DE60221448T2

DE60221448T2 - Seltenerdlegierungs Sinterformteil

Info

Publication number: DE60221448T2
Application number: DE60221448T
Authority: DE
Inventors: Hitoshi Wadayama-cho Asago-gun Morimoto; Yuji Uji-shi KANEKO
Original assignee: Neomax Co Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2001-03-30
Filing date: 2002-03-29
Publication date: 2007-11-29
Anticipated expiration: 2022-03-30
Also published as: EP1645648A1; WO2002079530A3; DE60221448D1; EP1377691A2; US20050098238A1; CN1468319A; CN1300360C; DE60206031D1; AU2002241342A1; DE60206031T2; EP1645648B1; WO2002079530A2; EP1377691B1; US7201810B2

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Seltenerdlegierungs-Sinterformteil zur Verwendung in einem, z. B. Sintermagneten des Typs R-Fe-B.
Stand der Technik
Ein Seltenerdlegierungs-Sintermagnet (Dauermagnet) wird normalerweise durch Verdichten eines Pulvers einer Seltenerdlegierung, Sintern des resultierenden Formteils und dann Unterwerfen des Sinterformteils einer Alterungsbehandlung hergestellt. Dauermagneten, die zur Zeit häufig in verschiedenen Anwendungsgebieten verwendet werden, enthalten Samarium-Kobalt-Magneten (Sm-Co) und einen Neodym-Eisen-Bor (Nd-Fe-B)-Magneten. Unter anderem wird ein R-Fe-B-Magnet (wobei R mindestens ein Element ausgewählt von den Seltenerdelementen, enthaltend Yttrium (Y) ist, und ist normalerweise Neodymium (Nd), Fe Eisen ist und B Bor ist) immer öfter in unterschiedlichen Typen von elektronischen Geräten benutzt. Der Grund dafür ist, dass ein R-Fe-B-Magnet ein maximales Energieprodukt (BH)_max aufweist, weiches höher ist, als jedes der Anderen der Vielzahl von Magnettypen und dennoch relativ günstig ist.
Ein R-Fe-B-Sintermagnet enthält eine Hauptphase, hauptsächlich bestehend aus einer tetragonalen R₂Fe₁₄B-Verbindung, einer R-reichen Phase, enthaltend z. B. Nd, und einer B-reichen Phase. In einem R-Fe-B-Sintermagneten kann ein Teil des Fe mit einem Übergangsmetallelement, wie beispielsweise Co oder Ni ersetzt werden und ein Teil von B kann mit C ersetzt werden. Ein R-Fe-B-Sintermagnet, mit welchem unterschiedliche bevorzugte Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung durchführbar sind, ist z. B. in den US-Patenten Nr. 4,770,723 und 4,792,368 beschrieben.
Im Stand der Technik wurde eine R-Fe-B-Typ-Legierung durch ein Blockgussverfahren als ein Material für solch einen Magneten vorbereitet. Bei einem Blockgussverfahren werden normalerweise ein Seltenerdmetall, Elektrolyteisen und Ferroborlegierung als entsprechende Startmaterialien durch ein Induktionserwärmungsverfahren geschmolzen und anschließend wird die auf diese Weise erhaltene Schmelze relativ langsam in einer Gussform abgekühlt, wodurch ein Legierungsblock angefertigt wird.
Seit kurzem erhielt ein schnelles Kühlungsverfahren, wie beispielsweise ein Streifengussverfahren, oder ein Schleudergussverfahren viel Aufmerksamkeit in der Branche. Bei einem schnellen Kühlungsverfahren wird eine geschmolzene Legierung in Kontakt mit, und relativ schnell gekühlt und erstarrt mittels der Außen- oder der Innenfläche einer einzelnen Kühlwalze oder einem Kühlwalzenpaar, einer drehenden Kühlscheibe oder einer drehenden zylindrischen Gussform, wodurch eine schnell verfestigte Legierung aus der geschmolzenen Legierung erhalten wird, die dünner ist als ein Legierungsblock. Die schnell verfestigte Legierung, die man auf diese Weise erhält, wird nachfolgend als eine "Legierungsflocke" ("alloy flake") bezeichnet. Die mittels eines solchen schnellen Kühlungsverfahren hergestellte Legierungsflocke hat normalerweise eine Dicke von ungefähr 0,03 mm bis ungefähr 10 mm. Gemäß des schnellen Kühlungsverfahren beginnt die Erstarrung der Schmelzlegierung an einer Oberfläche dieser, welche in Kontakt mit der Oberfläche der Kühlwalze war. Diese Oberfläche der Schmelzlegierung wird nachfolgend als "Walzkontaktfläche" bezeichnet. Bei dem schnellen Kühlungsverfahren wachsen somit Stängelkristalle in Richtung der Dicke von der Walzkontaktfläche. Als ein Ergebnis dessen, hat die mittels einem Streifengussverfahren oder jedem anderen schnellen Kühlungsverfahren hergestellte schnell verfestigte Legierung ein Gefüge, enthaltend eine R₂Fe₁₄B-Kristallphase und eine R-reiche Phase. Die R₂Fe₁₄B-Kristallphase hat gewöhnlich eine kleine Achsengröße von ungefähr 0,1 μm bis ungefähr 100 μm und eine große Achsengröße von ungefähr 5 μm bis ungefähr 500 μm. Andererseits ist die R-reiche Phase, welche eine nichtmagnetische Phase, enthaltend ein Seltenerdelement R in einer relativ hohen Konzentration, in der Korngrenze zwischen den R₂Fe₁₄B-Kristallphasen dispergiert.
Im Vergleich zu einer durch das konventionelle Blockgussverfahren oder Formgussverfahren hergestellte Legierung (solch eine Legierung wird nachfolgend als ein "Legierungsblock" bezeichnet), wurde die schnell erstarrte Legierung in einer kürzeren Zeit gekühlt und erstarrt (d. h. bei einer Kühlrate von ungefähr 10²°C/sek. bis ungefähr 10⁴°C/sek.). Demzufolge hat die schnell verfestigte Legierung bzw. schnell erstarrte Legierung ein feineres Gefüge und eine kleinere durchschnittliche Kristallkorngröße. Zusätzlich, bei der schnell erstarten Legierung, hat die Korngrenze davon eine größere Fläche und die R-reiche Phase ist über einen großen Bereich und dünn, entlang der Korngrenze dispergiert. Die schnell erstarte Legierung übertrifft somit auch bei der Dispersionsfähigkeit der R-reichen Phase. Weil die schnell verfestigte Legierung die oben beschriebenen vorteilhaften Merkmale aufweist, kann ein Magnet mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften aus dieser schnell verfestigten Legierung hergestellt werden.
Ein alternatives Legierungsaufbereitungsverfahren, genannt "Ca-Reduktionsprozess (oder Reduktionsdiffusionsprozess)", ist auch auf diesem Gebiet bekannt. Dieses Verfahren enthält Verarbeitungs- und Herstellungsschritte von: Hinzufügen von Metallkalzium (Ca) und Kalziumchlorid (CaCl) zu entweder der Mischung von zumindest eines Seltenerdoxids, Eisenpulver, reines Borpulver und zumindest eines von Ferroborpulver und Boroxid unter einem vorbestimmten Verhältnis, oder einer Mischung, enthaltend ein Legierungspulver oder gemischten Oxid aus diesen Bestandteilen unter einem vorbestimmten Verhältnis; Unterwerfen der resultierenden Mischung einer Reduktionsdiffusionsbehandlung innerhalb einer Inertgasatmosphäre; Verdünnen des erhaltenen Reaktanten, um eine Aufschlämmung zu erzeugen; und dann Behandeln der Aufschlämmung mit Wasser. Auf diese Art und Weise kann ein Festkörper einer R-Fe-B-Typ-Legierung erhalten werden.
Es sollte beachtet werden, dass jeder Block einer festen Legierung hierin, als ein "Legierungsblock" bezeichnet wird. Der "Legierungsblock" kann jede von einer Vielzahl von Formen der Festlegierungen, welche nicht nur erstarrte Legierungen, erhalten durch entweder langsames oder schnelles Abkühlen einer Schmelze aus einem Legierungsmaterial (z. B. ein durch das konventionelle Blockgussverfahren hergestellter Legierungsblock oder eine Legierungsflocke vorbereitet mittels eines schnellen Kühlungsverfahrens, wie beispielsweise Streifengussverfahren), sondern auch eine durch das Ca-Reduktionsverfahren hergestellte feste Legierung enthalten.
Ein zu verdichtendes Legierungspulver wird erhalten durch Ausführen der Verarbeitungs- und Herstellungsschritte von: grobes Pulverisieren eines Legierungsblocks in irgendeiner dieser Formen durch z. B. einen Wasserpulverisierungsprozess und/oder irgendeinen von der Vielzahl von mechanischen Pulverisierungsprozessen (z. B. durch Benutzung einer Kugelmühle oder Rührwerkskugelmühle); und feines Pulverisieren des resultierenden grobpulverisierenden Pulvers (mit einer durchschnittlichen Partikelgröße von ungefähr 10 μm bis ungefähr 500 μm) mittels z. B. eines Trockenpulverisierungsver fahrens unter Verwendung einer Strahlmühle. Das zu verdichtende Legierungspulver hat vorzugsweise eine durchschnittliche Teilchengröße bzw. Partikelgröße von ungefähr 1,5 μm bis ungefähr 7 μm, um ausreichende magnetische Eigenschaften zu erreichen. Es wird darauf hingewiesen, dass "durchschnittliche Teilchengröße" eines Pulvers sich hierin auf einen Massenmediandurchmesser (MMD) bezieht, sofern nichts anderes angegeben ist.
Ein R-Fe-B-Typ-Legierungspulver ist sehr einfach oxidierbar, was nachteilig ist. Ein Verfahren zum Formen einer dünnen Oxidschicht auf der Oberfläche eines Seltenerdlegierungspulvers, um dieses Problem zu vermeiden, ist in der japanischen Einspruchspatentveröffentlichung Nr. 6-6728 offenbart, welche ursprünglich von Sumitomo Special Metals Co., Ltd. am 24. Juli 1986 eingereicht wurde.
Gemäß eines weiteren bekannten Verfahrens kann die Oberfläche eines Seltenerdlegierungspulvers für diesen Zweck auch mit einem Schmiermittel beschichtet werden. Es wird darauf hingewiesen, dass ein Seltenerdlegierungspulver mit keiner Oxidschicht oder Schmiermittelbeschichtung darauf, ein Seltenerdlegierungspulver überzogen mit einer Oxidschicht und ein Seltenerdlegierungspulver, beschichtet mit einem Schmiermittel, alle kollektiv als ein "Seltenerdlegierungspulver" zur vereinfachten Darstellung bezeichnet werden. Wenn jedoch die "Zusammensetzung eines Seltenerdlegierungspulvers" infrage steht, ist die Zusammensetzung, die des Seltenerdlegierungspulvers an sich und nicht die Kombination des Pulvers und der Oxidschicht oder der Schmiermittelbeschichtung.
Ein R-Fe-B-Typ-Sintermagnet, hergestellt mit irgendeinem der oben beschriebenen Verfahren, weist hervorragende magnetische Eigenschaften auf. Im Vergleich zu beispielsweise einem Ferritmagnet wird jedoch eine größeres magnetisierendes Feld benötigt, um den R-Fe-B-Sintermagnet herzustellen. Wenn z. B. ein Motor, enthaltend einen R-Fe-B-Sintermagnet geformt wird, kann ein Seltenerdlegierungs-Sinterformteil z. B. in einem Teil des Motors eingebaut werden und dann durch Verwendung einer Spule des Motors magnetisiert werden (siehe z. B. japanische offengelegte Veröffentlichung Nr. 11-113225). In dieser Situation ist es manchmal schwierig, ein magnetisierendes Feld mit einer ausreichend großen Stärke an das Sinterformteil anzulegen. Ein ungenügend magnetisierter Magnet wird minderwertige magnetische Eigenschaften aufweisen. Unter anderem kann die Remanenz B_r davon erheblich verringert werden. Zusätzlich wird solch ein Magnet einfach durch beispielsweise Hitze entmagnetisiert.
Beispielsweise hat Kanekiyo et al. in dem Journal of Magnetics Society of Japan, Vol. 16, S. 143-146 (1992) beschrieben, dass die Magnetisierungseigenschaft eines R-Fe-B-Typ-Sintermagnets durch Hinzufügen von Mo, V oder Co zu seinem Legierungsmaterial verbessert werden kann.
Die japanische offengelegte Veröffentlichung Nr. 6-96928 offenbart auch, dass die Koersivität eines R-Fe-B-Typ-Sintermagnets erhöht werden kann und die Entmagnetisierung davon verringert werden kann, indem Dy und/oder Tb für einen Teil von Nd nahe zu der Fläche einer Nd₂Fe₁₄B-intermetallischen Verbindung als eine Hauptphase ersetzt wird.
Jedoch haben die gegenwärtigen Erfinder entdeckt und durch Experimente bestätigt, dass andere magnetische Eigenschaften (insbesondere Remanenz B_r) der konventionellen Magneten immer noch verringert wurden, auch wenn irgendeines der oben beschriebenen Elemente hinzugefügt oder ersetzt wurde. Außerdem, auch wenn diese anderen magnetischen Eigenschaften sich nicht verschlechtern, ist es schwierig, die Magneten in großen Stückzahlen herzustellen, weil die Elemente, welche hinzugefügt oder ersetzt werden, selten und teuer sind.
Es ist ferner bekannt, dass wenn die durchschnittliche Korngröße der Kristallkörner, aus welchen ein Seltenerdlegierungs-Sinterformteil besteht, verringert wird, wird der resultierende Magnet eine erhöhte Koersivität aufweisen. Sofern jedoch die durchschnittliche Kristallkorngröße verringert wird, wird sich die Magnetisierungseigenschaft des Sinterformteils nachteilig verschlechtern. Außerdem, sobald die Teilchengröße des zu sinternden Pulvers verringert worden ist, wird es schwieriger, das Pulver zu handhaben und es weist während des Verdichtungsprozesses einen niedrigeren Orientierungsgrad (d. h. kristallografischen Orientierungsgrad) auf.
Die EP 0 994 493 A2 offenbart einen R-T-B-Typ Sintermagneten mit Phasen, die unterschiedliche Konzentrationen von schweren Seltenerdelementen haben.
Offenbarung der Erfindung
Um die oben beschriebenen Probleme zu überwinden, stellt die vorliegende Erfindung ein R-Fe-B-basierendes Seltenerdlegierungs-Sinterformteil, wie in Anspruch 1 definiert, bereit, welches bei Anlegen eines niedrigeren magnetisierenden Feldes ausreichend magnetisierbar ist.
Ein Verfahren zum herstellen eines Seltenerdlegierungs-Sinterformteils enthält vorzugsweise eine Hauptphase mit einer Zusammensetzung wie durch die allgemeine Formel: (LR_1-xHR_x)₂T₁₄A beschrieben, wobei T entweder Fe allein oder eine Mischung aus Fe und zumindest einem Übergangsmetallelement anders als Fe ist, A entweder Bor allein oder eine Mischung aus Bor und Kohlenstoff ist, LR zumindest ein leichtes Seltenerdelement ist, HR zumindest ein schweres Seltenerdelement ist und 0 < x < 1. Das Verfahren umfasst vorzugsweise den Schritt (a) Aufbereiten von mehreren Typen von Seltenerdlegierungsmaterialien, enthaltend jeweilige Hauptphasen mit zueinander unterschiedlichen HR-Molenbrüche. Die Seltenerdlegierungsmaterialien enthalten erste und zweite Seltenerdlegierungsmaterialien. Das erste Seltenerdlegierungsmaterial enthält vorzugsweise eine Hauptphase mit einer Zusammensetzung, beschrieben durch (LR_1-uHR_u)₂T₁₄A (wobei 0 ≦ u < x), während das zweite Seltenerdlegierungsmaterial vorzugsweise eine Hauptphase mit einer Zusammensetzung, beschrieben durch (LR_1-vHR_v)₂T₁₄A (wobei x < v ≦ 1) enthält. Wenn ein Seltenerdelement R, enthaltend LR und HR, bei jeweiligen Molenbrüchen R1 und R2 (in Gewichtsprozent) in den ersten und zweiten Seltenerdlegierungsmaterialien enthaltend ist, dann ist ΔR = |R1 – R2| vorzugsweise ungefähr 20% oder weniger von (R1 + R2)/2. Das Verfahren enthält vorzugsweise ferner den Schritt (b) Mischen der mehreren Typen von Seltenerdlegierungsmaterialien miteinander, so dass das Sinterformteil die Hauptphase enthalten wird, die eine durchschnittliche Zusammensetzung, beschrieben durch (LR_1-xHR_x)₂T₁₄A, hat, wodurch eine zu sinternde Pulvermischung erhalten wird, und (c) Sintern der zu sinternden Pulvermischung.
Schritt (a) enthält vorzugsweise den Schritt des Aufbereitens eines dritten Seltenerdlegierungsmaterials, enthaltend eine Hauptphase mit einer Zusammensetzung, die durch (LR_1-wHR_w)₂T₁₄A (wobei u < w < v) beschrieben wird.
Schritt (a) enthält vorzugsweise den Schritt des Aufbereitens der mehreren Typen von Seltenerdlegierungsmaterialien, wobei jedes: ungefähr 25 Massen-% bis ungefähr 40 Massen-% an Seltenerdelement R (wobei R = LR_1xHR_x); ungefähr 0,6 Massen-% bis ungefähr 1,6 Massen-% an A; und T, eine sehr kleine Menge an Additiven und zwangsläufig enthaltene Verunreinigungen als der Rest.
Der Schritt (a) enthält vorzugsweise den Schritt des Aufbereitens der mehreren Typen von Seltenerdlegierungsmaterialien, so dass jedes der Seltenerdlegierungsmaterialien einen R-Molenbruch hat, der sich von einem durchschnittlichen R-Molenbruch der Seltenerdlegierungsmaterialien mit nicht mehr als 20% unterscheidet.
Der Schritt (b) enthält vorzugsweise den Schritt des Erhaltens der zu sinternden Pulvermischung, welche ungefähr 30 Massen-% oder mehr eines Seltenerdlegierungsmaterials enthält, das einen HR-Molenbruch geringer als ein durchschnittlicher HR-Molenbruch der mehreren Typen von Seltenerdlegierungsmaterialien aufweist.
Der Schritt (a) enthält vorzugsweise den Schritt des Aufbereitens des ersten Seltenerdlegierungsmaterials, welches eine Hauptphase mit einer von im Wesentlichen durch (LR)₂T₁₄A beschriebenen Zusammensetzung hat.
Der Schritt (b) enthält vorzugsweise den Schritt des Erhaltens der zu sinternden Pulvermischung, welche ungefähr 30 Massen-% oder mehr des ersten Seltenerdlegierungsmaterials enthält.
Besonders bevorzugt enthält der Schritt (b) den Schritt des Erhaltens der zu sinternden Pulvermischung, welche ungefähr 50 Massen-% oder mehr des ersten Seltenerdlegierungsmaterials enthält.
Der Schritt (a) enthält vorzugsweise den Schritt des Aufbereitens der mehreren Typen von Seltenerdlegierungsmaterialien durch ein schnelles Kühlungsverfahren, wie ein Streifengussverfahren.
Der Schritt (b) enthält vorzugsweise den Schritt des Erhaltens der zu sinternden Pulvermischung, welche eine durchschnittliche Korngröße von ungefähr 1,5 μm bis ungefähr 7,0 μm aufweist.
Der Schritt (c) enthält vorzugsweise den Schritt des zumindest zweimaligen Sinterns der Pulvermischung bei im Wesentlichen unterschiedlichen Sintertemperaturen.
Ein Seltenerdlegierungs-Sinterformteil gemäß der vorliegenden Erfindung enthält vorzugsweise eine Hauptphase umfasst, die eine durchschnittliche Zusammensetzung aufweist, welche durch die allgemeine Formel: (LR_1-xHR_x)₂T₁₄A beschrieben wird, wobei T entweder Fe allein oder eine Mischung aus Fe und zumindest einem Übergangsmetallelement anders als Fe ist; A entweder Bor allein oder eine Mischung aus Bor und Kohlenstoff ist; LR zumindest ein leichtes Seltenerdelement ist; HR zumindest ein schweres Seltenerdelement ist; und 0 < x < 1. Das Seltenerdlegierungs-Sinterformteil enthält Kristallkörner, wobei jedes wenigstens eine Hauptphase gemäß einem ersten Typ und eine Vielzahl von Hauptphasen gemäß einem zweiten Typ enthält, oder jedes enthält eine Vielzahl von Hauptphasen gemäß dem ersten Typ und wenigstens eine Hauptphase gemäß dem zweiten Typ. Das Seltenerdlegierungs-Sinterformteil enthält besonders bevorzugt Kristallkörner, wobei jedes davon eine Vielzahl von Hauptphasen gemäß einem ersten Typ und eine Vielzahl von Hauptphasen gemäß einem zweiten Typ enthält. Jede der Hauptphasen des ersten Typs hat eine Zusammensetzung, beschrieben durch (LR_1-pHR_p)₂T₁₄A (wobei 0 ≦ p < x), wobei jede Hauptphase des zweiten Typs eine Zusammensetzung, beschrieben durch (LR_1-qHR_q)₂T₁₄A (wobei x < q ≦ 1) enthält.
Die Hauptphasen des ersten und des zweiten Typs sind vorzugsweise in jedem Kristallkorn zufällig verteilt.
Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung enthält jedes der Kristallkörner vorzugsweise ferner eine dritte Hauptphase, die einen HR-Molenbruch hat, der höher als der der Hauptphasen gemäß des ersten Typs aber niedriger als der der Hauptphasen gemäß des zweiten Typs ist.
Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform haben die Kristallkörner vorzugsweise eine durchschnittliche Korngröße von ungefähr 1,5 μm bis ungefähr 20 μm.
Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform haben die Hauptphasen gemäß dem ersten Typ vorzugsweise eine Zusammensetzung, die im Wesentlichen durch (LR)₂T₁₄A beschrieben wird.
Ein Seltenerdlegierungs-Sinterformteil gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird vorzugsweise durch das Verfahren gemäß irgendeinem der vorher beschriebenen bevorzugten Ausführungsformen hergestellt.
Ein Seltenerd-Sintermagnet gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird vorzugsweise durch Magnetisieren des Seltenerdlegierungs-Sinterformteils gemäß irgendeiner der bevorzugten Ausführungsformen, wie oben beschrieben, hergestellt.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist das Seltenerdlegierungs-Sinterformteil vorzugsweise durch Anlegen eines Magnetfeldes mit einer Stärke von ungefähr 1,6 MA/m bis ungefähr 1,9 MA/m magnetisiert worden.
Andere Merkmale, Elemente, Prozesse, Schritte, Eigenschaften und Vorteile der vorliegenden Erfindung werden unter Berücksichtigung der folgenden detaillierten Beschreibung von bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung in Bezug auf die beigefügten Zeichnungen offensichtlicher.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist ein Graph, welcher zeigt, wie die Magnetisierungseigenschaften von Sinterformteilen gemäß den Vergleichsbeispielen (bei welchen Seltenerdelemente gleichförmig dispergiert sind) von der Menge an hinzugefügtem Dy abhängig sind.
2 ist ein Graph, welcher die Magnetisierungseigenschaften von Sinterformteilen gemäß spezifischer Beispiele von bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung (bei welchen Seltenerdelemente nicht gleichförmig dispergiert sind) zeigt.
3A und 3B sind EPMA-Fotografien, die jeweils die Konzentrationsprofile von Nd und Dy in dem Sintermagnet gemäß dem Vergleichsbeispiel Nr. 3 (5 Dy) zeigen.
4A und 4B sind EPMA-Fotografien, die jeweils die Konzentrationsprofile von Nd und Dy in dem Sintermagnet gemäß Beispiel Nr. 1 (0 Dy + 10 Dy) zeigen.
5 ist eine EPMA-Fotografie, die eine Rückstrahlungselektronenabbildung des in 4A und 4B gezeigten Sintermagneten, welcher Beispiel Nr. 1 (0 Dy + 10 Dy) repräsentiert zeigt, und Dy-reiche und Dy-magere Phasen jeweils durch schwarze und weiße gestrichelte Kreise andeutet.
6 ist eine Polarisationsmikroskopfotografie, welche einen Querschnitt eines Sinterformteils, repräsentierend ein spezifisches Beispiel der vorliegenden Erfindung, zeigt.
7 ist eine EPMA-Fotografie, welche eine Rückstrahlungselektronenabbildung des Sinterformteils, repräsentierend das spezifische Beispiel der vorliegenden Erfindung, zeigt.
8A ist eine EPMA-Fotografie, die die La-Strahldichteverteilung von Nd zeigt; und
8B ist eine EPMA-Fotografie, die das Konzentrationsprofil von Nd zeigt, welches durch Abtastung des Sinterformteils mit einem Elektronenstrahl entlang den zwei Linien in der Fotografie erhalten wurde.
9A ist eine EPMA-Fotografie, die die La-Strahldichteverteilung von Dy zeigt; und
9B ist eine EPMA-Fotografie, die das Konzentrationsprofil von Dy zeigt, welches durch Abtastung des Sinterformteils mit einem Elektronenstrahl entlang den zwei Linien in der Fotografie erhalten wurde.
10 veranschaulicht schematisch das mikrokristalline Gefüge des Sinterformteils, welches ein spezifisches Beispiel der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung repräsentiert.
Beste Ausführungsform der Erfindung
Nachfolgend werden bevorzugte Ausführungsbeispiele von einem Seltenerdlegierungs-Sinterformteil, einem Sintermagneten, der durch Magnetisieren des Sinterformteils erhalten worden ist und Verfahren zum Herstellen des Sinterformteils und des Sintermagneten gemäß der vorliegenden Erfindung in Bezug auf die beigefügten Zeichnungen beschrieben.
Ein legiertes R-Fe-B-Typ Sinterformteil gemäß der vorliegenden Erfindung, enthält eine Hauptphase mit einer Zusammensetzung, beschrieben durch die allgemeine Formel (LR_1-xHR_x)₂T₁₄A, wobei T entweder Fe allein oder eine Mischung aus Fe und zumindest einem Übergangsmetallelement, anders als Fe ist; A entweder Bor allein oder eine Mischung aus Bor und Kohlenstoff ist; LR zumindest ein leichtes Seltenerdelement ist; und HR zumindest ein schweres Seltenerdelement ist. LR und HR wird hierin kollektiv als "R" gekennzeichnet.
Das leichte Seltenerdelement LR wird aus der Gruppe, bestehend aus La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu und Gd ausgewählt und enthält vorzugsweise eine von Nd und Pr. Das schwere Seltenerdelement HR wird aus der Gruppe, bestehend aus Y, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu ausgewählt und enthält vorzugsweise zumindest eine Komponente, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Dy, Ho und Tb. Beispiele der Übergangsmetallelemente enthalten Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co und Ni. T ist vorzugsweise entweder Fe allein, oder Fe, das teilweise mit zumindest einem von Ni und Co ersetzt wurde.
Die Magnetisierungseigenschaft wird durch den Austausch von HR (welches vorzugsweise zumindest eine Komponente, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Dy, Ho und Tb ist) für einen Teil von LR (welches vorzugsweise zumindest eine Komponente, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Nd und Pr, ist) verbessert, welche in R eines Seltenerdsintermagnets Teil sein wird, welcher eine Hauptphase bezeichnet durch R₂Fe₁₄B, enthalten wird. Die Hauptphase des Seltenerdlegierungs-Sinterformteils gemäß der vorliegenden Erfindung hat somit vorzugsweise eine Zusammensetzung, welche die Ungleichheit 0,5 ≤ x < 1 erfüllt.
Allgemein gesehen, sind die magnetischen Eigenschaften eines Seltenerdsintermagnets nicht nur von seiner Zusammensetzung sehr abhängig, sondern auch von seinem mikrokristallinen Gefüge (d. h. der Aufbau oder die Größe seiner Phase oder Kristallstruktur). Dieses mikrokristalline Gefüge variiert seinerseits sehr mit der Zusammensetzung und dem Herstellungsverfahren. Die gegenwärtigen Erfinder haben somit Experimente durchgeführt, um zu bestimmen, wie das mikrokristalline Gefüge und die magnetischen Eigenschaften eines Seltenerdlegierungs-Sinterformteils sich mit einem bestimmten Typ eines angewandten Herstellungsverfahrens ändern.
Die Ergebnisse der von den Erfindern durchgeführten Experimente haben gezeigt, dass die Magnetisierungseigenschaft eines Seltenerdlegierungs-Sinterformteils, enthaltend eine Hauptphase mit einer Zusammensetzung, beschrieben durch die oben beschriebene allgemeine Formel und einen relativ hohen HR-Molenbruch, überlegen der eines Seltenerdlegierungs-Sinterformteils, enthaltend eine Hauptphase mit keinem HR (d. h. x = 0), aber das andere magnetische Eigenschaften davon (insbesondere die Remanenz B_r) minderwertiger waren. Das heißt, die gegenwärtigen Erfinder haben herausgefunden und durch die Experimente bestätigt, dass, wenn der HR-Molenbruch eines Legierungspulvermaterials mit einer Zusammensetzung, beschrieben durch (LR_1-xHR_x)₂T₁₄A (wobei 0 < x < 1), sich erhöht, sich die Magnetisierungseigenschaft eines Legierungssinterformteils, erhalten durch Verdichtung und Sintern des Legierungspulvermaterials, verbesserten, aber die Remanenz B_r davon sich verringerte.
Als jedoch die gegenwärtigen Erfinder die Bearbeitungs- und Herstellungsschritte von: Aufbereiten von mehreren Typen von Seltenerdlegierungsmaterialien, enthaltend jeweilige Hauptphasen mit zueinander unterschiedlichen HR-Molenbrüche; Erhalten eine zu sinternden Pulvermischung durch Mischen dieser Seltenerdlegierungsmaterialien miteinander, so dass das resultierende Sinterformteil eine Hauptphase mit einer durchschnittlichen Zusammensetzung, beschrieben durch (LR_1-xHR_x)₂T₁₄A, enthält und Verdichten und Sintern der Pulvermischung durchgeführt hatten, hatte das resultierende Seltenerdlegierungs-Sinterformteil eine Magnetisierungseigenschaft aufzuweisen, die besser als die des Sinterformteils mit einer Hauptphase ist, die ganz mittels (LR_1-xHR_x)₂T₁₄A beschrieben ist. In diesem Fall enthielten die mehreren Typen von Seltenerdlegierungsmaterialien erste und zweite Seltenerdlegierungsmaterialien. Das erste Seltenerdlegierungsmaterial enthielt eine Hauptphase mit einer Zusammensetzung, beschrieben durch (LR_1-uHR_u)₂T₁₄A (wobei 0 ≦ u < x), und wird nachfolgend als ein "HR-mageres Material" bezeichnet. Anderseits enthielt das zweite Seltenerdlegierungsmaterial eine Hauptphase mit einer Zusammensetzung, beschrieben durch (LR_1-vHR_v)₂T₁₄A (wobei x < v ≦ 1) und wird nachfolgend als ein "HR-reiches Material" bezeichnet. Das heißt, die gegenwärtigen Erfinder haben herausgefunden, unter Annahme, dass der insgesamte HR-Molenbruch der gleiche ist, dass die Magnetisierungseigenschaft wirksamer verbessert werden kann, indem mehrere Typen von Seltenerdlegierungsmaterialien benutzt werden, die jeweilige Hauptphasen mit zueinander unterschiedlichen HR-Molenbrüchen haben, als durch Verwendung eines einzelnen Seltenerdlegierungsmaterials, enthaltend eine Hauptphase mit einer Zusammensetzung, beschrieben im Wesentlichen insgesamt durch (LR_1-xHR_x)₂T₁₄A. Anders ausgedrückt ist gemäß diesem bevorzugten Herstellungsverfahrens, bei einer Reduzierung der HR-Menge, eine Magnetisierungseigenschaft bei im Wesentlichen dem gleichen Niveau erreichbar. Letztendlich ist die unerwünschte Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften unterdrückbar, welche sonst verursacht wird, wenn der HR-Molenbruch erhöht wird.
Wenn ein Seltenerdelement R, enthaltend LR und HR, bei jeweiligen Molenbrüchen R1 und R2 (in Atomenprozent) in den ersten und zweiten Seltenerdlegierungsmaterialien enthalten ist, ist ΔR = |R1 – R2| von (R1 + R2)/2, vorzugsweise 20% oder weniger. Die Ursache ist wie folgend. Insbesondere, wenn die R-Molenbrüche der ersten und zweiten Seltenerdlegierungsmaterialien unterschiedlich voneinander mit mehr als ungefähr 20% des durchschnittlichen R-Molenbruchs sind, wird die Variation des R-Molenbruchs sehr einfach ein nicht zu vernachlässigendes Niveaus während des Herstellungsverfahrens erreichen. Wenn drei oder mehr Typen von Seltenerdlegierungsmaterialien mit zueinander unterschiedlichen HR-Molenbrüchen verwendet werden, ist der R-Molenbruch von jedem dieser Materialien vorzugsweise unterschiedlich von ihren durchschnittlichen R-Molenbruch mit nicht mehr als ungefähren 20%.
Außerdem, wenn der R-Molenbruch einer Seltenerdlegierung steigt, neigt normalerweise die Temperatur dazu, bei welcher die Seltenerdlegierung einen Übergang in eine Flüssigphase aufweist, zu sinken. Wenn somit ΔR ungefähren 20% überschreitet, dann wird eine Vielzahl von Seltenerdlegierungsmaterialien, die in ihre Flüssigphasen bei im Wesentlichen unterschiedlichen Temperaturen übergehen, in der gleichen Mischung vorhanden sein. In diesem Fall kann ein Sinterformteil mit dem erwünschten mikrokristallinen Gefüge, in welchem HR-reiche und HR-magere Hauptphasen uneinheitlich in einem einzelnen Kristallkorn dispergiert sind, nicht erhalten werden. Als ein Ergebnis dessen, kann die Verbesserung der Magnetisierungseigenschaft ungenügend sein. Insbesondere, wenn ein Seltenerdlegierungsmaterial mit einem relativ hohen HR-Molenbruch einen überdurchschnittlichen hohen R-Molenbruch hat, wird die HR-reiche Hauptphase eine dauerhafte Phase (continuous phase). D. h. das mikrokristalline Gefüge, in welchem die HR-reiche und HR-magere Hauptphasen nicht-gleichförmig dispergiert sind, kann nicht erhalten werden, oder ein unnormales Kornwachstum wird verursacht. Als ein Ergebnis dessen, kann die Magnetisierungseigenschaft nicht so wirksam verbessert werden. Demzufolge wird der R-Molenbruch eines Seltenerdlegierungsmaterials mit einem relativ hohen HR-Molenbruch vorzugsweise geringer als der eines Seltenerdlegierungsmaterials mit einem relativ geringen HR-Molenbruch festgelegt.
Außerdem wird zum Erhalt des erwünschten mikrokristallinen Gefüges, in welchem mehrere HR-magere Hauptphasen und mehrere HR-reiche Hauptphasen nicht gleichförmig in einem einzelnen Kristallkorn dispergiert sind, eine zu sinternde Pulvermischung, enthaltend ungefähr 30 Massen-% oder mehr eines Seltenerdlegierungsmaterials mit einem HR-Molenbruch geringer als der durchschnittliche HR-Molenbruch der mehreren Seltenerdlegierungsmaterialien vorzugsweise benutzt. Die Pulvermischung sollte jedoch nicht das Seltenerdlegierungsmaterial mit einem relativ niedrigen HR-Molenbruch bei mehr als ungefähr 80 Massen-% enthalten. Der Grund dafür ist, dass die Anzahl der Kristallkörner, enthaltend keine HR-reichen Hauptphasen, sich zu sehr in dieser unerwünschten Situation erhöhen werden.
In der allgemeinen Formel (LR_1-xHR_x)₂T₁₄A ist der Molenbruch x vorzugsweise ungefähr 0,05 bis ungefähr 0,75. Der Grund hierfür ist wie folgend. Insbesondere, wenn x weniger als ungefähr 0,05 ist, kann die erwartete Verbesserung der Magnetisierungseigenschaft ungenügend sein. Wenn jedoch x ungefähr 0,75 überschreitet, können die magnetischen Eigenschaften erheblich verschlechtert werden. Andererseits bezeichnet v in der allgemeinen Formel (LR_1-vHR_v)₂T₁₄A die Hauptphase des HR-reichen Materials und v ist vorzugsweise ungefähr 0,75 oder weniger. Der Grund hierfür ist, dass wenn v größer als ungefähr 0,75 sein würde, könnte sich eine unnormale Struktur formen und die magneti schen Eigenschaften könnten erheblich verschlechtert werden. Man beachte, dass zum Erreichen der ausreichend guten magnetischen Eigenschaften, enthaltend die mehreren Typen von Seltenerdlegierungsmaterialien, enthaltend jeweilige Hauptphasen mit zueinander unterschiedlichen HR-Molenbrüchen, jede vorzugsweise: ungefähr 25 Massen-% bis ungefähr 40 Massen-% eines Seltenerdelementes R (wobei R = LR_1-xHR_x); ungefähr 0,6 Massen-% bis ungefähr 1,6 Massen-% an A; und T, eine sehr geringe Menge eines Additivs und unvermeidbar enthaltende Verunreinigungen als der Rest aufweist. Die sehr geringe Menge eines Additivs ist vorzugsweise zumindest eine Komponente, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Al, Cu, Ga, Cr, Mo, V, Nb und Mn. Die gesamte Menge des Additivs bzw. der Additive ist vorzugsweise ungefähr 1 Massen-% oder weniger.
Die gegenwärtigen Erfinder haben das mikrokristalline Gefüge des resultierenden Seltenerdlegierungs-Sinterformteils im Detail mit einem Elektronenmikroskop und einem Elektronenstrahlmikroanalysator (EPMA) untersucht. Als ein Ergebnis dessen, haben die gegenwärtigen Erfinder bestätigt, dass mehrere Typen von Hauptphasen mit diesen unterschiedlichen HR-Molenbrüchen in dem Sinterformteil, welches gemäß dem Verfahren dieses bevorzugten Ausführungsbeispiels erhalten wurde, dispergiert waren. Somit haben die gegenwärtigen Erfinder bestätigt, dass das Sinterformteil eine Hauptphase mit einer Zusammensetzung beschrieben durch (LR_1-pHR_p)₂T₁₄A (wobei 0 ≦ p < x) und eine Hauptphase mit einer Zusammensetzung beschrieben durch (LR_1-qHR_q)₂T₁₄A (wobei x < q ≦ 1) enthielt. Die vorherige Hauptphase wird hierin als eine "HR-magere Hauptphase" bezeichnet, während die letztere Hauptphase hierin als eine "HR-reiche Hauptphase" bezeichnet wird. Die gegenwärtigen Erfinder haben auch bestätigt, dass jedes der dieses Sinterformteil definierenden Kristallkörner, die nicht einheitlich dispergierende Struktur hatte, in welcher eine Vielzahl von HR-mageren Phasen und eine Vielzahl von HR-reichen Phasen gleichzeitig existieren. Es wird darauf hingewiesen, dass die Molenbrüche p und q in der allgemeinen Formel, bezeichnend die Zusammensetzung der Hauptphasen in dem Sinterformteil, jeweils unterschiedlich von den Molenbrüchen u und v in der allgemeinen Formel, bezeichnend die Zusammensetzung der Hauptphasen in den Materialien sein können. Dieser Unterschied entsteht deshalb, weil die jeweiligen Elementarbestandteile während des Sinterverfahrens diffundieren.
Außerdem haben die gegenwärtigen Erfinder die von den unterschiedlichen Zusammensetzungen erreichten Effekte bzw. Wirkungen miteinander verglichen. Als ein Ergebnis dessen, haben die gegenwärtigen Erfinder herausgefunden, dass je größer der Unterschied des HR-Molenbruchs zwischen den Hauptphasen in dem Sinterformteil ist, je besser ist die Magnetisierungseigenschaft. Anders ausgedrückt, ein Material, enthaltend eine Hauptphase mit einer Zusammensetzung im Wesentlichen beschrieben durch (LR)₂T₁₄A (d. h., ein Material, das im Wesentlichen kein HR enthält, aber eine sehr geringe Menge an HR als eine Verunreinigung enthalten kann), wird vorzugsweise als das HR-magere Material verwendet. Wenn ein solches Material, enthaltend im Wesentlichen keinen HR als das HR-magere Material verwendet wird, kann das HR-reiche Material HR unter einem relativ hohen Molenbruch enthalten. Somit kann der Unterschied des HR-Molenbruchs zwischen den Hauptphasen in dem Sinterformteil erhöht werden. Außerdem wird das Material, enthaltend im Wesentlichen keine HR, vorzugsweise bei ungefähr 30 Massen-% oder mehr und besonders bevorzugt ungefähr 50 Massen-% oder mehr in der zu sinternden Pulvermischung enthalten.
Es ist möglich das Material, enthaltend im Wesentlichen keinen HR, nicht zu verwenden. Als eine Alternative können die Materialien, enthaltend im Wesentlichen keinen HR und ein Seltenerdlegierungsmaterial, enthaltend eine Hauptphase mit einer Zusammensetzung, beschrieben durch (LR_1-wHR_w)₂T₁₄A (wobei u < w < v) in Kombination benutzt werden. Das letztere Seltenerdlegierungsmaterial wird hierin als ein "Zwischen-Zusammensetzungsmaterial" bezeichnet.
Als nächstes wird generell beschrieben, wie n (wobei n > 2) Typen von Seltenerdlegierungsmaterialien mit zueinander unterschiedlichen HR-Molenbrüchen miteinander gemischt werden. Angenommen, dass die HR-Molenbrüche bei den n Typen der Legierungsmaterialien (welche jeweils als ein Massenprozentverhältnis angegeben sind, indem das Massenprozent von HR mit den gesamten Massenprozenten von LR und HR dividiert wird) durch HR¹, HR², HR³, ... und HRⁿ bezeichnet sind, der HR-Molenbruch in dem Legierungsmaterial mit der erwünschten Zusammensetzung ist durch HR^x bezeichnet und die jeweiligen Massenprozente der n Typen von Legierungsmaterialien sind durch W¹, W², W³, ... und Wⁿ bezeichnet. In diesem Fall sollten die Seltenerdlegierungsmaterialien derart gemischt werden, damit die HR-Molenbrüche und die Massenprozente die folgende Gleichung (1) erfüllen: HR1·W1 + HR2·W2 + HR3·W3 ... + HRn·Wn = HRx (1)
Wenn ein Seltenerdlegierungsmaterial, enthaltend im Wesentlichen keine HR (d. h. HR¹ = 0) in diesem Fall als das HR-magere Material verwendet wird, dann kann ein Seltenerdlegierungsmaterial mit einem hohen HR-Molenbruch, welcher die Magnetisierungseigenschaft wesentlich erhöhen wird, als das HR-reiche Material verwendet werden. Als ein Ergebnis dessen, kann ein Seltenerdlegierungs-Sinterformteil erhalten werden, bei welchen die HR-Molenbrüche der Hauptphasen sich signifikant voneinander unterscheiden. Um ein Seltenerdlegierungsmaterial mit einem noch höheren HR-Molenbruch zu verwenden und/oder um eine noch größere Menge eines Seltenerdlegierungsmaterials mit einem hohen HR-Molenbruch zu verwenden, wird das Seltenerdlegierungsmaterial, enthaltend im Wesentlichen keine HR vorzugsweise bei ungefähr 30 Massen-% oder mehr, und besonders bevorzugt ungefähr 50 Massen-% oder mehr in der Pulvermischung beigesetzt.
Jeder der Seltenerdlegierungsmaterialien zur Nutzung zum Herstellen des Seltenerdlegierungs-Sinterformteils gemäß der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung können mit dem obig beschriebenen bekannten Verfahren angefertigt werden. Um jedoch die magnetischen Eigenschaften davon soweit wie möglich zu verbessern, wird eine durch ein schnelles Kühlungsverfahren, wie beispielsweise ein Streifengussverfahren hergestellte Legierungsflocke, vorzugsweise benutzt. Siehe beispielsweise US-Patent Nr. 5,666,635.
Wenn die Legierungsmaterialien, enthaltend jeweilige Hauptphasen mit zueinander unterschiedlichen HR-Molenbrüche abgewogen und gemischt werden, können diese Legierungsmaterialien in Form von Legierungsflocken, Legierungspulvern, aufbereitet durch grobes Pulverisieren der Legierungsflocken, oder Legierungspulver, erhalten durch feines Pulverisieren des grob pulverisierten Legierungspulvers sein. In den zwei letzten Fällen haben die grob pulverisierten Pulver vorzugsweise eine durchschnittliche Partikelgröße von ungefähr 10 μm bis ungefähr 500 μm. Um jedoch zu verhindern, dass die Legierungsmaterialien oxidieren, sind die abzuwiegenden und zu mischenden Legierungsmaterialien vorzugsweise die Legierungsflocken oder das grob pulverisierte Legierungspulver, statt des fein pulverisierten Legierungspulvers. Demzufolge können die Mischungs- und Pulverisierungsschritte gleichzeitig durchgeführt werden. Normalerweise werden die jeweiligen Seltenerdlegierungsmaterialien in Form von Legierungsflocken, grob pulverisierten Pulvern oder fein pulverisierten Pulvern, vorzugsweise bevor deren Mischverhältnis bestimmt wird, einer Zusammensetzungsanalyse unterworfen.
Das gemischte Legierungspulver, welches letztendlich verdichtet wird, hat vorzugsweise eine durchschnittliche Partikelgröße von ungefähr 1 μm bis ungefähr 10 μm, besonders bevorzugt von ungefähr 1,5 μm bis ungefähr 7 μm. Wenn notwendig kann die Oberfläche des gemischten Legierungspulvers mit einem Schmiermittel beschichtet werden, um zu verhindern, dass das Pulver oxidiert und/oder um die Fließfähigkeit oder Formbarkeit davon zu erhöhen. Wahlweise kann das gemischte Legierungspulver zum Erhöhen der Fließfähigkeit oder Formbarkeit davon gekörnt werden.
Das gemischte Legierungspulver kann unter Verwendung von motorisierten Pressen bei einem Kompaktierungsdruck von ungefähr 0,2 ton/cm² bis ungefähr 2,0 ton/cm² gepresst und verdichtet werden (d. h., von ungefähr 1,96 × 10⁴ kPa bis ungefähr 1,96 × 10⁵ kPa), während es in einem Magnetfeld von ungefähr 0,2 MA/m bis ungefähr 4 MA/m orientiert wird. Als nächstes wird der resultierende Pressling bei einer Temperatur von ungefähr 1000°C bis ungefähr 1100°C für ungefähr 1 Stunde bis ungefähr 5 Stunden entweder innerhalb einer Inertgas (z. B. Edelgas oder Stickstoffgas)-Atmosphäre oder innerhalb eines Vakuums gesintert. Das erhaltene Sinterformteil wird dann einer Alterungsbehandlung bei einer Temperatur von ungefähr 450°C bis ungefähr 800°C für ungefähr 1 Stunde bis ungefähr 8 Stunden unterworfen. Auf diese Art und Weise wird ein R-Fe-B-Typ-Legierungssinterformteil erhalten.
Optional kann, bevor der ungesinterte Pressling bzw. Grünling bei einer Temperatur von ungefähr 1000°C bis ungefähr 1100°C gesintert wird, der Grünling bei einer Temperatur von ungefähr 800°C bis ungefähr 900°C für ungefähr 1 Stunde bis ungefähr 4 Stunden entweder innerhalb einer Inertgas (z. B. Edelgas oder Stickstoffgas)-Atmosphäre oder innerhalb eines Vakuums vorgesintert werden. Durch Durchführung von mehrfachen Sinterverfahrensschritten bei entsprechenden Sintertemperaturen, welche sich voneinander mit ungefähr 100°C bis ungefähr 200°C unterscheiden, ist es möglich zu verhindern, dass die HR-reiche Hauptphase übermäßig diffundiert. Als ein Ergebnis dessen, kann das erwünschte mikrokristalline Gefüge, in welchem die HR-reiche und HR-magere Hauptphasen uneinheitlich dispergiert sind, effektiv geformt werden. Zusätzlich ist in diesem Fall das unnormale Wachstum der Kristallkörner unterdrückt. Als ein Ergebnis dessen, kann ein Sinterformteil, enthaltend Kristallkörner mit einer durchschnittlichen Korngröße von ungefähr 1,5 μm bis 20 μm vorteilhaft geformt werden, um hervorragende magnetische Eigenschaften aufzuweisen. Es wird besonders bevorzugt, ein Sinterform teil, welches Kristallkörner mit einer durchschnittlichen Korngröße von ungefähr 10 μm bis ungefähr 17 μm enthält, durch Schmelzen und Kombinieren der primären Partikel des zu sinternden Pulvers (mit einer durchschnittlichen Partikelgröße von ungefähr 1,5 μm bis ungefähr 7 μm) als im Wesentlichen einzelne Kristalle während des Sinterprozesses zu formen.
Außerdem, um die Menge des in dem Sinterformteils enthaltenen Kohlenstoff zu verringern und dadurch die magnetischen Eigenschaften davon zu verbessern, kann das Schmiermittel, welches die Oberfläche des Legierungspulvers übermalt, erhitzt und verdampft werden, bevor der Grünling gesintert wird. Die Bedingungen dieses Schmiermittelerwärmungs- und Verdampfungsschritts können sich mit dem Typ des Schmiermittels ändern. Zum Beispiel kann dieser Verfahrensschritt bei einer Temperatur von ungefähr 100°C bis ungefähr 800°C für ungefähr 3 Stunden bis ungefähr 6 Stunden innerhalb einer druckverringerten Atmosphäre durchgeführt werden.
Durch Magnetisierung des resultierenden Sinterformteils, wird ein Sintermagnet fertiggestellt. Dieser Magnetisierungsverfahrensschritt kann an einem beliebigen Zeitpunkt, nachdem der Sinterverfahrensschritt abgeschlossen ist, durchgeführt werden. Zum Beispiel wird der Magnetisierungsschritt manchmal, nachdem das Sinterformteil in eine Vorrichtung, beispielsweise einem Motor, eingebaut worden ist, durchgeführt. In diesem Fall kann das Sinterformteil unter Verwendung einer Spule des Motors, wie beispielsweise in der japanischen offengelegten Veröffentlichung Nr. 11-113225 magnetisiert werden. Jedoch kann die Stärke des magnetisierenden Feldes aufgrund von einigen von der Vorrichtung auferlegten Strukturbeschränkungen begrenzt werden. Normalerweise ist ein Magnetisierungsfeld von ungefähr 2 MA/m oder mehr notwendig, um ein R₂Fe₁₄B-Typ-Seltenerdsinterformteil ausreichend zu magnetisieren. Um das Sinterformteil vollständig zu magnetisieren, wird normalerweise ein Magnetisierungsfeld von ungefähr 2,5 MA/m oder mehr benötigt.
Bevorzugte Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung stellen ein Seltenerdlegierungssinterformteil bereit, welches einen Magnetisierungsanteil von ungefähr 98% oder mehr bei Anlegung eines schwächeren magnetisierenden Feldes aufweist (die Stärke davon ändert sich mit dem Bedienungspunkt des Magneten, ist aber ungefähr 5% bis ungefähr 20% schwächer als die der konventionellen, z. B. ungefähr 1,6 MA/m bis ungefähr 1,9 MA/m).
Beispiele
Nachfolgend wird ein Seltenerdlegierungs-Sinterformteil und ein Verfahren zur Herstellung solch eines Sintermagneten gemäß der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung durch veranschaulichende Beispiele beschrieben. Es wird darauf hingewiesen, dass die vorliegende Erfindung jedoch auf keine Weise auf die folgenden spezifischen Beispiele beschränkt ist.
Fünf Typen von Seltenerdlegierungspulvern wurden aufbereitet, wobei jedes davon eine Grundzusammensetzung, enthaltend ungefähr 32,1 Massen-% an Nd und Pr, ungefähr 1,0 Massen-% an B, ungefähr 0,9 Massen-% an Co, ungefähr 0,2 Massen-% an Al, ungefähr 0,1 Massen-% an Cu und Fe und unvermeidbare Verunreinigungen als den Rest enthielt, und bei welcher Dy (d. h. ein beispielhafter HR) für einen Teil des Nd und Pr (d. h. beispielhafte LRs) ausgetauscht wurde. Bei diesen fünf Typen von Seltenerdlegierungspulvern war Dy jeweils als ungefähr 0 Massen-%, ungefähr 2,5 Massen-%, ungefähr 5 Massen-%, ungefähr 7 Massen-% und ungefähr 10 Massen-% enthalten. Auf Basis dieser Dy-Massenprozente werden die Seltenerdlegierungspulver jeweils als 0 Dy, 2,5 Dy, 5 Dy, 7 Dy und 10 Dy nachfolgend bezeichnet.
Um diese fünf Typen von Seltenerdlegierungspulvern zu erhalten, wurden zuerst Legierungsflocken mit entsprechenden Zusammensetzungen mit den zueinander unterschiedlichen Dy-Molenbrüche durch ein Streifenkühlverfahren hergestellt und wurden dann mittels eines Wasserstoffpulverisierungsverfahrens grob pulverisiert. Auf diese Art und Weise wurden grob pulverisierte Legierungspulver erhalten. Als nächstes wurden diese grob pulverisierten Legierungspulver unter Verwendung einer Strahlmühle innerhalb einer Stickstoffgasatmosphäre fein pulverisiert, wodurch ein Legierungspulver mit einer durchschnittlichen Partikelgröße von ungefähr 4,0 μm erhalten wurde. In diesem spezifischen Beispiel wurden die Legierungsmaterialien, welche zueinander unterschiedliche Dy-Molenbrüche haben, in dem Feinpulverisierungsschritt abgewogen und gemischt. Alternativ können diese Legierungsmaterialien auch in Form von Legierungsflocken oder grob pulverisierten Pulvern, wie oben beschrieben, abgewogen und gemischt werden.
In diesem bestimmten Ausführungsbeispiel wurde eine zu sinternde Pulvermischung, in welcher 0 Dy und 10 Dy unter einem 1:1-Verhältnis gemischt wurden, und eine weitere zu sinternde Pulvermischung, in welcher 0 Dy, 5 Dy und 10 Dy unter einem 1:1:1-Verhältnis gemischt wurden, als zwei Proben aufbereitet. Diese Proben werden nachfolgend zur Erleichterung der Beschreibung als Beispiel Nr. 1 und 2 bezeichnet.
Als nächstes wurden diese Pulvermischungen bei einem Kompaktierungsdruck von ungefähr 0,8 ton/cm² (äquivalent zu ungefähr 7,84 × 10⁴ kPa) in einem angelegten orientierten Magnetfeld von ungefähr 0,96 MA/m (äquivalent zu ungefähr 1,2 T) gepresst und verdichtet, wodurch Grünlinge mit einer vertikalen Größe von ungefähr 40 mm, einer horizontalen Größe von ungefähr 30 mm und einer Höhe von ungefähr 20 mm erhalten wurden. Das orientierte Magnetfeld wurde vertikal angelegt (d. h. senkrecht zu der Verdichtungsrichtung). Nachfolgend wurden diese Grünlinge bei ungefähr 1050°C für ungefähr 4 Stunden innerhalb einer druckverringerten Ar-Atmosphäre gesintert und dann wurden die Sinterformteile einer Alterungsbehandlung bei ungefähr 500°C für ungefähr 1 Stunde unterworfen. Danach wurden diese Sinterformteile in Probestücke mit Größen von ungefähr 5,4 mm × ungefähr 12 mm × ungefähr 12 mm maschinell verarbeitet. Als nächstes wurden die magnetischen Eigenschaften der Sinterformteile unter angelegten magnetisierenden Feldern von ungefähr 0 MA/m bis ungefähr 2,5 MA/m unter Verwendung eines Pulsmagnetisierers, einer Suchspule und eines Fluxmeters ausgewertet. Diese Sinterformteile wurden letztendlich bei einem Magnetisierungsfeld von ungefähr 3,2 MA/m (äquivalent zu ungefähr 4 T) magnetisiert.
Es wurden auch fünf Sintermagnete hergestellt, indem 0 Dy, 2,5 Dy, 5 Dy, 7 Dy und 10 Dy (d. h. Beispiele, die jeweils die Vergleichsbeispiele Nr. 1 bis 5 bezeichnen) denselben Verfahren wie Beispiele 1 und 2 einzeln unterworfen wurden.
Die folgende Tabelle 1 zeigt die Ergebnisse der Zusammensetzungsanalyse, die bei dem zu sinternden Seltenerdlegierungspulvern, welche Beispiele Nr. 1 und 2 und Vergleichsbeispiele 1 bis 5 repräsentierten, durchgeführt wurden: Tabelle 1
Außerdem sind die erhaltenen Magnetisierungseigenschaften der Sinterformteile in 1 und 2 gezeigt, während die magnetischen Eigenschaften der resultierenden Sintermagneten in der folgenden Tabelle 2 gezeigt sind: Tabelle 2
Wie deutlich aus dem in 1 gezeigten Ergebnissen hervorgeht, je größer die Menge des hinzugefügten Dy, je schwächer ist das zu anlegende magnetisierende Feld, um einen ausreichenden Magnetisierungsanteil zu erreichen. Die in 1 gezeigten Magnetisierungsanteile sind relative Werte, welche mit dem Magnetisierungsanteil bei einem Magnetisierungsfeld von ungefähr 3,2 MA/m (äquivalent zu ungefähr 4 T) gemessen wurden, bei dem angenommen wurde, dass es 100% ist.
Auf diese Weise kann die Magnetisierungseigenschaft durch Ersetzung von HR für einen Teil von LR verbessert werden. Die gegenwärtigen Erfinder glauben, dass der Grund hierfür der ist, dass die Sättigungsmagnetisierung Is von einer durch R₂T₁₄A repräsentierten Phase in dieser Situation verringert wird, um stattdessen das effektive Magnetisierungsfeld Heff zu erhöhen. Anders ausgedrückt, wird das effektive Magnetisierungsfeld Heff durch Hex – N·Is repräsentiert, wobei N ein Entmagnetisierungsfaktor ist.
Somit erhöht sich das effektive Magnetisierungsfeld Heff, wenn die Sättigungsmagnetisierung Is sich verringert.
Bei Betrachtung der magnetischen Eigenschaften der Sintermagneten, welche die Vergleichsbeispiele Nr. 1 bis 5, wie in Tabelle 2 gezeigt, veranschaulichen, ist ersichtlich, dass je größer die Menge an hinzugefügten Dy, je größer ist die J-Koersivität H_cJ. Es ist jedoch auch ersichtlich, dass die Remanenz B_r, B-Koersivität H_cB und maximales Energieprodukt (BH)_max alle durch die Erhöhung der Menge von hinzugefügten Dy verringert wurden.
Wie in 2 gezeigt, waren die Magnetisierungseigenschaften der Sinterformteile, repräsentierend Beispiele 1 und 2, der des Sinterformteils, repräsentierend Vergleichsbeispiel Nr. 3, zu welchem im Wesentlichen die gleiche Menge an Dy wie in Beispiel Nr. 1 und 2 hinzugefügt wurde, überlegen. Es ist auch ersichtlich, dass die Magnetisierungseigenschaft von Beispiel Nr. 1 (0 Dy + 10 Dy) der von dem Beispiel Nr. 2 (0 Dy + 5 Dy + 10 Dy) überlegen war. Ein Sinterformteil, erhalten durch Sintern einer Mischung von mehreren Typen von Seltenerdlegierungspulvern, enthaltend jeweilige Hauptphasen mit zueinander unterschiedlichen Dy-Molenbrüchen, weist eine Magnetisierungseigenschaft auf, die besser als die eines Sinterformteils ist, welches durch Sintern eines Seltenerdlegierungspulvers, enthaltend eine Hauptphase, repräsentiert durch eine einzelne Zusammensetzung (d. h. mit einem einzelnen Dy-Molenbruch) erhalten wurde.
Außerdem stellt sich beim Vergleich der magnetischen Eigenschaften der Sintermagneten gemäß Beispiel Nr. 1 und 2 mit den Sintermagnet gemäß Vergleichsbeispiel Nr. 3 heraus, dass diese Magneten vergleichbare magnetischen Eigenschaften, wie in Tabelle 2 angedeutet haben.
Daraus geht hervor, dass gemäß den bevorzugten Vergleichsbeispielen der vorliegenden Erfindung eine ähnliche Magnetisierungseigenschaft erzielbar ist, wenn die Menge des zu hinzuzufügenden Dy im Vergleich zu den Sinterformteilen mit der einzelnen Zusammensetzung verringert wird (d. h. Vergleichsbeispiel Nr. 3). Die Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften, welche sonst durch die Hinzufügung von Dy verursacht werden, ist somit letztendlich unterdrückbar.
Nachfolgend wird die mikrokristalline Struktur bzw. das Gefüge des Sintermagneten gemäß der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung und die des Sintermagneten gemäß einem Vergleichsbeispiel in Vergleich zueinander unter Bezug auf 3A, 3B, 4A, 4B und 5 beschrieben.
Zuerst wird die mikrokristalline Struktur des Sintermagneten gemäß Vergleichsbeispiel Nr. 3 in Bezug auf 3A und 3B beschrieben. 3A und 3B sind EPMA-Fotografien, welche die Konzentrationsprofile der Seltenerdelemente zeigen, welche in dem Sintermagneten gemäß Vergleichsbeispiel Nr. 3 (5 Dy) enthalten sind. Insbesondere zeigt 3A das Konzentrationsprofil von Nd, erhalten von der La-Strahlintensitätsverteilung, während 3B das Konzentrationsprofil von Dy, erhalten von der La-Strahlintensitätsverteilung zeigt.
Es ist klar aus 3A ersichtlich, dass Nd uneinheitlich dispergiert ist. Die Ursache hierfür ist, dass der Sintermagnet eine mikrokristalline Struktur hat, enthaltend eine Hauptphase, bestehend im Wesentlichen aus einer tetragonalen R₂Fe₁₄B-Verbindung, eine R-reiche Hauptphase aus z. B. Nd und eine B-reiche Hauptphase, wie sie normalerweise in einem R-Fe-B-basierenden Sintermagneten zu beobachtet ist. Andererseits, wie in 3B gezeigt, ist Dy in den Hauptphasen des Sintermagnets im Wesentlichen einheitlich verteilt.
Als nächstes wird die mikrokristalline Struktur des Sintermagneten gemäß Beispiel Nr. 1 in Bezug auf 4A und 4B beschrieben. 4A und 4B sind EPMA-Fotografien, welche die Konzentrationsprofile der Seltenerdelemente, enthaltend in dem Sintermagneten gemäß Beispiel Nr. 1 (0 Dy + 10 Dy) zeigen. Insbesondere zeigen 4A und 4B das Konzentrationsprofil von Nd und Dy und entsprechen jeweils 3A und 3B. Der Vergrößerungsfaktor von 4A und 4B ist jedoch halb so groß, wie der von 3A und 3B.
Wie aus 4A ersichtlich, ist Nd uneinheitlich wie in 3A dispergiert. Andererseits, beim Vergleich der Profile, wie in 3B und 4B gezeigt, miteinander, ist Dy in den Hauptphasen des Sintermagneten, wie in 4B gezeigt, uneinheitlicher, als sein in 3B gezeigtes Gegenstück dispergiert. Die gegenwärtigen Erfinder glauben, dass Dy uneinheitlich dispergiert wurde, weil eine Mischung des Pulvers (0 Dy), enthaltend kein Dy und das Pulver (10 Dy), enthaltend eine größere Menge an Dy als die Zielzusammen setzung verwendet wurden. Eine ähnliche uneinheitliche Dispergierung wurde ebenfalls in dem Sintermagneten des Beispiels Nr. 2 beobachtet.
Als nächstes wird in Bezug auf 5 beschrieben, wie die Verteilung von Dy sich zu der Form der mikrokristallinen Struktur verhält. 5 ist eine EPMA-Fotografie, welche eine Rückstrahlungselektronenabbildung des Sintermagnetes gemäß Beispiel Nr. 1 (0 Dy + 10 Dy), wie in 4A und 4B veranschaulicht, zeigt. Die in 5 gezeigte Fotografie wurde in demselben visuellen Feld, wie die in 4A und 4B gezeigten, aufgenommen.
Wie in 5 gezeigt, enthält der Sintermagnet gemäß Beispiel Nr. 1 Dy-reiche Hauptphasen, gekennzeichnet mittels schwarz gestrichelten Kreisen und Dy-magere Hauptphasen, gekennzeichnet mittels weiß gestrichelten Kreisen. Der Sintermagnet hat eine mikrokristalline Struktur, in welcher diese Dy-reiche und Dy-magere Hauptphasen uneinheitlich dispergiert sind.
Nachfolgend wird die mikrokristalline Struktur eines Sinterformteils gemäß eines bestimmten Beispiels des bevorzugten Ausführungsbeispiels der vorliegenden Erfindung noch detaillierter in Bezug auf 6, 7, 8A, 8B, 9A, 9B und 10 beschrieben. Das Sinterformteil, welches nachfolgend beschrieben wird, wurde hergestellt durch Unterwerten einer zu sinternden Pulvermischung demselben Verfahren wie in Beispiel Nr. 1, in welchem zwei Typen von Seltenerdlegierungspulvern, enthaltend Dy bei ungefähr 0,5 Massen-% und ungefähr 9,5 Massen-% in Bezug auf die gesamte Seltenerdlegierung mit der Grundzusammensetzung (welche hierin jeweils als 0,5 Dy und 9,5 Dy bezeichnet wird) unter einem 1:1-Verhältnis gemischt wurden. Dieses Sinterformteil weist im Wesentlichen die gleichen magnetischen Eigenschaften und Magnetisierungseigenschaft wie das Sinterformteil gemäß Beispiel Nr. 1 auf.
6 ist eine Polarisationsmikroskopfotografie, welche einen Querschnitt des auf diese Weise erhaltenen Sinterformteils zeigt. 7 ist eine EPMA-Fotografie, welche eine Rückstrahlungselektronenabbildung des Sinterformteils zeigt. 8A, 8B, 9A und 9B sind EPMA-Fotografien, welche die Konzentrationsprofile der in dem Sinterformteil enthaltenen Seltenerdelemente zeigen. Insbesondere zeigt 8A die La-Strahlintensitätsverteilung von Nd. 8B zeigt das Konzentrationsprofil von Nd, welches durch Abtasten des Sinterformteils mit einem Elektronenstrahl entlang den zwei in der Fotografie gezeigten Linien erhalten wurde. 9A zeigt die La-Strahlintensitätsverteilung von Dy. 9B zeigt das Konzentrationsprofil von Dy, welches durch Abtasten des Sinterformteils mit einem Elektronenstrahl entlang den zwei Linien in der Figur erhalten wurde. Die in 8A bis 9B gezeigten Fotografien wurden in demselben visuellen Feld, wie in 7 gezeigt, aufgenommen. 10 veranschaulicht schematisch die mikrokristalline Struktur des Sinterformteils gemäß der Ergebnisse der Beobachtung des Sinterformteils.
Wie aus der in 6 gezeigten Polarisationsmikroskopfotografie ersichtlich (welches eine Skala von ungefähr 20 μm hat), besteht das Sinterformteil gemäß diesem bestimmten Beispiel im Wesentlichen aus Kristallkörnern mit einer durchschnittlichen Korngröße von ungefähr 5 μm bis ungefähr 20 μm. Die meisten dieser Kristallkörner haben eine Korngröße in dem Bereich von ungefähr 5 μm bis ungefähr 17 μm. Diese Kristallkörner waren fast Einkristalle und wurden beobachtet, um Kontraste entsprechend der Orientierungsrichtung davon aufzuweisen.
Bei Betrachtung der in 7 gezeigten Rückstrahlungselektronenabbildung (welches eine Skala von ungefähr 3 μm aufweist) ist ersichtlich, dass es einige Struktureinheiten gab, welche eine geringere Größe, als die Kristallkörner (mit einer Größe von ungefähr 5 μm bis ungefähr 20 μm) hatten. Aus den in 8A und 8B gezeigten Fotografien ist ersichtlich, dass Nd-reiche Hauptphasen (d. h. die weißen Bildabschnitte) und Nd-magere Hauptphasen (d. h. die schwarzen Bildabschnitte) ebenfalls in dem Sinterformteil vorhanden sind. Diese Hauptphasen hatten jeweilige Größen von ungefähr 3 μm bis ungefähr 5 μm. Auf dieselbe Art und Weise, ist aus den in 9A und 9B gezeigten Fotografien ersichtlich, dass auch Dy-reiche Hauptphasen (d. h. die weißen Bildabschnitte) und Dy-magere Hauptphasen (d. h. die schwarzen Bildabschnitte) in dem Sinterformteil vorhanden sind. Bei Vergleich der in 8A und 9A gezeigten Fotografien miteinander ist ersichtlich, dass die Nd-reichen Hauptphasen im Wesentlichen identisch mit den Dy-mageren Hauptphasen sind und dass die Nd-mageren Hauptphasen im Wesentlichen identisch mit den Dy-reichen Hauptphasen sind. Außerdem ist auch ersichtlich, dass eine Hauptphase mit einer Zwischenkonzentration zwischen den Nd-reichen (Dy-mageren) und Nd-mageren (Dy-reichen) Hauptphasen auch in dem Sinterformteil vorhanden ist.
Unter Berücksichtigung dieser Ergebnisse wird angenommen, dass das Sinterformteil dieses bestimmten Beispiels eine mikrokristalline Struktur, wie schematisch in 10 veranschaulicht, hat.
Wie in 10 gezeigt, enthält das Sinterformteil mehrere Kristallkörner 10a, 10b und 10c mit einer durchschnittlichen Korngröße von ungefähr 5 μm bis ungefähr 20 μm. Jedes dieser Kristallkörner 10a, 10b und 10c ist fast ein Einkristall, welcher im Wesentlichen ausgerichtete Orientierungen hat. Es wird außerdem angenommen, dass jeder dieser Kristallkörner 10a, 10b und 10c als ein Ergebnis von durch Sintern veranlasstes Kornwachstum von mehreren bis ungefähr 10 Teilchen von dem zu sinternden Pulver geformt wurde. Somit enthält jedes dieser Kristallkörner 10a, 10b und 10c Dy-magere und Dy-reiche Hauptphasen 12 und 14 von den ersten und zweiten Typen, um somit die Partikelstruktur von dem zu sinternden Pulver wiederzugeben. Außerdem wurde eine dritte Hauptphase 16 mit einem Zwischen-Dy-Molenbruch zwischen den zwei Typen von Hauptphasen 12 und 14 mit zueinander unterschiedlichen Dy-Molenbrüchen geformt. Es wird angenommen, dass diese dritte Hauptphase 16 als ein Ergebnis von Diffusion der Bestandelemente während des Sinterverfahrens geformt wurde. Wie schematisch veranschaulicht, sind innerhalb des Kristallkorns 10a in 10 einige der Dy-mageren Hauptphasen 12 und einige der Dy-reichen Hauptphasen 14 im direkten Kontakt miteinander, ohne dass die dritte Hauptphase 16 zwischen diesen zwischengeschaltet ist. Diese Hauptphasen sind derart gewachsen, dass ihre Kristallgitter im Wesentlichen miteinander übereinstimmen, wodurch die Kristallkörner 10a, 10b und 10c geformt wurden, wobei jedes im Wesentlichen aus einen Einkristall besteht.
Die Größen der jeweiligen Kristallkörner und die Größe der Zwischenphase 16, welche innerhalb von jedem der Kristallkörner geformt wurden, sind veränderbar, abhängig von welchen Typen von Materialpulvern tatsächlich gemischt wurden oder wie die Pulvermischung gesintert wurde. Die gegenwärtigen Erfinder vermuten jedoch, dass jedes Sinterformteil, welches hervorragende magnetische Eigenschaften und Magnetisierungseigenschaft aufweist, eine mikrokristalline Struktur, wie in 10 gezeigt, aufweisen sollte.
Es ist zu diesem Zeitpunkt noch nicht ganz klar, warum das erfindungsgemäße Sinterformteil, enthaltend mehrere Typen von Hauptphasen mit zueinander unterschiedlichen Zusammensetzungen eine Magnetisierungseigenschaft aufweist, welche besser als die des Sinterformteils, enthaltend eine Hauptphase mit einer einzelnen Zusammensetzung, ist. Es wird jedoch angenommen, dass die Ursache wie folgend ist.
Die Dy-reichen Hauptphasen werden in einem schwachen Magnetisierungsfeld magnetisiert, wodurch das wirksame Magnetisierungsfeld, welches zu der Magnetisierung der Dy-mageren Hauptphasen beiträgt, erhöht wird. Demzufolge, auch wenn das sichtbare Magnetisierungsfeld gering ist, würde das Sinterformteil wahrscheinlich aus diesem Grund ausreichend magnetisiert werden. Eine weitere plausible Ursache ist, dass die Magnetisierung durch das mikrokristalline Gefüge des Sinterformteils an sich gefördert wird, in welchem die einfach-zu-magnetisierenden Hauptphasen uneinheitlich um die schwer-zu-magnetisierenden Hauptphasen herum dispergiert sind.
Es wird darauf hingewiesen, dass nachdem das Sinterformteil magnetisiert wurde, sich die magnetischen Momente der in jedem Kristallkorn enthaltenen Dy-reichen und Dy-mageren Hauptphasen ähnlich wie das magnetische Moment (magnetic moment) eines Einkristalls verhalten. Demzufolge, wenn die Grenze zwischen den Kristallkörnern auch durch Verwendung von z. B. eines Mikroskops nicht eindeutig erkennbar ist, können die Gruppen von Dy-reichen und Dy-mageren Hauptphasen, welche magnetische Momente, entsprechend zu dem magnetischen Moment eines Einkristalls haben, als das Kristallkorn angesehen werden.
Industrielle Anwendbarkeit
Unterschiedlich bevorzugte Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung, wie oben beschrieben, stellen ein R-Fe-B-basierendes Seltenerdlegierungs-Sinterformteil bereit, welches ausreichend magnetisierbar bei einem geringen Magnetisierungsfeld ist.
Gemäß der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung wird die Magnetisierungseigenschaft im Wesentlichen durch Hinzufügung der gleichen Menge an HR (z. B. Dy) wie in dem Stand der Technik signifikant verbessert. Anders ausgedrückt, eine ähnliche Magnetisierungseigenschaft ist erzielbar, auch wenn die Menge des Zusatzstoffes HR verringert wird. Somit wird die Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften verhindert, was sonst bei Hinzufügung von HR der Fall sein würde.
Außerdem ist gemäß der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung, eine Magnetisierungseigenschaft bei dem konventionellen Niveau durch Hinzufügung einer geringeren Menge an HR (z. B. Dy) als in dem Stand der Technik realisierbar. Demzufolge kann die benötigte Menge des relativ teueren HR signifikant verringert werden.
Die vorliegende Erfindung kann somit effektiv verwendet werden, um einen Magnet aus einem Material herzustellen, an welchen ein ausreichend hohes Magnetisierungsfeld nicht anlegbar ist (z. B. ein Magnet, welcher in einem Motor eingebaut werden sollte bevor er durch Verwendung von beispielsweise einer Spule des Motors magnetisiert wird).
Es sollte verstanden werden, dass die vorhergehende Beschreibung lediglich die vorliegende Erfindung veranschaulicht. Mehrere Alternativen und Modifikationen können durch den Fachmann abgeleitet werden, ohne von der Erfindung abzuweichen. Demzufolge beabsichtigt die vorliegende Erfindung alle diese Alternativen, Modifikationen und Variationen, welche innerhalb des Schutzumfangs der beigefügten Ansprüche fallen, zu umfassen.

Claims

Ein Seltenerdlegierungs-Sinterformteil, welches eine Hauptphase umfasst, die eine durchschnittliche Zusammensetzung aufweist, welche durch die allgemeine Formel: (LR_1-xHR_x)₂T₁₄A beschrieben wird, wobei T entweder Fe allein oder eine Mischung aus Fe und zumindest einem Übergangsmetallelement anders als Fe ist; A entweder Bor allein oder eine Mischung aus Bor und Kohlenstoff ist; LR zumindest ein leichtes Seltenerdelement ist, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu und Gd; HR zumindest ein schweres Seltenerdelement ist, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Y, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu; und 0,05 ≤ x < 1, wobei das Seltenerdlegierungs-Sinterformteil Kristallkörner enthält, wobei jedes davon wenigstens eine Hauptphase gemäß einem ersten Typ und eine Vielzahl von Hauptphasen gemäß einem zweiten Typ enthält, oder jedes eine Vielzahl von Hauptphasen gemäß einem ersten Typ und wenigstens eine Hauptphase gemäß einem zweiten Typ enthält, jede der Hauptphasen gemäß dem ersten Typ eine Zusammensetzung hat, beschrieben durch (LR_1-pHR_p)₂T₁₄A (wobei 0 ≦ p < x), jede der Hauptphasen gemäß dem zweiten Typ eine Zusammensetzung hat, beschrieben durch (LR_1-qHR_q)₂T₁₄A (wobei x < q ≦ 1), wobei die Hauptphasen des ersten und des zweiten Typs in jedem Kristallkorn zufällig verteilt sind.
Das Sinterformteil nach Anspruch 1, wobei jedes Kristallkorn eine dritte Hauptphase enthält, die einen HR-Molenbruch hat, der höher als der der Hauptphasen gemäß dem ersten Typ, aber niedriger als der der Hauptphasen gemäß dem zweiten Typ ist.
Das Sinterformteil nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Kristallkörner eine durchschnittliche Korngröße von 10 μm bis 17 μm aufweisen.
Das Sinterformteil nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Hauptphasen gemäß dem ersten Typ eine Zusammensetzung, beschrieben durch (LR)₂T₁₄A, aufweisen.
Ein Seltenerd-Sintermagnet hergestellt durch Magnetisierung des Seltenerdlegierungs-Sinterformteils nach einem der Ansprüche 1 bis 4.
Der Sintermagnet nach Anspruch 5, wobei das Seltenerdlegierungs-Sinterformteil durch Anlegen eines Magnetfelds mit einer Stärke von 1,6 MA/m bis 1,9 MA/m magnetisiert worden ist.
Der Sintermagnet nach Anspruch 6, wobei das Seltenerdlegierungs-Sinterformteil bis zu einem Magnetisierungsanteil von 98% oder mehr magnetisiert worden ist.