Ion Beam) zu einer Dünnblechform mit einer Dicke von 100 nm verarbeitet. Die Umgebung der Mitte der Hauptphasenkörner wird in der auf dem Rasterdurchstrahlungselektronenmikroskop (STEM für engl. Scanning Transmission Electron Microscope) eingerichteten energiedispersiven Spektroskopie (EDS für engl. Energy Dispersive Spectroscopy) analysiert, und die Zusammensetzung der Hauptphasenkörner kann durch Verwenden der Filmkorrekturfunktion quantifiziert werden.
Die EDS-Vorrichtung kann B infolge der geringen Empfindlichkeit für leichte Elemente kaum quantifizieren. In dieser Hinsicht wird die Zusammensetzung der Hauptphasenkörner durch das Zusammensetzungsverhältnis von anderen Elementen als B basierend auf der Bedingung bestimmt, dass im Voraus durch Röntgenstrahlenbeugung bestimmt wird, dass die Haupterzeugungsphase die tetragonale R₂T₁₄B-Struktur ist.
Die durch das zuvor erwähnte Verfahren quantifizierte Zusammensetzung der Hauptphasenkörner kann durch Anpassen der Zusammensetzung der gesamten Sinterkörperprobe gesteuert werden. Die Ergebnisse, die durch Vergleichen der Zusammensetzung der gesamten Sinterkörperprobe, die durch induktiv gekoppelte Hochfrequenz-Plasmaspektrometrieanalyse (ICP-Spektrometrieanalyse: induktiv gekoppelte Plasmaspektrometrie) erhalten wird, mit der Zusammensetzung der Hauptphasenkörner, die durch die EDS-Vorrichtung erhalten wird, erhalten werden, zeigen eine Tendenz zu einem höheren Gehalt von Seltenerdelementen in der Zusammensetzung der gesamten Sinterkörperprobe. Dies ist der Fall, da die Sinterkörperprobe mehr seltenerdbasierte Elemente als die stöchiometrische Zusammensetzung von R₂T₁₄B enthalten muss, um Verdichtung und Bildung der Korngrenze durch Sintern zu bewirken. Hinsichtlich des Verhältnisses des bzw. der als R enthaltenen Seltenerdelement(e) ist die Zusammensetzung der gesamten Sinterkörperprobe jedoch gleich wie die der Hauptphasenkörner. Das heißt, durch Anpassen der Zusammensetzung der gesamten Sinterkörperprobe kann das Verhältnis des bzw. der in den Hauptphasenkörnern R₂T₁₄B als R enthaltenen Seltenerdelement(e) gesteuert werden.
Das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) des Ce, das die 4f-Stelle der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur belegt (d. h. Ce_4f), und des Ce, das die 4g-Stelle belegt (d. h. Ce_4g), erfüllt 0,8 ≤ Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) ≤ 1,0. Die vorliegende Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass nur durch Ersetzen von Nd, das die 4f-Stelle belegt, durch Ce oder Y, deren stabiles Oxid ein kubisches System ist, ein Dauermagnet erhalten werden kann, der hohe Hafteigenschaften aufweist, wobei er die ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften von Nd₂Fe₁₄B beibehält. Das zuvor erwähnte Nd, das die 4f-Stelle belegt, trägt infolge der Ionen-Anisotropie in einer Richtung senkrecht auf die Anisotropie von Nd₂Fe₁₄B nicht zur Verbesserung der uniaxialen Anisotropie des gesamten Kristalls bei. Aufgrund der gleichwertigen Mengen der 4f-Stelle und der 4g-Stelle im Nd₂Fe₁₄B-Kristall ist Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) = 1,0, wenn die ganze 4f-Stelle durch Ce ersetzt wird, so dass eine optimale Ausführungsform der vorliegenden Erfindung gebildet wird. Es ist jedoch in Wirklichkeit nicht notwendig, die ganze 4f-Stelle durch Ce zu ersetzen, und ein Magnet, der ausreichend anwendbare magnetische Eigenschaften aufweist, kann im Bereich von 0,8 ≤ Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) ≤ 1,0 erhalten werden.
Das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) in Bezug auf das Ce, das die 4f-Stelle der zuvor erwähnten tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur belegt (d. h. Ce_4f), und das Ce, das die 4g-Stelle belegt (d. h. Ce_4g), kann durch das ringförmige Steilsicht-Dunkelfeldbild bestimmt werden, das durch ein Rasterdurchstrahlungselektronenmikroskop erhalten wird.
Nach dem Abschneiden des Sinterkörpers in einer Richtung senkrecht auf die Achse leichter Magnetisierung, in welcher das Magnetfeld beim Durchführen von Formpressen angelegt wird, und dem Verarbeiten des Sinterkörpers zu einer Dünnblechform mit einer Dicke von 100 nm durch eine FIB-Vorrichtung wird die Probe im STEM in eine Position gerichtet, in welcher die Kristallstruktur vom Nd₂Fe₁₄B-Typ in der [110]-Richtung beobachtet werden kann, um ein ringförmiges Steilsicht-Dunkelfeld-(HAADF, High-Angle Annular Dark-Field)Bild zu erhalten. 1 veranschaulicht (a) das HAADF-Bild und (b) das Kristallstrukturmodell, wie in Richtung [110] beobachtet, erhalten vom Sinterkörper, dessen Hauptphasenkörner die Zusammensetzung von Nd₂Fe₁₄B aufweisen.
In dem zuvor erwähnten HAADF-Bild ist die Intensität ungefähr proportional zum Quadrat der Atomzahl, und daher können die Elemente bestimmt werden, welche die Stellen belegen. Insbesondere die 4f-Stelle und die 4g-Stelle können ohne Überlappen deutlich auseinander gehalten werden, wenn die Kristallstruktur vom Nd₂Fe₁₄B-Typ in der Richtung [110] beobachtet wird. Die Linienprofile der Intensität, die aus den HAADF-Bildern der Sinterkörper jeweils mit einer Zusammensetzung von (a) Nd₂Fe₁₄B bzw. (b) (Nd_0.5Ce_0.5)₂Fe₁₄B erhalten werden, sind in 2 dargestellt. Außerdem werden die Linienprofile entlang der rechteckigen Region erhalten, die im HAADF-Bild von 1(a) dargestellt ist.
Im HAADF-Bild des Nd₂Fe₁₄B-Kristalls, wie in Richtung [110] beobachtet und in 2(a) dargestellt, ist sowohl die Intensität der 4f-Stelle als auch der 4g-Stelle hoch, und sie weisen eine gleichwertige Intensität auf, so dass bestimmt werden kann, dass sowohl die 4f-Stelle als auch die 4g-Stelle durch Nd belegt sind, welches eine hohe Atomzahl aufweist.
Im HAADF-Bild des (Nd_0.5Ce_0.5)₂Fe₁₄B-Kristalls, wie in Richtung [110] beobachtet und in 2(b) dargestellt, ist die Intensität an der 4f-Stelle niedrig, während die an der 4g-Stelle hoch ist. Das heißt, es kann bestimmt werden, dass Ce mit einer niedrigeren Atomzahl die 4f-Stelle belegt, während Nd mit einer höheren Atomzahl die 4g-Stelle belegt.
BEISPIELE
Im Folgenden werden hierin die Inhalte der vorliegenden Erfindung basierend auf den Beispielen und Vergleichsbeispielen weiter speziell beschrieben, aber die vorliegende Erfindung ist nicht vollends auf die folgenden Beispiele beschränkt.
Spezifizierte Mengen von Nd-Metall, Y-Metall, Ce-Metall, Elektrolyteisen und Ferrobor wurden gewogen, um die Zusammensetzung der Hauptphasenkörner so herzustellen, dass sie (Nd_1-x(Ce_1-zY_z)_x)₂Fe₁₄B (x = 0,0~0,7, z = 0,0~1,0) ist, und es wurde eine dünnplattenförmige R-T-B-Legierung durch ein Bandgießverfahren hergestellt. Nachdem die Legierung Rühren in einem Wasserstoffgasstrom bei gleichzeitiger Hitzebehandlung zum Herstellen eines groben Pulvers unterzogen worden war, wurde ein Ölamid als Schmiermittel zugegeben, und in einer nichtoxidierenden Atmosphäre wurde mit einer Strahlmühle feines Pulver hergestellt (wobei der Teilchendurchmesser 3 μm betrug). Das resultierende feine Pulver wurde in ein Presswerkzeug (mit einer Öffnungsgröße von 20 mm × 18 mm) gefüllt und bei einem Druck von 2,0 t/cm² unter einem Magnetfeld (2 T), das in einer Richtung senkrecht auf die Formpressrichtung angelegt wurde, uniaxialem Formpressen unterzogen. Nach dem Erhitzen des resultierenden Formartikels auf die optimale Sintertemperatur und 4-ständigem Halten wurde das resultierende Produkt auf Raumtemperatur abgekühlt, um den Sinterkörper zu erhalten, wobei veranlasst wurde, dass die Temperaturabnahmegeschwindigkeit in einer bei 400°C bis 800°C ± 50°C zentrierten Temperaturzone 1 × 10⁰°C/sec~5 × 10^–5°C/sec betrug, und die Temperaturabnahmegeschwindigkeit in einer anderen als der zuvor erwähnten Temperarturzone 10^–1°C/sec betrug. Die Ergebnisse, die durch Bestimmen der magnetischen Eigenschaften des Sinterkörpers mit einem B-H-Tracer erhalten wurden, wurden in Tabelle 1 dargestellt.
Der Sinterkörper wurde in einer Richtung senkrecht auf die Achse leichter Magnetisierung (d. h. der Richtung, in welcher beim Durchführen von Formpressen das Magnetfeld angelegt wurde) abgeschnitten, und durch das Röntgenstrahlenbeugungsverfahren wurde bestimmt, dass die Haupterzeugungsphase zur tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur gehörte. Anschließend wurde nach dem Verarbeiten des Sinterkörpers zu einer Dünnblechform mit einer Dicke von 100 nm durch eine FIB-Vorrichtung die Umgebung der Mitte der Hauptphasenkörnern mit der mit dem STEM ausgestatteten EDS-Vorrichtung analysiert, und die Zusammensetzung der Hauptphasenkörner wurde durch Verwenden der Filmkorrekturfunktion quantifiziert. Als Nächstes wurde die Probe in eine Position gerichtet, in welcher die tetragonale R₂T₁₄B-Struktur aus der Richtung [110] beobachtet werden konnte, um ein HAADF-Bild zu erhalten. Mit dem quadratischen Bereich im HAADF-Bild als Ziel, dessen Länge jeder Seite 10 nm betrug, wurde das durch Zählen der Anzahlen des die f-Stelle und die g-Stelle belegenden Ce basierend auf den Intensitätsinformationen erhaltene Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) in Bezug auf das Ce, das die 4f-Stelle der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur belegte (d. h. Ce_4f), und das Ce, das die 4g-Stelle belegte (d. h. Ce_4g), in Tabelle 1 dargestellt.
Die Haftfestigkeit des Sinterkörpers wurde durch Druck-Scherspannung bewertet. Der Sinterkörper, der als die Probe diente, wurde zu einem Prüfstück mit einer spezifizierten Form (12 mm Durchmesser × 3 mm Dicke) verarbeitet und mit einem wärmehärtbaren Epoxidkleber (Härtungsbedingungen: 150°C, 4 Stunden) in einer Weise, die es ermöglichte, dass die Dicke des Klebers 0,1 mm betrug, auf dem Rotor einer Dauermagnet-Synchronrotationsmaschine (nicht-orientiertes magnetisches Stahlblech und -band) befestigt (3). Anschließend wurde bei einer Geschwindigkeit von 10 mm/min Spannung an den Sinterkörper und das nicht-orientierte magnetische Stahlblech- und band angelegt, um eine Druck-Scherspannung an den Kleber anzulegen, und die Spannung, durch welche sich der Sinterkörper von der Grenze des Klebers ablöst, wurde als die Haftfestigkeit behandelt. Der Mittelwert von zehn Messungen der Haftfestigkeit des Sinterkörpers wurde in Tabelle 1 dargestellt.
[Beispiel 1~3 und Vergleichsbeispiel 1~3]
In einer Zusammensetzung, in welcher das R in der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur Nd war und nur durch Ce (x = 0,0~0,7, z = 0,1) ersetzt wurde, nahm die Haftfestigkeit zu, obwohl die restliche Magnetflussdichte B_r und die Koerzitivkraft H_cJ mit zunehmender Ersetzungsmenge x von Ce in Bezug auf Nd schrittweise abnahmen. Wenn jedoch x ≥ 0,6, erreichte die Verbesserung der Haftfestigkeit einen Sättigungszustand, auch wenn festgestellt wurde, dass die restliche Magnetflussdichte B_r und die Koerzitivkraft H_cJ schrittweise abnahmen. Das heißt, es wurde erkannt, dass, falls Nd nur durch Ce (z = 0,0) ersetzt wurde, innerhalb des Bereichs von 0,0 < x ≤ 0,5 die Reduktion der magnetischen Eigenschaften im Vergleich mit dem bestehenden Nd-Fe-B-basierten Magneten etwas gehemmt und ein Dauermagnet mit einer hohen Haftfestigkeit erhalten werden konnte. Außerdem konnte erkannt werden, dass innerhalb des zuvor erwähnten Bereichs das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) in Bezug auf das Ce, das die 4f-Stelle belegte (d. h. Ce_4f), und das Ce, das die 4g-Stelle belegte (d. h. Ce_4g), 0,86~0,91 betrug, und das meiste Ce, welches das Nd ersetzte, selektiv die 4f-Stelle belegte.
[Vergleichsbeispiel 9~13]
In einer Zusammensetzung, in welcher das R in der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur Nd war und nur durch Y (x = 0,2~0,7, z = 1,0) ersetzt wurde, nahm die Haftfestigkeit mit zunehmender Ersetzungsmenge x von Y in Bezug auf Nd zu. Das Ausmaß der Zunahme der Haftfestigkeit war im Vergleich zu dem beim alleinigen Ersetzen durch Ce (z = 0,0) verhältnismäßig gering. Das heißt, es konnte erkannt werden, dass, wenn Nd nur durch Y (z = 1,0) ersetzt wurde, der resultierende Dauermagnet keine praktische restliche Magnetflussdichte B_r und Koerzitivkraft H_cJ aufwies und auch keine hohe Haftfestigkeit aufwies.
[Beispiel 4~6 und Vergleichsbeispiel 5~6]
In einer Zusammensetzung, in welcher das R in der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur Nd war und durch Ce und Y zu gleichen Teilen (x = 0,2~0,7, z = 0,5) ersetzt wurde, nahm die Haftfestigkeit mit zunehmender Ersetzungsmenge x von Ce und Y in Bezug auf Nd zu. Die Verbesserung der Haftfestigkeit wurde jedoch gesättigt, wenn x ≥ 0,6. Außerdem nahmen die restliche Magnetflussdichte B_r und die Koerzitivkraft H_cJ stark ab. Das heißt, es wurde erkannt, dass in einer Zusammensetzung, in welcher Nd durch Ce und Y zu gleichen Teilen (z = 0,5) ersetzt wurde, innerhalb eines Bereichs von 0,0 < x ≤ 0,5 ein Dauermagnet erhalten wurde, der nicht nur gleichwertige magnetische Eigenschaften wie der bestehende R-T-B-basierten Magnet aufwies, sondern außerdem auch eine hohe Haftfestigkeit aufwies. Ferner konnte erkannt werden, dass in dem zuvor erwähnten Bereich das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) in Bezug auf das Ce, das die 4f-Stelle belegte (d. h. Ce_4f), und das Ce, das die 4g-Stelle belegte (d. h. Ce_4g), 0,87~0,88 betrug, und das meiste Ce, welches das Nd ersetzte, selektiv die 4f-Stelle belegte.
[Beispiel 3, Beispiel 6~8, Vergleichsbeispiel 7~8 und Vergleichsbeispiel 11]
In einer Zusammensetzung, in welcher das R in der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur Nd war und die Hälfte von Nd durch Y oder Ce oder beide (x = 0,5, z = 0,0~1,0) ersetzt wurde, nahm die Haftfestigkeit ab, obwohl die restliche Magnetflussdichte B_r und die Koerzitivkraft H_cJ mit zunehmender relativer Menge von Y in Bezug auf Ce schrittweise zunahmen.
Wenn außerdem die relative Menge von Y gegenüber Ce die Hälfte überschritt (z ≥ 0,6), nahm die Haftfestigkeit beträchtlich ab, aber die Verbesserung der restlichen Magnetflussdichte B_r und der Koerzitivkraft H_cJ zeigte im Wesentlichen eine Tendenz zur Sättigung. Das heißt, es konnte erkannt werden, dass im Bereich 0,0 ≤ z ≤ 0,5 ein Dauermagnet erhalten werden konnte, der nicht nur keine schlechteren magnetischen Eigenschaften wie der bestehende Nd-Fe-B-basierten Magnet aufwies, sondern außerdem eine höhere Haftfestigkeit aufwies.
Ferner konnte erkannt werden, dass in dem zuvor erwähnten Bereich das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) in Bezug auf das Ce, das die 4f-Stelle belegte (d. h. Ce_4f), und das Ce, das die 4g-Stelle belegte (d. h. Ce_4g), 0,86~0,88 betrug, und das meiste Ce, welches das Nd ersetzte, selektiv die 4f-Stelle belegte.
[Beispiel 3, Beispiel 11~12 und Vergleichsbeispiel 14~18]
In einer Zusammensetzung, in welcher das R in der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur Nd war und die Hälfte von Nd nur durch Ce (x = 0,5, z = 0,0) ersetzt wurde, wurde veranlasst, dass die Temperaturabnahmegeschwindigkeit in einer Temperaturzone von 550°C~650°C (600 ± 50°C) zwischen 1 × 10⁰°C/sec und 5 × 10^–5°C/sec variierte. Es konnte erkannt werden, dass die Haftfestigkeit selbst in einem Fall mit beliebigen der Temperaturabnahmegeschwindigkeiten noch immer höher war als die des Nd-Fe-B-basierten Magneten ohne Ersetzen von Nd (Vergleichsbeispiel 1), und die Haftfestigkeit nicht stark von der Temperaturabnahmegeschwindigkeit abhing. Wenn jedoch in Bezug auf die magnetischen Eigenschaften betrachtet, nahmen die magnetischen Eigenschaften stark ab, wenn die Temperaturabnahmegeschwindigkeit größer als 2 × 10^–2°C/sec war, und das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) in Bezug auf Ce_4f, das die 4f-Stelle der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur belegte, und Ce_4g, das die 4g-Stelle belegte, nahm ebenfalls ab. Die Erfinder der vorliegenden Erfindung nahmen an, dass die drastische Abnahme der magnetischen Eigenschaften, welche mit der Erhöhung der Temperaturabnahmegeschwindigkeit einherging, durch die unzureichende Zeit für die Bewegung von Seltenerdelementen zu stabilen Positionen verursacht wurde. Wenn außerdem die Temperaturabnahmegeschwindigkeit niedriger als 1 × 10^–4°C/sec war, wurde, obwohl die magnetischen Eigenschaften eine leichte Abnahme verzeichneten, das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) in Bezug auf Ce_4f, das die 4f-Stelle der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur belegte, und Ce_4g, das die 4g-Stelle belegte, im Wesentlichen aufrechterhalten. Die Erfinder dieser Erfindung nahmen an, dass die Abnahme der magnetischen Eigenschaften, die mit der Senkung der Temperaturabnahmegeschwindigkeit einherging, nicht durch die Ce-Belegung an der 4f-Stelle verursacht wurde, sondern durch das Verschwinden der Kristallgrenzstruktur, das durch die extrem niedrige Temperaturabnahmegeschwindigkeit verursacht wurde, da die Kristallgrenzstruktur erforderlich war, um zu ermöglichen, dass der Dauermagnet vom R₂T₁₄B-Typ eine Koerzitivkraft aufwies.
[Beispiel 3 und Vergleichsbeispiel 19~22]
In einer Zusammensetzung, in welcher das R in der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur Nd war und die Hälfte von Nd nur durch Ce (x = 0,5, z = 0,0) ersetzt wurde, wurde veranlasst, dass eine Temperaturzone mit einer Temperaturabnahmegeschwindigkeit von 1 × 10^–2°C/sec zwischen 350°C und 850°C (400 ± 50°C~800 ± 50°C) variierte. Wenn die Temperaturzone mit einer Temperaturabnahmegeschwindigkeit von 1 × 10^–2°C/sec bei 550°C~650°C (600 ± 50°C) war, wurden gleichwertig ausgezeichnete magnetische Eigenschaften wie die des Nd-Fe-B-basierten Magneten ohne Ersetzen von Nd (Vergleichsbeispiel 1) erhalten. Wenn die Temperaturzone mit einer Temperaturabnahmegeschwindigkeit von 1 × 10^–2°C/sec jedoch bei einer Temperatur von unter 550°C~650°C (600 ± 50°C) war, nahmen die magnetischen Eigenschaften ab, und das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) in Bezug auf Ce_4f, das die 4f-Stelle der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur belegte, und Ce_4g, das die 4g-Stelle belegte, nahm ebenfalls ab. Die Erfinder der vorliegenden Erfindung nahmen an, dass die Abnahme der magnetischen Eigenschaften, welche mit der Temperatursenkung der Temperaturzone einherging, für welche die Temperaturabnahmegeschwindigkeit gesteuert wurde, durch die unzureichende Energie für die Bewegung von Seltenerdelementen zu stabilen Positionen verursacht wurde. Wenn außerdem die Temperaturzone mit einer Temperaturabnahmegeschwindigkeit von 1 × 10^–2°C/sec bei einer Temperatur von über 550°C~650°C (600 ± 50°C) war, nahmen die magnetischen Eigenschaften ab, und das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) in Bezug auf Ce_4f, das die 4f-Stelle der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur belegte, und Ce_4g, das die 4g-Stelle belegte, nahm ebenfalls ab. Die Erfinder der vorliegenden Erfindung nahmen an, dass die Abnahme der magnetischen Eigenschaften, welche mit der Temperaturerhöhung der Temperaturzone einherging, für welche die Temperaturabnahmegeschwindigkeit gesteuert wurde, der übermäßigen Energie zuzuschreiben war, welche bewirkte, dass sich die Seltenerdelemente von benachbarten Positionen wegbewegten.
[Beispiel 6 und Vergleichsbeispiel 23~26]
In einer Zusammensetzung, in welcher das R in der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur Nd war und die Hälfte von Nd durch Ce und Y (x = 0,5, z = 0,5) ersetzt wurde, wurde veranlasst, dass eine Temperaturzone mit einer Temperaturabnahmegeschwindigkeit von 1 × 10^–2°C/sec zwischen 350°C und 850°C (400 ± 50°C~800 ± 50°C) variierte. Wenn die Temperaturzone mit einer Temperaturabnahmegeschwindigkeit von 1 × 10^–2°C/sec bei 550°C~650°C (600 ± 50°C) war, wurden gleichwertig ausgezeichnete magnetische Eigenschaften wie die des Nd-Fe-B-basierten Magneten ohne Ersetzen von Nd (Vergleichsbeispiel 1) erhalten. Wenn die Temperaturzone mit einer Temperaturabnahmegeschwindigkeit von 1 × 10^–2°C/sec jedoch bei einer Temperatur von unter 550°C~650°C (600 ± 50°C) war, nahmen die magnetischen Eigenschaften ab, und das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) in Bezug auf Ce_4f, das die 4f-Stelle der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur belegte, und Ce_4g, das die 4g-Stelle belegte, nahm ebenfalls ab. Wenn außerdem die Temperaturzone mit einer Temperaturabnahmegeschwindigkeit von 1 × 10^–2°C/sec bei einer Temperatur von über 550°C~650°C (600 ± 50°C) war, nahmen die magnetischen Eigenschaften ebenso ab, und das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) in Bezug auf Ce_4f, das die 4f-Stelle der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur belegte, und Ce_4g, das die 4g-Stelle belegte, nahm ebenfalls ab. Die Erfinder der vorliegenden Erfindung nahmen an, dass die Abnahme der magnetischen Eigenschaften, welche mit der Temperaturerhöhung der Temperaturzone einherging, für welche die Temperaturabnahmegeschwindigkeit gesteuert wurde, der übermäßigen Energie zuzuschreiben war, welche bewirkte, dass sich die Seltenerdelemente von benachbarten Positionen wegbewegten.
[Beispiel 3 und Vergleichsbeispiel 9~10]
Es war bekannt, dass, wenn das R in der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur Nd war und wenn R Nd und Dy oder Nd und Tb war, durch Ersetzen einer Hälfte von R nur durch Ce (x = 0,5, z = 0,0) stets ein Dauermagnet erhalten werden konnte, der eine höhere Haftfestigkeit als der Nd-Fe-B-basierte Magnet ohne Ersetzen von Nd (Vergleichsbeispiel 1) aufwies. Außerdem konnte erkannt werden, dass in der vorstehenden Zusammensetzung das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) in Bezug auf das Ce, das die 4f-Stelle belegte (d. h. Ce_4f), und das Ce, das die 4g-Stelle belegte (d. h. Ce_4g), 0,85~0,86 betrug, und das meiste Ce, welches das R ersetzte, selektiv die 4f-Stelle belegte. [Tabelle 1]
Wie vorstehend dargelegt, ist der R-T-B-basierte Dauermagnet der vorliegenden Erfindung für das Feldsystem einer Dauermagnet-Synchronrotationsmaschine verwendbar, die in Verbraucher-, Industrie- und Transporteinrichtungen häufig verwendet wird.

Claims

R-T-B-basierter Dauermagnet, umfassend Hauptphasenkörner mit einer Zusammensetzung von (R_1-x(Ce_1-zY_z)_x)₂T₁₄B, wobei das Häufigkeitsverhältnis von Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) 0,8 ≤ Ce_4f/(Ce_4f + Ce_4g) ≤ 1,0 erfüllt, wenn das Ce, das die 4f-Stelle der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur in den Hauptphasenkörnern belegt, als Ce_4f bezeichnet wird, und das Ce, das die 4g-Stelle belegt, als Ce_4g bezeichnet wird, wobei es sich bei R um Seltenerdelement(e) bestehend aus einem oder mehreren Elementen handelt, die aus La, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu ausgewählt sind, und bei T um ein oder mehrere Übergangsmetallelemente mit Fe oder Fe und Co als wesentliche Elemente handelt, wobei 0,0 < x ≤ 0,5 und 0,0 ≤ z ≤ 0,5.
Rotationsmaschine, umfassend den R-T-B-basierten Dauermagneten nach Anspruch 1.