DE60311421T2 - Seltenerdelement-permanentmagnet auf r-t-b-basis - Google Patents

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Description

  • TECHNISCHES GEBIET
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten, enthaltend als Hauptkomponenten R (worin R ein oder mehrere Seltenerdelemente darstellt, vorausgesetzt, dass die Seltenerdelemente Y beinhalten), T (worin T wenigstens ein Übergangsmetallelement darstellt, das im wesentlichen Fe oder Fe und Co enthält) und B (Bor).
  • STAND DER TECHNIK
  • Unter den Seltenerdpermanentmagneten ist die Nachfrage nach einem R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten Jahr für Jahr gestiegen, weil seine magnetischen Eigenschaften ausgezeichnet sind und weil eine Quelle für seine Hauptkomponente Nd reichlich vorhanden und relativ preiswert ist.
  • Forschung und Entwicklung, die sich auf die Verbesserung der magnetischen Eigenschaften des R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten richteten, sind intensiv vorangeschritten. Z.B. offenbart die japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 1-219143, dass die Zugabe von 0,02 bis 0,5 at% Cu magnetische Eigenschaften des R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten verbessert sowie Wärmebehandlungsbedingungen. Jedoch ist das in der japanischen Patentoffenlegungsschrift Nr. 1-219143 beschriebene Verfahren ungenügend, um hohe magnetische Eigenschaften, die für einen Hochleistungsmagneten gefordert werden, wie eine hohe Koerzitivkraft (HcJ) und eine hohe magnetische Restflussdichte (Br) zu erhalten.
  • Die magnetischen Eigenschaften eines R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten, der durch Sintern erhalten wird, hängen von der Sintertemperatur ab. Andererseits ist es schwierig, die Erwärmungstemperatur über alle Teile eines Sinterofens im Maßstab industrieller Herstellung abzugleichen. Daher ist es erforderlich, dass der R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagnet die gewünschten magnetischen Eigenschaften erhält, sogar wenn die Sintertemperatur sich ändert. Ein Temperaturbereich, in dem die gewünschten magnetischen Eigenschaften erhalten werden können, wird hier als ein geeigneter Sintertemperaturbereich bezeichnet.
  • Um einen Hochleistungs-R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten zu erhalten, ist es notwendig, die Menge an Sauerstoff, der in Legierungen enthalten ist, zu verringern. Wenn die Menge an Sauerstoff, der in den Legierungen enthalten ist, verringert wird, tritt jedoch möglicherweise unnormales Kornwachstum während des Sinterverfahrens auf, was in eine Abnahme der Rechtwinkligkeit resultiert. Dies liegt daran, dass Oxide, die durch den in den Legierungen enthaltenen Sauerstoff gebildet werden, das Kornwachstum inhibieren.
  • Daher wurde ein Verfahren zur Zugabe eines neuen Elements zu dem R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten, enthaltend Cu, als ein Mittel zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften untersucht. Die japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 2000-234151 offenbart die Zugabe von Zr und/oder Cr, um eine hohe Koerzitivkraft und eine hohe magnetische Restflussdichte zu erhalten.
  • Ebenso offenbart die japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 2002-75717 ein Verfahren zur gleichmäßigen Dispergierung einer feinen ZrB-Verbindung, NbB-Verbindung oder HfB- Verbindung (hier im folgenden mit einer M-B-Verbindung bezeichnet) in einen R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten, enthaltend Zr, Nb oder Hf sowie Co, Al und Cu, gefolgt von Ausfällung, so dass das Kornwachstum während eines Sinterverfahrens inhibiert und die magnetischen Eigenschaften sowie der geeignete Sintertemperaturbereich verbessert werden.
  • Gemäß der japanischen Patentoffenlegungsschrift Nr. 2002-75717 ist der geeignete Sintertemperaturbereich durch die Dispergierung und Ausfällung der M-B-Verbindung erweitert. In Beispiel 3–1, das in der obigen Veröffentlichung beschrieben ist, ist jedoch der geeignete Sintertemperaturbereich eng, wie z.B. etwa 20°C. Dementsprechend ist es, um hohe magnetische Eigenschaften unter Verwendung eines Serienproduktionsofens oder dgl. zu erhalten, wünschenswert, den geeigneten Sintertemperaturbereich noch mehr zu erweitern. Darüber hinaus ist es wirkungsvoll, um einen genügend breiten geeigneten Sintertemperaturbereich zu erhalten, die Zugabemenge von Zr zu erhöhen. Wenn jedoch die Zugabemenge von Zr erhöht wird, sinkt die magnetische Restflussdichte, und damit können die interessierenden hohen magnetischen Eigenschaften nicht erhalten werden.
  • A.S. Kim und F.E. Camp, IEEE Trans. on Mag., Bd. 33, Nr. 5, 1997, S. 3823–3825 beschreiben die Mikrostruktur von Zr-haltigem Nd(Dy)FeB. Diese Nd(Dy)FeB-Legierungen können auch Co und Al enthalten. Eine spezielle Legierungszusammensetzung, die gleichzeitig Al, Co und Zr enthält, enthält 5 Gew.% Co, 0,35 Gew.% Al und 1,0 Gew.% Zr.
  • R.J. Pollard et al., IEEE Trans. on Mag., Bd. 24, Nr. 2, 1988, S. 1626–1628 untersuchten die Wirkung von Zr-Zugaben auf die mikrostrukturellen und magnetischen Eigenschaften von NdFeB-basierenden Magneten. Der gesinterte Magnet wurde aus einer Fe74,7Nd16, 5B7, 8Zr1-Legierung hergestellt.
  • S. Besenicar et al., J. Magn. Magn. Mater., Bd. 104–107, 1992, S. 1175–1178 untersuchten den Einfluss von ZrO2-Zugabe auf die Mikrostruktur und die magnetischen Eigenschaften von Nd-Dy-Fe-B-Magneten. Beispiele wurden hergestellt durch Lichtbogenschmelzen der Basislegierungen Nd-Fe, Dy-Fe und Fe-Be sowie Fe in reiner Ar-Atmosphäre. Beispiele enthielten 1 Gew.% ZrO2, aber weder Al noch Co. Wenn 1 Gew.% ZrO2 zur Legierungszusammensetzung zugegeben wird, ist Zr in etwa 0,74 Gew.% in dem gesinterten Magneten enthalten.
  • S. Kobe Besenicar et al., IEEE Trans. on Mag., Bd. 30, Nr. 2, 1994, S. 693–695 untersuchten den Einfluss von ZrO2-Zugabe auf die Phasenzusammensetzung in dem Nd-Dy-Fe-B-System und verbesserte Korrosionsbeständigkeit der Magneten. Die verwendete Legierungszusammensetzung war Nd16-xDyxFe76B8, aber enthielt kein Al, Cu oder Co. Ferner fanden sie, dass die optimale Konzentration des Additivs 1 Gew.% war.
  • JP-A-10 041113 betrifft ein Seltenerdmagnetmaterialpulver, das eine intermetallische Verbindungsphase vom R2(Fe,Co)14B-Typ als Hauptphase besitzt. Es ist ferner offenbart, dass eine Rekristallisations-Aggregatstruktur als eine Hauptphase eine Struktur besitzt, worin rekristallisierte Körner aneinander angrenzen, wobei die Körner eine Verbindungszusammensetzung umfassen, die ein Seltenerdelement, enthaltend Y, Fe, Co und B, als Hauptkomponenten besitzt, und die 0,001 bis 5,0 Atom% einer oder mehrerer Arten von Zr, Si und Hf und eine intermetallische Verbindungsphase vom R2(Fe,Co)14B-Typ enthält, die eine tetragonale Struktur aufweist, deren rekristallisierter Korndurchmesser im Mittel 0,05 bis 50 μm ist, und die R-reiche Phasen an Teilkorngrenzen enthält.
  • Daher ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung einen R-T-B-System-Seltenerdpermanentpermanentmagneten bereitzustellen, der es ermöglicht, das Kornwachstum zu inhibieren, während eine Abnahme der magnetischen Eigenschaften auf einem Minimum gehalten wird, und der es außerdem ermöglicht, den geeigneten Sintertemperaturbereit weiter zu verbessern.
  • OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
  • Die gegenwärtigen Erfinder haben gefunden, dass, wenn ein spezielles Produkt in einer Tripel-Punkt-Korngrenzenphase oder Zwei-Korn-Korngrenzenphase eines R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten mit einer speziellen Zusammensetzung, enthaltend Zr, vorliegt, das Wachstum einer R2T14B-Phase (die als Kristallkörner vorliegt) während eines Sinterverfahrens inhibiert wird, so dass der geeignete Sintertemperaturbereich auf einen zweckmäßigen Bereich erweitert werden kann.
  • Die vorliegende Erfindung ist gemacht worden, basierend auf den obigen Erkenntnissen, und sie stellt einen R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten bereit, umfassend einen Sinterkörper, umfassend: eine Hauptphase, bestehend aus einer R2T14B-Phase, worin R ein oder mehrere Seltenerdelemente darstellt, vorausgesetzt, dass die Seltenerdelemente Y beinhalten, und T stellt ein oder mehrere Übergangsmetallelemente, enthaltend Fe oder Fe und Co dar; und eine Korngrenzenphase, enthaltend eine größere Menge an R als die Hauptphase, worin ein tafel- oder nadelförmiges Produkt vorliegt; worin das Produkt reich an Zr ist, worin die Hauptachse des Produktes innerhalb des Bereiches zwischen 30 und 600 nm liegt und die Nebenachse davon innerhalb des Bereiches zwischen 3 und 50 nm liegt und worin der Mittelwert von Hauptachse/Nebenachse des Produktes 5 oder größer ist; worin der Sinterkörper eine Zusammensetzung besitzt, bestehend aus 28 bis 33 Gew.% R, 0,5 bis 1,5 Gew.% B, 0,03 bis 0,3 Gew.% Al, 0,03 bis 0,3 Gew.% Cu, 0,05 bis 0,2 Gew.% Zr, 0,1 bis 4 Gew.% Co, und der Rest ist Fe.
  • In dem R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten der vorliegenden Erfindung ist es wichtig, dass das obige Produkt in der Korngrenzenphase vorliegt, und ferner, dass es entlang der obigen R2T14B-Phase vorliegt.
  • In dem R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten der vorliegenden Erfindung ist das Verhältnis des längsten Durchmessers (Hauptachse) und des Durchmessers (Nebenachse), erhalten durch Schneiden einer Linie orthogonal zum längsten Durchmesser, d.h., der Mittelwert des Achsenverhältnisses (= Hauptachse/Nebenachse) des Produktes 5 oder größer. Darüber hinaus ist die Hauptachse des Produktes innerhalb des Bereiches zwischen 30 und 600 nm und die Nebenachse davon innerhalb des Bereiches zwischen 3 und 50 nm.
  • In dem R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten der vorliegenden Erfindung enthält der obige Sinterkörper bevorzugt Zr, und das obige Produkt ist bevorzugt reich an Zr. Dieses Produkt weist periodische Zusammensetzungsfluktuationen von Zr und R in der Richtung der Nebenachse auf.
  • Wirkungen, die durch die Erweiterung des geeigneten Sintertemperaturbereiches erreicht werden, indem das tafel- oder nadelförmige Produkt in der Korngrenzenphase vorliegen kann, werden signifikant, wenn die Menge an Sauerstoff, die in dem obigen Sinterkörper enthalten ist, 2.000 ppm oder geringer ist.
  • In dem R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten der vorliegenden Erfindung besitzt der Sinterkörper eine Zusammensetzung, bestehend im wesentlichen aus 28 bis 33 Gew.% R, 0,5 bis 1,5 Gew.% B, 0,03 bis 0,3 Gew.% Al, 0,03 bis 0,3 Gew.% Cu, 0,05 bis 0,2 Gew.% Zr, 0,1 bis 4 Gew.% Co, und der Rest ist Fe.
  • In dem R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten der vorliegenden Erfindung enthält der Sinterkörper außerdem bevorzugt 0,1 bis 0,15 Gew.% Zr.
  • KURZE BESCHREIBUNG DER ABBILDUNGEN
  • 1 ist ein Diagramm, das ein EDS (Energie-dispersiver Röntgenanalysator)-Profil eines Produktes zeigt, das in der Tripel-Punkt-Korngrenzenphase eines Permanentmagneten (Typ A) in Beispiel 1 vorliegt;
  • 2 ist ein Diagramm, das ein EDS-Profil eines Produktes zeigt, das in der Zwei-Korn-Korngrenzenphase eines Permanentmagneten (Typ A) in Beispiel 1 vorliegt;
  • 3 ist ein TEM (Transmissions-Elektronen-Mikroskop) -Foto einer Tripel-Punkt-Korngrenzenphase und der Umgebung davon eines Permanentmagneten (Typ A) in Beispiel 1 zeigt;
  • 4 ist ein anderes TEM-Foto einer Tripel-Punkt-Korngrenzenphase und der Umgebung davon eines Permanentmagneten (Typ A) in Beispiel 1;
  • 5 ist ein TEM-Foto einer Zwei-Korngrenzfläche und Umgebung davon, eines Permanentmagneten (Typ A) in Beispiel 1;
  • 6 ist eine Figur, die ein Verfahren zum Messen der Hauptachse und Nebenachse eines Produktes zeigt;
  • 7 ist ein Hochauflösungs-TEM-Foto einer Tripel-Punkt-Korngrenzenphase und der Umgebung davon eines Permanentmagneten (Typ A) in Beispiel 1;
  • 8 ist ein STEM (Raster-Transmissions-Elektronen-Mikroskop)-Foto einer Tripel-Korngrenzenphase und der Umgebung davon eines Permanentmagneten (Typ A) in Beispiel 1;
  • 9 ist ein Diagramm, das die Ergebnisse einer Linienanalyse eines Produktes zeigt, das in 8 durch STEM-EDS gezeigt ist;
  • 10 ist eine Tabelle, die die chemischen Zusammensetzungen der Niedrig-R-Legierungen und Hoch-R-Legierungen, die für Typen A bis C in Beispiel 1 verwendet werden, zeigt;
  • 11 ist ein TEM-Foto des Permanentmagneten (Typ B), erhalten in Beispiel 1;
  • 12 ist ein Satz an Fotos, die die EPMA-Mapping (Flächenanalyse)-Ergebnisse einer Zr-erhöhten Niedrig-R-Legierung, die für den Permanentmagneten (Typ A) in Beispiel 1 verwendet wird, zeigen;
  • 13 ist ein Satz an Fotos, die die EPMA-Mapping (Flächenanalyse)-Ergebnisse einer Zr-erhöhten Hoch-R-Legierung, die für den Permanentmagneten (Typ B) in Beispiel 1 verwendet wird, zeigen; und
  • 14 ist ein TEM-Foto eines Seltenerdoxids, das in der Tripel-Punkt-Korngrenzenphase eines Permanentmagneten vorliegt;
  • 15 ist eine Tabelle, die die Menge an Sauerstoff und die Menge an Stickstoff aller Permanentmagneten aller Typen A bis C, die in Beispiel 1 erhalten wurden, zeigt sowie die Größe eines Produktes, das in jedem der Permanentmagneten der Typen A und B beobachtet wurde;
  • 16 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Sintertemperatur und der magnetischen Restflussdichte (Br) der in Beispiel 1 erhaltenen Permanentmagneten zeigt;
  • 17 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Sintertemperatur und der Koerzitivkraft (HcJ) der in Beispiel 1 erhaltenen Permanentmagneten zeigt;
  • 18 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Sintertemperatur und der Rechtwinkligkeit (Hk/HcJ) der in Beispiel 1 erhaltenen Permanentmagneten zeigt;
  • 19 ist ein Satz an Graphen, die die Messergebnisse für das Produkt in den in Beispiel 1 erhaltenen Permanentmagneten des Typs A zeigen;
  • 20 ist ein Satz an Graphen, die die Messergebnisse für das Produkt in den in Beispiel 1 erhaltenen Permanentmagneten des Typs B zeigen;
  • 21 ist eine Tabelle, die die chemischen Zusammensetzungen der Niedrig-R-Legierungen und Hoch-R-Legierungen, die für Typen D bis G in Beispiel 2 verwendet werden, zeigt sowie die Zusammensetzungen der Sinterkörper, die die in Beispiel 1 erhaltenen Permanentmagneten sind;
  • 22 ist eine Tabelle, die die Menge an Sauerstoff und die Menge an Stickstoff in jedem der Permanentmagneten der Typen D bis G, die in Beispiel 2 erhalten wurden, zeigt sowie die Größe eines Produktes, das in jedem der Permanentmagneten der Typen D bis G beobachtet wird;
  • 23 ist eine Tabelle, die die Kombinationen an Niedrig-R-Legierungen und Hoch-R-Legierungen, die in Beispiel 3 verwendet werden, zeigt sowie die Zusammensetzungen der erhaltenen Permanentmagneten;
  • 24 ist eine Tabelle, die die magnetischen Eigenschaften der in Beispiel 3 erhaltenen Permanentmagneten zeigt.
  • BESTE WEISE ZUR DURCHFÜHRUNG DER ERFINDUNG
  • Die Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung werden unten beschrieben.
  • Als erstes wird die Mikrostruktur des R-T-B-System-Seltenerdmagneten der vorliegenden Erfindung beschrieben.
  • MIKROSTRUKTUR
  • Wie bekannt, ist der R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagnet der vorliegenden Erfindung zusammengesetzt aus einem Sinterkörper, der wenigstens eine Hauptphase, bestehend aus einer R2T14B-Phase (worin R ein oder mehrere Seltenerdelemente darstellt (vorausgesetzt, dass die Seltenerdelemente Y beinhalten) und T ein oder mehrere Arten an Übergangsmetallelementen darstellt, die im wesentlichen Fe oder Fe und Co enthalten) und einer Korngrenzenphase, enthaltend eine höhere Menge an R als die Hauptphase, besteht.
  • Der R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagnet der vorliegenden Erfindung enthält eine Tripel-Punkt-Korngrenzenphase und eine Zwei-Korn-Korngrenzenphase, die Korngrenzenphasen eines Sinterkörpers sind. In der Tripel-Punkt-Korngrenzenphase und der Zwei-Korn-Korngrenzenphase liegt ein Produkt mit den folgenden Merkmalen vor.
  • 1 und 2 zeigen EDS (Energie-dispersiver Röntgenanalysator)-Profile eines Produktes, das in der Tripel-Punkt-Korngrenzenphase vorliegt, und eines Produktes, das in der Zwei-Korn-Korngrenzenphase des R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten des Typs A in Beispiel 1, das später beschrieben wird, vorliegt. 3 bis 9, wie unten gezeigt, basieren ebenfalls auf der Untersuchung des R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten des Typs A in Beispiel 1, das später beschrieben wird.
  • Wie in 1 und 2 gezeigt, ist dieses Produkt reich an Zr und enthält ferner Nd als R und Fe als T. Wenn der R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagnet Co oder Cu enthält, können diese Elemente in dem Produkt enthalten sein.
  • Beide 3 und 4 zeigen ein TEM (Transmissions-Elektronen-Mikroskop)-Foto der Tripel-Punkt-Korngrenzenphase und der Umgebung davon des Permanentmagneten des Typs A in Beispiel 1. 5 ist ein TEM-Foto der Zwei-Korn-Grenzfläche und der Umgebung davon des Permanentmagneten des Typs A. Wie in 3 und 5 gezeigt, weist dieses Produkt eine tafel- oder nadelförmige Form auf. Die Bestimmung der Form des Produktes basiert auf der Untersuchung eines Querschnitts des Sinterkörpers. Dementsprechend ist es schwierig, aus dieser Untersuchung zu bestimmen, ob die Form tafel- oder nadelförmig ist, und daher wird die Form als tafel- oder nadelförmig beschrieben. Dieses tafel- oder nadelförmige Produkt weist eine Hauptachse von 30 bis 600 nm, eine Nebenachse von 3 bis 50 nm und ein Achsenverhältnis (Hauptachse/Nebenachse) von 5 bis 70 auf. Ein Verfahren zum Messen der Hauptachse und der Nebenachse des Produktes ist in 6 gezeigt.
  • 7 ist ein hoch-auflösendes TEM-Foto der Tripel-Punkt-Korngrenzenphase und der Umgebung davon des R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten des Typs A. Wie später erklärt, weist dieses Produkt eine periodische Fluktuation der Zusammensetzung in Richtung der Nebenachse auf (in Richtung des Pfeils, wie in 7 gezeigt).
  • 8 ist ein STEM (Raster-Transmissions-Elektronen-Mikroskop)-Foto des Produktes. 9 zeigt eine Konzentrationsverteilung von Nd und Zr, ausgedrückt durch die Änderung der Intensität des Spektrums von Nd-Lα- und Zr-Lα-Linien, die erhalten wird, wenn eine EDS-Linienanalyse an einer Analysenlinie A-B durchgeführt wird, die quer über das Produkt, wie in 8 gezeigt, verläuft. Wie in 9 gezeigt, ist in diesem Produkt die Konzentration an Nd (R) in dem Bereich, in dem die Konzentration an Zr hoch ist, niedrig. Im Gegensatz dazu ist die Konzentration an Nd (R) in dem Bereich, in dem die Konzentration von Zr niedrig ist, hoch. Damit kann gezeigt werden, dass das Produkt eine periodische Fluktuation der Zusammensetzung, worin Zr und Nd (R) beteiligt sind, zeigt.
  • Bezüglich R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten, die durch zwei unterschiedliche Herstellungsverfahren erhalten werden, wurden ihre Produkte untersucht. Spezieller sind diese Produkte Typen A und B in dem später beschriebenen Beispiel 1. Es wird angemerkt, dass diese Verfahren zur Herstellung eines R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten ein Verfahren beinhalten, bei dem als eine Ausgangslegierung eine Einfachlegierung mit einer gewünschten Zusammensetzung verwendet wird (hier im folgenden als Einfachverfahren bezeichnet), sowie ein Verfahren, bei dem als Ausgangslegierungen eine Vielzahl an Legierungen mit unterschiedlichen Zusammensetzungen verwendet wird (hier im folgenden als ein Mischverfahren bezeichnet). In dem Mischverfahren werden typischerweise Legierungen, die eine R2T14B-Phase als ein Hauptbestandteil (Niedrig-R-Legierungen) enthalten, und Legierungen, die eine höhere Menge an R als die Niedrig-R-Legierungen enthalten (Hoch-R-Legierungen), als Ausgangslegierungen verwendet. Beide Herstellungsverfahren, die hier verwendet werden, sind Mischverfahren. Die zwei Verfahren sind ein Verfahren, bei dem Zr zu den Niedrig-R-Legierungen (Typ A) zugegeben wird, und ein Verfahren, bei dem Zr zu den Hoch-R-Legierungen (Typ B) zugegeben wird. Die chemischen Zusammensetzungen der Niedrig-R-Legierungen und Hoch-R-Legierungen, die für Typen A und B verwendet werden, sind in 10 gezeigt.
  • Die Analysenergebnisse für die oben beschriebenen Produkte sind üblich in Proben, erhalten aus den R-T-B-System- Seltenerdpermanentmagneten der Typen A und B. Die Ergebnisse, die erhalten wurden durch den Vergleich des Produktes von Typ A mit dem von Typ B, sind unten gezeigt. Zunächst gibt es in Bezug auf die Zusammensetzungen der Produkte keine erheblichen Unterschiede zwischen beiden Produkten. In Bezug auf die Größe der Produkte sind sowohl Typ A als auch Typ B fast gleich hinsichtlich ihrer Hauptachse, aber in vielen Fällen hat das Produkt des Typs A eine längere Hauptachse als Typ B. Dementsprechend hat Typ A ein größeres Achsenverhältnis (siehe die später gezeigte 15). Wenn die vorliegenden Zustände beider Produkte untersucht werden, liegt das Produkt von Typ A häufig entlang der R2T14B-Phase, wie in 3 und 4 gezeigt, vor oder liegt häufig so vor, dass es die Zwei-Korn-Grenzfläche durchdringt, wie in 5 gezeigt. Im Gegensatz dazu liegt das Produkt von Typ B häufig so vor, dass es in die Oberfläche der R2T14B-Phase, wie in 11 gezeigt, eingegraben ist.
  • Nun werden die Gründe, warum der obige Unterschied zwischen den Typen A und B gefunden wird, im Hinblick auf das Bildungsverfahren der Produkte betrachtet.
  • 12 zeigt die Ergebnisse des Element-Mappings (Flächenanalyse) an einer Zr-erhöhten Niedrig-R-Legierung, die für Typ A verwendet wird, durch EPMA (Elektronenstrahl-Mikroanalyse). 13 zeigt die Ergebnisse des Element-Mappings (Flächenanalyse) an einer Zr-erhöhten Hoch-R-Legierung, die für Typ B verwendet wird, durch EPMA (Elektronenstrahl-Mikroanalyse). Wie in 12 gezeigt, umfasst die für Typ A verwendete Zr-erhöhte Niedrig-R-Legierung zumindestens zwei Phasen, die jeweils eine unterschiedliche Menge an Nd besitzen. In der Niedrig-R-Legierung jedoch ist Zr gleichmäßig dispergiert und ist nicht in einer bestimmten Phase konzentriert.
  • Im Gegensatz dazu liegen in der für Typ B verwendeten Zr-erhöhten Hoch-R-Legierung, wie in 13 gezeigt, sowohl Zr als auch B in einem Bereich mit einer hohen Nd-Konzentration in konzentrierten Mengen vor.
  • Demzufolge ist das in Typ A vorliegende Zr im wesentlichen gleichmäßig in einer Mutterlegierung verteilt, ist in einer Korngrenzenphase (Flüssigphase) während des Sinterverfahrens konzentriert, und eine Nukleation startet in der Flüssigphase, wodurch dann das Kristallwachstum erzielt wird. Es wird dann zu einem Produkt, das sich in die Richtung des einfachen Kristallkornwachstums erstreckt, weil der Kristall der Nukleation folgend wächst. Dadurch wird angenommen, dass Zr in Typ A ein extrem großes Achsenverhältnis besitzt. Andererseits ist im Fall von Typ B, da eine Zr-reiche Phase in dem Zustand der Mutterlegierung gebildet wird, die Zr-Konzentration in einer Flüssigphase während des Sinterverfahrens kaum erhöht. Anschließend kann, falls das Produkt, basierend auf der vorliegenden Zr-reichen Phase, als ein Nukleus wächst, nicht frei wachsen. Damit wird angenommen, dass Zr in Typ B kein großes Achsenverhältnis aufweist.
  • Dementsprechend würden, um zu erreichen, dass das vorliegende Produkt effektiver arbeitet, die folgenden Punkte wichtig sein:
    • (1) Im Zustand einer Mutterlegierung liegt Zr in einer R2T14B-Phase, R-reichen Phase oder dgl. in Form einer festen Lösung vor oder ist fein in den Phasen abgeschieden,
    • (2) ein Produkt wird aus einer Flüssigphase während des Sinterverfahrens gebildet und
    • (3) das Wachstum des Produktes schreitet ohne die Verhinderung seines Wachstums fort (Erreichen eines hohen Achsenverhältnisses).
  • Wie später in Beispiel 1 beschrieben, ermöglicht die Anwesenheit des Produktes, dass der geeignete Sintertemperaturbereich erweitert wird, während die Abnahme der magnetischen Restflussdichte inhibiert wird.
  • Der Grund, warum die Anwesenheit die Produktes die Erweiterung des geeigneten Sintertemperaturbereiches ermöglicht, ist gegenwärtig nicht sicher, aber die folgenden Annahmen können getroffen werden.
  • In einem R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten, der 3.000 ppm oder mehr Sauerstoff enthält, wird das Kornwachstum durch die Anwesenheit einer Seltenerdoxidphase inhibiert. Die Form der Seltenerdoxidphase ist fast kugelförmig, wie in 14 gezeigt. Sogar wenn die Sauerstoffmenge ohne die Zugabe von Zr reduziert wird, können, wenn die verbleibende Sauerstoffmenge etwa 1.500 bis 2.000 ppm ist, immer noch hohe magnetische Eigenschaften erhalten werden. In diesem Fall ist jedoch der geeignete Sintertemperaturbereich extrem eng. Wenn die Sauerstoffmenge weiter auf 1.500 ppm oder niedriger reduziert wird, tritt während des Sinterverfahrens Kornwachstum erheblich auf, und dementsprechend wird es schwierig, hohe magnetische Eigenschaften zu erhalten. Es ist möglich, die Sintertemperatur zu verringern und das Sintern für eine lange Zeit durchzuführen, so dass hohe magnetische Eigenschaften erhalten werden. Dies ist industriell jedoch nicht praktikabel.
  • Im Unterschied zu den obigen Verfahren wird das Verhalten in einem Zr-erhöhten System betrachtet. Selbst wenn Zr zu einem gewöhnlichen R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten zugegeben wird, wird sein Effekt, das Kornwachstum zu inhibieren, nicht beobachtet. Wenn die Zugabemenge erhöht wird, wird die magnetische Restflussdichte verringert. Wenn jedoch die Sauerstoffmenge des R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten, zu dem Zr zugegeben wird, reduziert wird, können hohe magnetische Eigenschaften in einem weiten geeigneten Sintertemperaturbereich erhalten werden. Dementsprechend inhibiert die Zugabe einer kleinen Menge an Zr das Kornwachstum stärker, verglichen mit der Sauerstoffmenge.
  • Aus diesen Tatsachen kann geschlossen werden, dass die Wirkung der Zugabe von Zr auftritt, wenn die Sauerstoffmenge reduziert und dadurch die Menge an gebildeter Seltenerdoxidphase deutlich reduziert wird. D.h., es wird angenommen, dass Zr ein Produkt bildet, das eine Rolle bei der Seltenerdoxidphase spielt.
  • Wie später in Beispiel 1 beschrieben, weist das vorliegende Produkt darüber hinaus eine anisotrope Form auf. Das Verhältnis zwischen seinem längsten Durchmesser (Hauptachse) und dem Durchmesser (Nebenachse), erhalten durch Schneiden einer Linie orthogonal zum längsten Durchmesser, d.h., das Achsenverhältnis (= Hauptachse/Nebenachse) ist extrem groß. Damit unterscheidet sich die Form des vorliegenden Produktes deutlich von der isotropen Form eines Seltenerdoxids (im Fall einer Kugel ist das Achsenverhältnis z.B. fast 1). Dementsprechend hat das vorliegende Produkt eine höhere Wahrscheinlichkeit mit einer R2T14B-Phase in Kontakt zu sein, und ferner ist die Oberfläche des Produktes größer als die eines sphärischen Seltenerdoxids. Es wird daher angenommen, dass das vorliegende Produkt die Bewegung von Körnern durch die Korngrenze, die für das Kornwachstum notwendig ist, inhibiert und dass der geeignete Sintertemperaturbereich dadurch lediglich durch die Zugabe einer kleinen Menge an Zr verbreitert wird.
  • Im Hinblick auf das Obige wird angenommen, dass es, da das Produkt von Typ A ein großes Achsenverhältnis hat, den obigen Effekt wirkungsvoller lediglich durch die Zugabe einer kleinen Menge an Zr aufweist.
  • Wie oben beschrieben, kann ein Produkt, das reich an Zr ist und ein großes Achsenverhältnis aufweist, in der Tripel-Punkt-Korngrenzenphase oder der Zwei-Korn-Korngrenzenphase des R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten, enthaltend Zr, vorliegen, so dass das Wachstum der R2T14B-Phase während des Sinterverfahrens inhibiert wird, wodurch der geeignete Sintertemperaturbereich verbessert wird. Daher kann gemäß der vorliegenden Erfindung eine Wärmebehandlung an einem großen Permanentmagneten und eine stabile Herstellung eines R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten unter Verwendung solch eines großen Wärmebehandlungsofens leicht durchgeführt werden.
  • Durch Erhöhung des Achsenverhältnisses des Produktes wird, obwohl nur eine kleine Menge an Zr zugegeben wird, sein Effekt ausreichend ausgeübt. Dementsprechend kann ein R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagnet mit hohen magnetischen Eigenschaften hergestellt werden, ohne die Verringerung der magnetischen Restflussdichte zu verursachen. Dieser Effekt kann ausreichend zur Geltung gebracht werden, wenn die Konzentration an Sauerstoff in den Legierungen oder während des Herstellungsverfahrens reduziert wird.
  • CHEMISCHE ZUSAMMENSETZUNG
  • Als nächstes wird eine gewünschte Zusammensetzung des R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten der vorliegenden Erfindung erklärt. Der hier verwendete Ausdruck chemische Zusammensetzung bedeutet eine chemische Zusammensetzung, die nach dem Sintern erhalten wird.
  • Der Seltenerdpermanentmagnet der vorliegenden Erfindung enthält 28 bis 33 Gew.% R.
  • Der hier verwendete Ausdruck R bedeutet ein oder mehrere Seltenerdelemente, ausgewählt aus einer Gruppe, bestehend aus La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Yb, Lu und Y.
  • Wenn die Menge an R geringer als 25 Gew.% ist, wird eine R2T14B-Phase als Hauptphase des Seltenerdpermanentmagneten nicht ausreichend gebildet. Dementsprechend wird α-Fe oder dgl. mit weichem Magnetismus abgeschieden, und die Koerzitivkraft reduziert sich deutlich. Wenn andererseits die Menge an R 35 Gew.% überschreitet, verringert sich das Volumenverhältnis der R2T14B-Phase als Hauptphase, und die magnetische Restflussdichte verringert sich. Wenn die Menge an R 35 Gew.% überschreitet, reagiert R außerdem mit Sauerstoff, und der Gehalt an Sauerstoff wird dadurch erhöht. Entsprechend der Erhöhung des Sauerstoffgehalts verringert sich die R-reiche Phase, die für die Bildung von Koerzitivkraft wirksam ist, was in eine Verringerung der Koerzitivkraft resultiert. Daher ist die Menge an R zwischen 28 und 33 Gew.% eingestellt und bevorzugt zwischen 29 und 32 Gew.%.
  • Da Nd als Quelle reichlich vorhanden und relativ billig ist, ist es bevorzugt, Nd als eine Hauptkomponente der Seltenerdelemente zu verwenden. Da die Anwesenheit von Dy ein anisotropes magnetisches Feld erhöht, ist darüber hinaus wirksam, dass Dy enthalten ist, um die Koerzitivkraft zu verbessern. Dementsprechend ist es gewünscht, Nd und Dy für R auszuwählen und die Gesamtmenge an Nd und Dy zwischen 28 und 33 Gew.% einzustellen. Außerdem ist in dem obigen Bereich die Menge an Dy bevorzugt zwischen 0,1 und 8 Gew.%. Es ist gewünscht, dass die Menge an Dy beliebig innerhalb des obigen Bereiches festgesetzt wird, abhängig davon, ob eine magnetische Restflussdichte oder eine Koerzitivkraft wichtiger ist. D.h., wenn es erforderlich ist, eine hohe magnetische Restflussdichte zu erhalten, wird die Menge an Dy bevorzugt zwischen 0,1 und 3,5 Gew.% gesetzt. Wenn es erforderlich, ist eine hohe Koerzitivkraft zu erhalten, wird sie bevorzugt zwischen 3,5 und 8 Gew.% gesetzt.
  • Darüber hinaus enthält der Seltenerdpermanentmagnet der vorliegenden Erfindung 0,5 bis 1,5 Gew.% Bor (B). Wenn die Menge an B geringer als 0,5 Gew.% ist, kann eine hohe Koerzitivkraft nicht erhalten werden. Die Menge an B ist bevorzugt zwischen 0,8 und 1,2 Gew.%.
  • Der R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagnet der vorliegenden Erfindung enthält Al und Cu innerhalb des Bereiches zwischen 0,02 und 0,6 Gew.%. Die Anwesenheit von Al und Cu innerhalb des obigen Bereiches kann dem erhaltenen Permanentmagneten eine hohe Koerzitivkraft, eine hohe Korrosionsbeständigkeit und eine verbesserte Temperaturbeständigkeit der magnetischen Eigenschaften verleihen. Die Zugabemenge von Al ist zwischen 0,03 und 0,3 Gew.% und bevorzugter zwischen 0,05 und 0,25 Gew.%. Die Zugabemenge von Cu ist 0,03 bis 0,3 Gew.%, bevorzugt 0,15 Gew.% oder weniger (0 ausschließend) und bevorzugter zwischen 0,03 und 0,08 Gew.%.
  • Der R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagnet der vorliegenden Erfindung enthält Zr innerhalb des Bereiches zwischen 0,05 und 0,2 Gew.%, wodurch das oben beschriebene Produkt, das reich an Zr ist, erzeugt wird. Wenn der Sauerstoffgehalt reduziert wird, um die magnetischen Eigenschaften R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten zu verbessern, zeigt Zr den Effekt der Inhibierung des unnormalen Kornwachstums in einem Sinterverfahren und dadurch wird die Mikrostruktur des Sinterkörpers gleichmäßig und fein gemacht. Dementsprechend bringt Zr seine Wirkung vollständig zur Geltung, wenn die Menge an Sauerstoff niedrig ist. Die Menge an Zr ist bevorzugt zwischen 0,1 und 0,15 Gew.%.
  • Der R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagnet der vorliegenden Erfindung enthält 2.000 ppm Sauerstoff oder weniger. Wenn er eine große Sauerstoffmenge enthält, erhöht sich eine Oxidphase, die eine nicht-magnetische Komponente ist, wodurch sich die magnetischen Eigenschaften verschlechtern. Damit wird in der vorliegenden Erfindung die Sauerstoffmenge, die in dem Sinterkörper enthalten ist, auf 2.000 ppm oder weniger eingestellt, bevorzugt 1.500 ppm oder weniger und bevorzugter 1.000 ppm oder weniger. Wenn die Menge an Sauerstoff einfach verringert wird, verringert sich jedoch die Oxidphase mit einer Kornwachstum-inhibierenden Wirkung, so dass das Kornwachstum in einem Verfahren, bei dem völlige Dichteerhöhung während des Sinterns erhalten wird, leicht auftritt. Daher enthält in der vorliegenden Erfindung der R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagnet eine gewisse Menge an Zr, die die Wirkung der Inhibierung des unnormalen Kornwachstums während des Sinterverfahrens zur Geltung bringt.
  • Der R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagnet der vorliegenden Erfindung enthält Co in einer Menge von 0,1 bis 4 Gew.%, bevorzugt zwischen 0,1 und 2,0 Gew.% und bevorzugter zwischen 0,3 und 1,0 Gew.%. Co bildet eine Phase, die der von Fe ähnlich ist. Co hat die Wirkung, die Curie-Temperatur und die Korrosionsbeständigkeit einer Korngrenzenphase zu verbessern.
  • HERSTELLUNGSVERFAHREN
  • Als nächstens werden bevorzugte Ausführungsformen für das Verfahren zur Herstellung eines R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten der vorliegenden Erfindung erklärt.
  • In den vorliegenden Ausführungsformen ist ein Verfahren zur Herstellung des R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten der vorliegenden Erfindung beschrieben, bei dem Legierungen (Niedrig-R-Legierungen), die eine R2T14B-Phase als Hauptbestandteil enthalten, und andere Legierungen (Hoch-R-Legierungen), die eine höhere Menge an R als die Niedrig-R-Legierungen enthalten, verwendet werden.
  • Das Rohmaterial wird zuerst einem Dünnbandgießen in einem Vakuum oder einer Inertgasatmosphäre oder bevorzugt einer Ar-Atmosphäre unterworfen, so dass Niedrig-R-Legierungen und Hoch-R-Legierungen erhalten werden.
  • Die Niedrig-R-Legierungen können Cu und Al sowie als R Fe, Co und B enthalten. Darüber hinaus können die Hoch-R-Legierungen auch Cu und Al sowie als R Fe, Co und B enthalten.
  • Zr kann entweder in den Niedrig-R-Legierungen oder in den Hoch-R-Legierungen enthalten sein. Wie oben gesagt, ist Zr jedoch bevorzugt in den Niedrig-R-Legierungen enthalten, damit das Produkt ein großes Achsenverhältnis aufweist.
  • Nach der Herstellung der Niedrig-R-Legierungen und der Hoch-R-Legierungen werden diese Masterlegierungen getrennt voneinander oder gemeinsam zerkleinert. Der Zerkleinerungsschritt umfasst ein Zerkleinerungsverfahren oder ein Pulverisierungsverfahren. Zuerst werden jede der Masterlegierungen auf eine Teilchengröße von etwa einigen 100 μm zerkleinert. Die Zerkleinerung wird vorzugsweise in einer Inertgasatmosphäre unter Verwendung einer Stampfmühle, eines Backenbrechers, einer Braunmühle, usw. durchgeführt. Um die grobe Zerkleinerungsfähigkeit zu verbessern, ist es wirksam, die Zerkleinerung nach der Absorption von Wasserstoff durchzuführen. Andererseits ist es auch möglich, Wasserstoff nach dem Absorbieren freizusetzen und dann das Zerkleinern durchzuführen.
  • Nach der Durchführung des Zerkleinerns findet in der Prozedur ein Pulverisierungsverfahren statt. In dem Pulverisierungsverfahren wird hauptsächlich eine Strahlmühle verwendet, und die zerkleinerten Pulver mit einer Teilchengröße von einigen 100 μm werden auf eine mittlere Teilchengröße zwischen 3 und 5 μm pulverisiert. Die Strahlmühle ist ein Verfahren, umfassend die Freisetzung eines inerten Hochdruckgases (z.B. Stickstoffgas) aus einer engen Düse, so dass ein Hochgeschwindigkeitsgasfluss erzeugt wird, wodurch die zerkleinerten Pulver mit dem Hochgeschwindigkeitsgasfluss beschleunigt werden und wodurch bewirkt wird, dass die zerkleinerten Pulver aufeinander, das Target oder die Wand des Behälters schlagen, so dass sie pulverisiert werden.
  • Wenn die Niedrig-R-Legierungen und die Hoch-R-Legierungen getrennt voneinander in dem Pulverisierungsverfahren pulverisiert werden, werden die pulverisierten Niedrig-R-Legierungspulver mit den pulvisierten Hoch-R-Legierungspulvern in Stickstoffatomsphäre gemischt. Das Mischungsverhältnis der Niedrig-R-Legierungspulver und der Hoch-R-Legierungspulver kann etwa zwischen 80:20 und 97:3 als Gewichtsverhältnis sein. Entsprechend kann, wenn die Niedrig-R-Legierungen zusammen mit den Hoch-R-Legierungen pulverisiert werden, das Mischungsverhältnis etwa zwischen 80:20 und 97:3 als Gewichtsverhältnis sein. Wenn ungefähr 0,01 bis 0,3 Gew.% Zusatzstoffe, wie Zinkstearat, während des Pulverisierungsverfahrens zugegeben werden, können feine Pulver, die gut orientiert sind, während des Kompaktierens erhalten werden. Anschließend werden die gemischten Pulver, umfassend die Niedrig-R-Legierungspulver und die Hoch-R-Legierungspulver in ein Verarbeitungswerkzeug, ausgestattet mit Elektromagneten, gefüllt und in einem Magnetfeld in einem Zustand kompaktiert, in dem ihre kristallografische Achse durch Anlegen eines Magnetfelds orientiert ist. Dieses Kompaktieren kann durchgeführt werden durch Anlegen eines Druckes von etwa 0,7 bis 1,5 t/cm2 in einem Magnetfeld von 12,0 bis 17.0 kOe.
  • Nachdem die gemischten Pulver in dem Magnetfeld kompaktiert worden sind, wird der kompaktierte Körper in einem Vakuum oder in einer Inertgasatmosphäre gesintert. Die Sintertemperatur muss abhängig von verschiedenen Bedingungen, wie Zusammensetzung, Verkleinerungsverfahren, dem Unterschied zwischen Teilchengröße und Teilchengrößenverteilung eingestellt werden, aber das Sintern kann bei 1.000 bis 1.100°C für etwa 1 bis 5 Stunden durchgeführt werden.
  • Nach Beendigung des Sinterns kann der erhaltene Sinterkörper einer Alterungsbehandlung unterworfen werden. Die Alterungsbehandlung ist für die Kontrolle der Koerzitivkraft wichtig. Wenn die Alterungsbehandlung in zwei Schritten durchgeführt wird, ist es wirksam, den Sinterkörper für eine gewisse Zeit bei etwa 800 bis etwa 600°C zu halten. Wenn die Wärmebehandlung bei etwa 800°C nach Beendigung des Sinterns durchgeführt wird, erhöht sich die Koerzitivkraft. Dementsprechend ist sie insbesondere in dem Mischverfahren wirksam. Wenn eine Wärmebehandlung bei etwa 600°C durchgeführt wird, erhöht sich darüber hinaus die Koerzitivkraft deutlich. Wenn die Alterungsbehandlung in einem einzigen Schritt durchgeführt wird, ist es dementsprechend zweckmäßig, sie bei etwa 600°C durchzuführen.
  • BEISPIEL
  • Die vorliegende Erfindung wird nun im Detail in den folgenden Beispielen beschrieben.
  • BEISPIEL 1
  • (1) MUTTERLEGIERUNGEN
  • Mutterlegierungen (Niedrig-R-Legierungen und Hoch-R-Legierungen) mit Zusammensetzungen, die in 10 gezeigt sind, wurden durch ein Dünnbandgießverfahren hergestellt. Es ist anzumerken, dass Zr in den Niedrig-R-Legierungen von Typ A enthalten war und dass Zr in den Hoch-R-Legierungen von Typ B, die kein B enthielten, enthalten war. Typ C, der kein Zr enthielt, war ein Vergleichsbeispiel in der vorliegenden Erfindung.
  • (2) WASSERSTOFFZERKLEINERUNGSVERFAHREN
  • Eine Wasserstoffzerkleinerungsbehandlung wurde durchgeführt bei der, nachdem Wasserstoff in den Mutterlegierungen bei Raumtemperatur absorbiert worden war, Dehydrogenierung bei 600°C für 1 Stunde in einer Ar-Atmosphäre durchgeführt wurde.
  • Um die Menge an Sauerstoff, die in einem Sinterkörper enthalten ist, auf 2.000 ppm oder weniger einzustellen, so dass hochmagnetische Eigenschaften erhalten werden, wurde in den vorliegenden Experimenten die Atmosphäre über die gesamten Verfahren hindurch, von der Wasserstoffbehandlung (Gewinnung nach Zerkleinerungsverfahren) bis zum Sintern (Einstellen in einen Sinterofen), bei einer Sauerstoffkonzentration von weniger als 100 ppm eingestellt.
  • (3) MISCH- UND ZERKLEINERUNGSVERFAHREN
  • Im allgemeinen wird ein zweistufiges Zerkleinern durchgeführt, das ein Zerkleinerungsverfahren und Pulverisierung beinhaltet. Das Verkleinerungsverfahren wurde jedoch in den vorliegenden Beispielen ausgelassen.
  • Vor dem Durchführen des Pulverisierungsverfahrens wurden 0,05 % Zinkstearat als Zusatzstoff zugegeben, was zu einer Verbesserung der Zerkleinerungsfähigkeit und einer Verbesserung der Orientierung während des Kompatierens beiträgt. Anschließend wurden unter Verwendung eines Rotormischers die Niedrig-R-Legierungen mit den Hoch-R-Legierungen für 30 Minuten in Kombinationen von Typ A, B und C, wie in 10 gezeigt, gemischt. In allen Typen A bis C war das Mischungsverhältnis zwischen den Niedrig-R-Legierungen und den Hoch-R-Legierungen 90:10.
  • Danach wurde die Mischung einer Pulverisierung mit einer Strahlmühle unterworfen, um eine mittlere Teilchengröße von 5,0 μ zu erhalten.
  • (4) KOMPAKTIERUNGSVERFAHREN
  • Die erhaltenen feinen Pulver wurden in einem Magnetfeld von 14,0 kOe durch Anlegen eines Druckes von 1,2 t/cm2, kompaktiert, so dass ein kompaktierter Körper erhalten wurde.
  • (5) SINTER- UND ALTERUNGSVERFAHREN
  • Der erhaltene kompaktierte Körper wurde bei 1.010°C bis 1.090°C für 4 Stunden in einer Vakuumatmosphäre gesintert, gefolgt von Abschrecken. Danach wurde der erhaltene Sinterkörper einer zweistufigen Alterungsbehandlung, bestehend aus Behandlungen bei 800°C × 1 Stunde und 550°C × 2,5 Stunden (beides in einer Ar-Atmosphäre) unterworfen.
  • Die chemischen Zusammensetzungen der erhaltenen Permanentmagneten sind in der Spalte "Zusammensetzung von Sinterkörper" in 10 gezeigt. Die Menge an Sauerstoff und die Menge an Stickstoff in jedem Permanentmagneten sind in 15 gezeigt. Wie in der Figur gezeigt, ist die Sauerstoffmenge 1.000 ppm oder weniger und die von Stickstoff ist 500 ppm oder weniger und damit sind beide Werte niedrig.
  • Die magnetischen Eigenschaften der erhaltenen Permanentmagnete wurden mit einem B-H-Tracer gemessen. Die Ergebnisse sind in 15 bis 18 gezeigt. In 15 bis 18 stellt Br eine magnetische Restflussdichte dar, und HcJ stellt eine Koerzitivkraft dar. Darüber hinaus ist die Rechtwinkligkeit (Hk/HcJ) ein Index für die magnetische Leistung und stellt einen winkligen Grad in dem weiten Quadranten einer magnetischen Hystereseschleife dar. Darüber hinaus bedeutet Hk eine externe magnetische Feldstärke, erhalten, wenn die magnetische Flussdichte 90 % der magnetischen Restflussdichte in dem zweiten Quadranten einer magnetischen Hystereseschleife wird.
  • In Bezug auf 15 und 16 hat, wenn Typen A, B und C in Bezug auf die magnetische Restflussdichte (Br) verglichen werden, Typ C, der kein Zr enthält, den höchsten Wert bei jeder der Sintertemperaturen. Typ A hat fast denselben Wert wie Typ C. Typ A kann kontrolliert werden durch Verringerung der magnetischen Restflussdichte (Br) auf ein Minimum durch die Zugabe von Zr und kann einen Wert von 13,9 kG oder größer innerhalb des Sintertemperaturbereiches zwischen 1.030 und 1.070°C erreichen.
  • In Bezug auf 15 und 17 hat, wenn Typen A, B und C in Bezug auf die Koerzitivkraft (HcJ) verglichen werden, Typ A einen höheren Wert als Typen B und C bei jeder der Sintertemperaturen. Speziell kann ein Wert von 13,0 kOe oder größer durch Typ A innerhalb des Sintertemperaturbereiches zwischen 1.030 und 1.070°C erreicht werden.
  • In Bezug auf 15 und 18 hat, wenn Typen A, B und C in Bezug auf die Rechtwinkligkeit (Hk/HcJ) verglichen werden, Typ A einen höheren Wert als Typen B und C bei jeder der Sintertemperaturen. Speziell kann ein Wert von 95 % oder mehr durch Typ A innerhalb des Sintertemperaturbereiches zwischen 1.030 und 1.070°C erhalten werden. Im Gegensatz dazu hat Typ C eine Rechtwinkligkeit (Hk/HcJ) von 40 % oder weniger bei einer Sintertemperatur von 1.090°C, und Typ C kann daher nicht als ein praktisches Material für industrielle Produktion angesehen werden.
  • Aus den obigen Beschreibungen kann geschlossen werden, dass der R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagnet von Typ A einen geeigneten Sintertemperaturbereich von 40°C oder mehr besitzt.
  • Die Größen der obigen Produkte in dem R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagnet, die bei 1.050°C gesintert wurden, wurden gemessen. Die Messergebnisse für die Produkte in Typ A sind in 19 gezeigt, und die Messergebnisse für das Produkt in Typ B sind in 20 gezeigt. Darüber hinaus sind die Mittelwerte der Hauptachse, Nebenachse und das Achsenverhältnis der Produkte in Typen A und B in 15 gezeigt. Die Proben für die Untersuchung wurden durch das Ionenmahlverfahren hergestellt und mit einem JEM-3010, hergestellt von Japan Electron Optics Laboratory Co., Ltd., untersucht. Das Achsenverhältnis (Hauptachse/Nebenachse) überschreitet sowohl in Typ A als auch Typ B 10, und es wurde damit gefunden, dass die Produkte eine Tafel- oder Nadelform mit einem großen Achsenverhältnis aufweisen. Typ A, in dem Zr zu den Niedrig-R-Legierungen zugegeben wurde, weist eine Hauptachse (Mittelwert) von länger als 300 nm und ein großes Achsenverhältnis von mehr als 20 auf. Keine Produkte wurden in Typ C, der kein Zr enthält, beobachtet.
  • Die Beziehung zwischen dem Produkt und den magnetischen Eigenschaften wird bewertet. Typen A und B, die beide das Produkt enthielten, besitzen eine höhere Koerzitivkraft (HcJ) und eine höhere Rechtwinkligkeit (Hk/HcJ) als Typ C, der keine Produkte enthält, bei jeder der Sintertemperaturen. Der Grund, warum die Koerzitivkraft (HcJ) und die Rechtwinkligkeit (Hk/HcJ) von Typ C niedrig waren, ist der, dass Typ C unnormal gewachsene grobe Kristallkörner (eine R2T14B-Phase erzeugend) in der gesinterten Mikrostruktur enthält. Keine solchen groben Kristallkörner wurden in den gesinterten Mikrostrukturen der Typen A und B beobachtet.
  • Wenn Typen A und B, die beide das Produkt enthalten, miteinander verglichen werden, weist Typ A, der das Produkt mit einer längeren Hauptachse und einem größeren Achsenverhältnis enthält, eine höhere Koerzitivkraft (HcJ) und eine höhere Rechtwinkligkeit (Hk/HcJ) auf. Außerdem hat Typ A einen breiteren geeigneten Sintertemperaturbereich als Typ B. Aus diesen Ergebnissen kann geschlossen werden, dass die Hauptachse des Produktes bevorzugt 200 nm oder länger ist und bevorzugter 300 nm oder länger. Ähnlich ist das Achsenverhältnis bevorzugt 15 oder größer und bevorzugter 20 oder größer.
  • BEISPIEL 2
  • (1) MUTTERLEGIERUNGEN
  • Vier Typen von Niedrig-R-Legierungen und 2 Typen von Hoch-R-Legierungen, wie in 21 gezeigt, wurden durch das Dünnbandgießverfahren hergestellt.
  • (2) WASSERSTOFFZERKLEINERUNGSVERFAHREN
  • Ein Wasserstoffzerkleinerungsverfahren wurde durchgeführt, indem, nachdem Wasserstoff in den Mutterlegierungen bei Raumtemperatur absorbiert worden war, Dehydrogenierung bei 600°C für 1 Stunde in einer Ar-Atmosphäre durchgeführt wurde.
  • Um die Menge an Sauerstoff, der in einem Sinterkörper enthalten ist, auf 2.000 ppm oder weniger einzustellen, so dass hohe magnetische Eigenschaften erhalten werden, wurde in den vorliegenden Experimenten die Atmosphäre über die gesamten Verfahren hindurch, von der Wasserstoffbehandlung (Gewinnung nach Zerkleinerungsverfahren) bis zum Sintern (Einstellen in einen Sinterofen), bei einer Sauerstoffkonzentration von weniger als 100 ppm eingestellt.
  • (3) MISCH- UND ZERKLEINERUNGSVERFAHREN
  • Vor der Durchführung des Pulverisierungsverfahrens wurden 0,08 % Butyloleat zu den Legierungen zugegeben. Danach wurden unter Verwendung eines Nauta-Mischers die Niedrig-R-Legierungen mit den Hoch-R-Legierungen für 30 Minuten in den Kombinationen von Typen D bis G, wie in 21 gezeigt, gemischt. In allen Typen D bis G war das Mischverhältnis zwischen den Niedrig-R-Legierungen und den Hoch-R-Legierungen 90:10.
  • Danach wurde die Mischung einem Pulverisieren mit einer Strahlmühle unterworfen, um eine mittlere Teilchengröße von 4,1 μm zu erhalten.
  • (4) KOMPAKTIERUNGSVERFAHREN
  • Die erhaltenen feinen Pulver wurden in einem Magnetfeld von 17,0 kOe durch Anlegen eines Druckes von 1,2 t/cm2 kompaktiert, so dass ein kompaktierter Körper erhalten wurde.
  • (5) SINTER- UND ALTERUNGSVERFAHREN
  • Der erhaltene kompaktierte Körper wurde bei 1.010 bis 1.090°C für 4 Stunden in einer Vakuumatmosphäre gesintert, gefolgt von Abschrecken. Danach wurde der erhaltene Sinterkörper einer zweistufigen Alterungsbehandlung, bestehend aus Behandlungen bei 800°C × 1 Stunde und 550°C × 2,5 Stunden (beide in einer Ar-Atmosphäre) unterworfen.
  • Dieselbe Messung wie in Beispiel 1 wurde an den erhaltenen Permanentmagneten durchgeführt. Die Ergebnisse sind in 22 gezeigt. In allen Typen D bis G (Sintertemperatur = 1.050°C) war die Sauerstoffmenge 1.000 ppm oder weniger und die von Stickstoff war 500 ppm oder weniger. Darüber hinaus wurde ein Produkt, das reich an Zr war, in jeder der Proben beobachtet, und das Produkt hatte eine Hauptachse innerhalb des Bereiches zwischen 250 und 450 nm, eine Nebenachse innerhalb des Bereiches zwischen 10 und 20 nm im Mittel. Damit ist das Achsenverhältnis größer als 15.
  • Wenn Typ D, der 0,11 Gew.% Zr enthält, mit Typ E, der 0,15 Gew.% Zr enthält, verglichen wird, ist die magnetische Restflussdichte (Br) äquivalent. In Bezug auf die Rechtwinkligkeit (Hk/HcJ) weist Typ E, der eine größere Menge an Zr enthält, eine Rechwinkligkeit von 95 % oder mehr auf, sogar bei einer Sintertemperatur von 1.090°C. Im Gegensatz dazu ist die Rechtwinkligkeit von Typ D auf 50 % oder weniger bei der Sintertemperatur von 1.090°C reduziert. Damit kann bestätigt werden, dass Zr das unnormale Kristallkornwachstum inhibiert.
  • In Bezug auf den Wert "Br (kG) + 0,1 × HcJ (kOe) (dimensionslos)", der ein Index ist, der das Gleichgewicht der magnetischen Eigenschaften zeigt, weisen Typen F und G, die beide eine größere Menge an Dy als Typ E enthalten, einen Wert von 15,6 oder größer auf, was äquivalent ist zu dem Wert von Typ E. Außerdem haben Typen F und G eine höhere Koerzitivkraft (HcJ) als Typ E. D.h., Typ F kann einen Wert von Br (kG) + 0,1 × HcJ (kOe) = 15,8 und eine Koerzitivkraft (HcJ) von 15,0 kOe oder größer innerhalb des Bereiches der Sintertemperatur von 1.030 und 1.090°C erhalten. Darüber hinaus kann Typ G einen Wert von Br (kG) + 0,1 × HcJ (kOe) = 15,6 und eine Koerzitivkraft (HcJ) von 16,5 kOe oder größer innerhalb des Bereiches der Sintertemperatur zwischen 1.030 und 1.090°C erreichen. Ferner kann Typ F eine Rechtwinkligkeit (Hk/HcJ) von 95 % oder mehr innerhalb des Bereiches der Sintertemperatur zwischen 1.030 und 1.090°C erreichen, und Typ G kann dieselbe Rechtwinkligkeit innerhalb des Bereiches zwischen 1.030 und 1.070°C erreichen. Damit haben sowohl Typen F und G einen geeigneten Sintertemperaturbereich von 40°C oder mehr, und es wird gefunden, dass hohe magnetische Eigenschaften durchwegs in einem weiten Sintertemperaturbereich erhalten werden können.
  • BEISPIEL 3
  • 2 Typen von Niedrig-R-Legierungen und 2 Typen von Hoch-R-Legierungen wurden durch das Dünnbandgießverfahren hergestellt. Danach wurden 2 Typen von R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagneten mit den Kombinationen, wie in 23 gezeigt, erhalten. In Typ H war das Mischungsverhältnis zwischen den Niedrig-R-Legierungen und den Hoch-R-Legierungen 90:10. Andererseits war in Typ I das Mischungsverhältnis zwischen den Niedrig-R-Legierungen und den Hoch-R-Legierungen 80:20. Die Niedrig-R-Legierungen und die Hoch-R-Legierungen, wie in 23 gezeigt, wurden einem Wasserstoffzerkleinern auf dieselbe Weise wie in Beispiel 1 unterworfen. Nach Beendigung des Wasserstoffzerkleinerungsverfahrens wurden 0,05 Gew.% Butyloleat dazugegeben. Danach wurden unter Verwendung eines Nauta-Mischers die Niedrig-R-Legierungen mit den Hoch-R-Legierungen für 30 Minuten in den Kombinationen, wie in 23 gezeigt, gemischt. Danach wurde die Mischung dem Pulverisieren mit einer Strahlmühle auf eine mittlere Teilchengröße von 4,0 μm unterworfen. Die erhaltenen feinen Pulver wurden in einem Magnetfeld unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 1 kompaktiert. Danach wurde in dem Fall von Typ H der kompaktierte Körper bei 1.070°C für 4 Stunden gesintert, und im Fall von Typ I wurde er bei 1.020°C für 4 Stunden gesintert. Danach wurden die erhaltenen Sinterkörper beider Typen H und I einer zweistufigen Alterungsbehandlung, bestehend aus Behandlungen bei 800°C × 1 Stunde und 550°C × 2,5 Stunden, unterworfen. Die Zusammensetzung, die Sauerstoffmenge und die Stickstoffmenge aller erhaltenen Sinterkörper sind in 23 gezeigt. Außerdem sind die magnetischen Eigenschaften davon in 24 gezeigt. Für Vergleichszwecke sind die magnetischen Eigenschaften der Typen D bis G, hergestellt in Beispiel 2, ebenfalls in 24 gezeigt.
  • Obwohl die Strukturelemente, wie in Typen D bis I gezeigt, fluktuierten, wurden eine magnetische Restflussdichte (Br) von 13,8 kG oder größer, eine Koerzitivkraft (HcJ) von 13,0 kOe oder größer und eine Rechtwinkligkeit (Hk/HcJ) von 95 % oder mehr erhalten.
  • INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
  • Wie oben im Detail beschrieben, kann gemäß der vorliegenden Erfindung ein R-T-B-System-Seltenerdpermanentmagnet erhalten werden, der fähig ist, das Kornwachstum zu inhibieren, während die Verringerung der magnetischen Eigenschaften auf einem Minimum gehalten wird, und der den geeigneten Sintertemperaturbereich verbessert.

Claims (5)

  1. R-T-B-System Seltenerdpermanentmagnet, umfassend einen Sinterkörper, umfassend: eine Hauptphase bestehend aus einer R2T14B-Phase, worin R ein oder mehrere Seltenerdelemente darstellt, vorausgesetzt, daß die Seltenerdelemente Y einschließen, und T ein oder mehrere Übergangsmetallelemente enthaltend Fe oder Fe und Co darstellen; und eine Korngrenzenphase, enthaltend eine höhere Menge an R als die Hauptphase, worin ein tafel- oder nadelförmiges Produkt vorliegt; worin das Produkt reich an Zr ist, worin die Hauptachse des Produkts innerhalb des Bereichs zwischen 30 und 600 nm liegt und die Nebenachse davon innerhalb des Bereichs zwischen 3 und 50 nm liegt und worin der Mittelwert von Hauptachse/Nebenachse des Produkts 5 oder größer ist; worin der Sinterkörper eine Zusammensetzung bestehend aus 28 bis 33 Gew.% R, 0,5 bis 1,5 Gew.% B, 0,03 bis 0,3 Gew.% Al, 0,03 bis 0,3 Gew.% Cu, 0,05 bis 0,2 Gew.% Zr, 0,1 bis 4 % Co hat, und der Rest Fe ist.
  2. R-T-B-System Seltenerdpermanentmagnet gemäß Anspruch 1, worin das Produkt entlang der R2T14B-Phase vorliegt.
  3. R-T-B-System Seltenerdpermanentmagnet gemäß Anspruch 1, worin das Produkt periodische Zusammensetzungsfluktuationen von Zr und R in der Richtung der Nebenachse hat.
  4. R-T-B-System Seltenerdpermanentmagnet gemäß Anspruch 1, worin die in dem Sinterkörper enthaltene Menge an Sauerstoff 2.000 ppm oder weniger ist.
  5. R-T-B-System Seltenerdpermanentmagnet gemäß Anspruch 1, worin der Sinterkörper 0,1 bis 0,15 Gew.% Zr enthält.
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