DE69814762T2

DE69814762T2 - Hartmagnetische Legierung mit supergekühlter Schmelzregion,gesintertes Produkt davon und Anwendungen

Info

Publication number: DE69814762T2
Application number: DE69814762T
Authority: DE
Inventors: Koichi Fujita; Akihisa Inoue; Akihiro Makino
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1997-08-22
Filing date: 1998-08-13
Publication date: 2003-12-04
Anticipated expiration: 2018-08-14
Also published as: DE69814762D1; KR19990023782A; EP0898287A2; KR100320249B1; EP0898287B1; US6172589B1; EP0898287A3

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft eine hartmagnetische Legierung mit einem unterkühlten flüssigen Bereich, und insbesondere eine hartmagnetische Legierung, welche ausgezeichnete hartmagnetische Eigenschaften bei Raumtemperatur aufweist und zu einem massigen Dauermagneten mit einem gesinterten oder gegossenen Produkt geformt werden kann. Die vorliegende Erfindung betrifft auch einen Schrittmotor und einen Lautsprecher, in welchen die hartmagnetische Legierung eingesetzt ist.
Einige Arten von Multi-Element-Legierungen sind bereits dafür bekannt, dass sie einen breiten unterkühlten flüssigen Bereich vor der Kristallisierung aufweisen und Glaslegierungen bilden. Es ist auch bekannt, dass solche Glaslegierungen zu massigen Legierungen geformt werden können, die wesentlich dicker als amorphe Legierungsbänder sind, welche durch ein allgemein bekanntes Flüssigabschreckverfahren hergestellt werden.
Beispiele für herkömmliche, bekannte, amorphe Legierungsbänder umfassen Bänder aus amorphen Fe-P-C-System-Legierungen, die zum ersten Mal in den 60-iger Jahren des vorigen Jahrhunderts hergestellt wurden, (Fe,Co,Ni)-P-B-System- und (Fe,Co,Ni)-Si-B-System- Legierungen, die in 70-iger Jahren des vorigen Jahrhunderts hergestellt wurden, und (Fe,Co,Ni)-M (Zr,Hf,Nb)-System-Legierungen und (Fe,Co,Ni)-M (Zr,Hf,Nb)-B-System- Legierungen die in 80-iger Jahren des vorigen Jahrhunderts hergestellt wurden. Alle diese Legierungen werden durch Abschrecken bei einer Kühlrate im Bereich von 10&supmin;&sup5;ºC/s hergestellt, und die hergestellten Bänder haben eine Dicke von 50 um oder weniger.
Auf der anderen Seite werden Glaslegiertingen mit einer Dicke von mehreren Millimetern hergestellt, wobei solche Glaslegierungen Legierungen umfassen, welche die Ln-Al-TM-, Mg-Ln-TM- und Zr-Al-TM- (worin Ln ein Element der Seltenen Erden darstellt und TM ein Übergangselement darstellt) Systemzusammensetzungen und dergleichen aufweisen, die in den Jahren 1988 bis 1991 entdeckt wurden.
Jedoch zeigen alle konventionellen, bekannten Glaslegierungen keinen Magnetismus bei Raumtemperatur, und aus diesem Grund sind diese Legierungen industriell stark eingeschränkt, wenn sie als hartmagnetische Materialien in Betracht gezogen werden.
Wenn eine dicke Legierung mit einer amorphen einzelnen Phase hergestellt wird, wird deshalb die Kristallstruktur nach einer Wärmebehandlung fein und einheitlich ausgebildet, und gute magnetische Eigenschaften werden erwartet. Deshalb sind bislang Forschung und Entwicklung in Bezug auf die Glaslegierungen, die einen Hartmagnetismus bei Raumtemperatur aufweisen und die die Bildung von massigen Volumenprodukten ermöglichen, vorangetrieben worden.
Diese Legierungen mit verschiedenen Zusammensetzungen zeigen einen unterkühlten, flüssigkristallinen Flüssigzustand bei Raumtemperatur, jedoch ist die Temperaturbreite ΔTx des unterkühlten, flüssigen Bereichs, d. h. die Differenz (Tx-Tg) zwischen der Kristallisationstemperatur (Tx) und der Glasübergangstemperatur (Tg), im allgemeinen klein. Deshalb haben solche Legierungen tatsächlich eine geringe Fähigkeit Glaslegierungen zu bilden und sind folglich unpraktisch. Demgegenüber überwindet eine Legierung mit einem unterkühlten, flüssigen Bereich, der eine breite Temperaturbreite hat, die durch Kühlen eine Glaslegierung formen kann, die Dickenbeschränkungen von herkömmlichen, bekannten, amorphen Legierungsbändern, und folglich wird eine solche Legierung auf dem metallurgischen Gebiet stark beachtet. Ob jedoch eine solche Legierung als ein industrielles Material entwickelt werden kann oder nicht, hängt davon ab, ob eine Glaslegierung gefunden werden kann, die Ferromagnetismus bei Raumtemperatur zeigt.
Eine konventionelle, auf Fe basierende magnetische Legierung, die ein breites Temperaturintervall in dem unterkühlten flüssigen Bereich zeigt, ist in EP-A-0 867 897 diskutiert.
Ebenso umfassen Beispiele von herkömmlichen, bekannten Magnetmaterialien, die eine bessere Leistung als Ferritmagneten haben, Sm-Co-Sintermagneten, Fe-Nd-B- Sintermagneten, Fe-Nd-B-Abschreckmagneten und dergleichen. Um eine höhere Leistung zu erzielen, gibt es zahlreiche Forschungen an neuen Legierungsmagneten, wie zum Beispiel Fe- Sm-N-Magneten.
Jedoch müssen diese magnetischen Materialien 10 Atomprozent oder mehr Nd oder 8 Atomprozent oder mehr Sm enthalten, und haben folglich den Nachteil, dass die Produktionskosten höher als bei den Eisenmagneten sind, da eine große Menge eines teuren Elements der Seltenen Erden verwendet wird. Die Eisenmagnete werden mit geringeren Kosten hergestellt, als die Seltenen Erden-Magneten, haben jedoch unzureichende magnetische Eigenschaften. Deshalb gibt es Bedarf für ein magnetisches Material, des weniger kostet und bessere hartmagnetische Eigenschaften als Eisenmagnete hat.
Andererseits kann ein allgemein als "Verbundmagnet" bekannter Magnet, der durch Druckguss oder Spritzguss einer Mischung aus einem magnetischen Pulver und Gummi oder Plastbindemittel geformt ist, aufgrund der großen Gestaltungsfreiheit größtenteils in Form von elektronischen Teilen verwendet werden, weist jedoch das Problem einer geringen magnetischen Leistung wegen einer geringen Remanenzmagnetisierung und einer geringen Materialfestigkeit aufgrund des Einschlusses von Bindemittel auf.
Mögliche Anwendungen dieser Magneten umfassen einen Schrittmotor und einen Lautsprecher.
Der Schrittmotor ist ein spezieller Motor, in dem die Rotation durch einen kurzen Strompuls willkürlich gesteuert werden kann. Deshalb erfordert der Schrittmotor keine Rückkopplungssteuerung, ist geeignet zur Positionierung in einer offenen Schleife, und wird auf verschiedenen Gebieten als Antriebsquelle in einem Positionssteuersystem verwendet. Da ein Hybrid-Schrittmotor insbesondere ein hohes Drehmoment aufweist, klein ist, und eine präzise Positionssteuerung ausführen kann, wird der Hybrid-Schrittmotor als eine Antriebsquelle für einen Antriebsmechanismus in einem Kopierer, einem Computer oder dergleichen verwendet.
Die Eigenschaften einer hartmagnetischen Legierung werden durch die zweiten Quadranten von Hysteresekurven, d. h. Entmagnetisierungskurven, dargestellt. Nach Magnetisierung unterliegt die magnetische Legierung dem Gegenmagnetfeld, d. h. dem diamagnetischen Feld, das durch ihre Remanenzmagnetisierung erzeugt wird, und folglich wird der Arbeitspunkt (die magnetische Flussdichte (B) und Entmagnetisierungsfeld (H) eines Materials) durch einen Punkt p auf dessen Entmagnetisierungskurve dargestellt. An diesem Punkt stellt das Produkt (BH) das maximale Energieprodukt ((BH)max) dar.
Um das Drehmoment des Schrittmotors zu erhöhen, ist es wichtig eine hartmagnetische Legierung mit einem hohen maximalen Energieprodukt ((BH)max) zu verwenden.
Da das Drehmoment des Schrittmotors zum Produkt des durch den Schrittmotor fließenden Stroms und der Energie (U) des außerhalb der hartmagnetischen Legierung erzeugten magnetostatischen Felds proportional ist, wird das Drehmoment des Schrittmotors durch eine Erhöhung des maximalen Energieprodukts((BH)max) erhöht.
Um das maximale Energieprodukt ((BH)max) einer hartmagnetischen Legierung zu erhöhen, ist es notwendig die Form einer Entmagnetisierungskurve winkelig zu gestalten, um die von der Entmagnetisierungskurve, der Achse des Magnetfelds und der Magnetisierungsachse umrahmte Fläche zu erhöhen. So ist es notwendig das Remanenzverhältnis (Ir/Is) zu erhöhen, um die Remanenzmagnetisierung (Ir) und die Koerzitivkraft (iHc) zu erhöhen.
Deshalb wird als eine hartmagnetische Legierung für einen Rotor eines HB-Typ-Motors ein AL-Ni-Co-Fe-System-Magnet, ein Nd-Fe-B-System-Sintermagnet, ein Nd-Fe-B-Typ- Verbundmagnet, ein Sm-Co-System-Sintermagnet oder dergleichen verwendet.
Da jedoch in einem Schrittmotor, der einen Al-Ni-Co-Fe-System-Magneten verwendet, der Al-Ni-Co-Fe-System-Magnet eine Koerzitivkraft (iHc) von nur 1 kOe oder weniger aufweist, taucht das Problem auf, dass Schwierigkeiten bei dem Versuch die Größe des Schrittmotors zu verringern auftreten.
Obwohl ein Nd-Fe-B-System-Sintermagnet und ein Sm-Co-System-Sintermagnet eine hohe Koerzitivkraft (Hic) haben und deshalb für manche kleine Schrittmotoren verwendet werden, ist bei diesen Magneten notwendig, ein Materialpulver in dem Herstellungsverfahren zu sintern, was das Problem einer Erhöhung der Produktionskosten des Magneten aufwirft, wodurch die Herstellungskosten eines Schrittmotors erhöht werden.
Überdies wird ein Nd-Fe-B-System-Verbundmagnet durch Mischen eines Gummis oder Plastikbindemittels mit einem Magnetpulver, das durch Flüssigabschrecken einer hauptsächlich die Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase oder ein Fe&sub3;B-Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;-System- Austauschkraftmagnetpulver umfassenden Legierungsschmelze gebildet ist, und anschließendes Druckgießen oder Spritzgießen hergestellt, und weist wegen des Einschlusses des Bindemittels eine geringe Materialfestigkeit auf. Folglich entsteht das Problem, dass der Rotor eines Schrittmotors als eine Antriebseinheit eine geringe Festigkeit hat.
Auch im Hinblick auf die Materialfestigkeit ist ein Band mit einer Dicke von ca. 50 um oder weniger, das durch Abschrecken einer Schmelze einer Nd-Fe-B-System-Legierung gewonnen wird, bevorzugt. Jedoch müssen bei der Verwendung eines solchen hartmagnetischen Legierungsbands als Rotor eines Schrittmotors viele Bänder geschichtet werden, wodurch das Problem eines Anstiegs der Produktionskosten des Schrittmotors auftritt.
Ein in herkömmlicher Weise bekannter Lautsprecher umfasst schematisch ein aus Eisen gefertigtes Polstück, ein auf der Außenseite des Polstücks mit einer Lücke dazwischen angeordnetes zylindrisches Joch, obere und untere Lautsprechermagnetringe, die in der Lücke zwischen dem Polstück und dem Joch angeordnet sind, und eine konische Membran. Zusätzlich ist eine Schwingspule in dem von den Lautsprechermagneten geformten Magnetzwischenraum angeordnet, wobei die Schwingspule mit der konischen Membran verbunden ist. Wenn in einem solchen Lautsprecher ein Klangstrom von einem Verstärker zu der Schwingspule fließt, wird die mit der Schwingspule verbundene Membran bewegt, so dass Töne abgegeben werden können.
In einem konventionellen Lautsprecher wird ein Eisenmagnet oder ein Al-Ni-Co-Fe-System- Magnet als ein Lautsprechermagnetmaterial verwendet, und ein Nd-Fe-B-System-Magnet oder ein Sm-Co-System-Magnet wird als ein Magnetmaterial verwendet, das eine Leistung hat, die besser ist als die des Eisenmagneten und Al-Ni-Co-Fe-System-Magneten. Außerdem sind viele Forschungen gemacht worden, um eine höhere Leistung durch Verwendung neuer Legierungsmagneten, wie eine Sm-Fe-N-System-Legierung und dergleichen, zu erreichen.
Jedoch erfordern, wie oben beschrieben ist, der Nd-Fe-B-System-Magnet, der Sm-Co- System-Magnet und der Sm-Fe-N-System-Magnet 10 Atomprozent oder mehr von Nd oder 8 Atomprozent oder mehr von Sm, und haben somit den Nachteil, dass die Herstellungskosten höher sind als bei einem Eisenmagneten und Al-Ni-Co-Fe-System-Magneten, da eine große Menge eines teuren Elements der Seltenen Erden verwendet wird. Zusätzlich ist der Sm-Co- System-Magnet ein teurerer Magnet als der Nd-Fe-B-System-Magnet und ist demzufolge nicht praktikabel. Auf der anderen Seite kostet der Al-Ni-Co-Fe-System-Magnet weniger als ein Seltene-Erden-Magnet, zeigt jedoch das Problem einer überaus geringen Koerzitivkraft. Es gibt folglich Bedarf für ein Lautsprechermagnetmaterial, welches weniger kostet und bessere hartmagnetische Eigenschaften hat als ein Eisenmagnet.
Dementsprechend liegt eine erste Aufgabe der vorliegenden Erfindung darin, eine hartmagnetische Legierung anzugeben, die einen unterkühlten flüssigen Bereich mit einer großen Temperaturbreite ΔTx, einen ausgezeichneten Hartmagnetismus bei Raumtemperatur und eine ausgezeichnete Festigkeit als Material aufweist, und welche zu einer voluminöseren Gestalt als ein amorphes Legierungsband, das durch ein konventionelles Flüssigabschreckverfahren gewonnen wird, geformt werden kann.
Eine zweite Aufgabe der vorliegenden Erfindung liegt darin, ein Formteil aus einer hartmagnetischen Legierung bereitzustellen, das eine ausgezeichnete Materialfestigkeit und eine ausgezeichnete Magnetleistung aufweist.
Eine dritte. Aufgabe der vorliegenden Erfindung liegt darin, einen Gussmagneten anzugeben, der eine ausgezeichnete Materialfestigkeit und Magnetleistung und eine hohe Gestaltungsfreiheit aufweist, und welcher als ein Dauermagnet verwendet werden kann.
Eine vierte Aufgabe der vorliegenden Erfindung liegt darin, einen Schrittmotor anzugeben, der eine Miniaturisierung ermöglicht, der einen Rotor mit einer hohen Festigkeit aufweist, und der mit geringen Herstellungskosten hergestellt werden kann.
Eine fünfte Aufgabe der vorliegenden Erfindung liegt darin, eine hartmagnetische Legierung anzugeben, welche einen unterkühlten flüssigen Bereich mit einer großen Temperaturbreite ΔTx, einen ausgezeichneten Hartmagnetismus bei Raumtemperatur und eine ausgezeichnete Materialstärke aufweist, welche zu einer voluminöseren Gestalt als ein durch ein konventionelles Flüssigabschreckverfahren gewonnenes amorphes Legierungsband geformt werden kann, und welche weniger kostet als ein Seltene-Erden-Magnet, und einen Lautsprecher bereitzustellen, der die hartmagnetische Legierung als ein Lautsprechermagnetmaterial verwendet.
Die hartmagnetische Legierung mit einem unterkühlten flüssigen Bereich gemäß der vorliegenden Erfindung wird durch Wärmebehandlung einer glasartigen Legierung bei einer Heizrate von 20ºC/min oder mehr gewonnen, wobei die glasartige Legierung Fe als eine Hauptkomponente, wenigstens ein Element R, gewählt aus den Elementen der Seltenen Erden, wenigstens ein Element M, gewählt aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W und Cu, und B umfasst, und einen unterkühlten flüssigen Bereich mit einer Temperaturbreite ΔTx von 20ºC oder mehr aufweist, der durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg (worin Tx die Kristallisationstemperatur ist und Tg die Glasübergangstemperatur ist) dargestellt wird.
Die hartmagnetische Legierung mit einem unterkühlten flüssigen Bereich gemäß der vorliegenden Erfindung kann durch die folgende Formel dargestellt werden:
Fe100-x-y-z-wRxMyTzBw
worin T wenigstens ein aus Co und Ni gewähltes Element ist, und die Zusammensetzungsverhältnisse x, Y, Z und w, in Atomprozent, 2 Atomprozent ≤ x ≤ 15 Atomprozent, 2 Atomprozent ≤ y ≤ 20 Atomprozent, 0 ≤ z ≤ 20 Atomprozent bzw. 10 Atomprozent ≤ w ≤ 30 Atomprozent genügen.
Die hartmagnetische Legierung mit einem unterkühlten flüssigen Bereich gemäß der vorliegenden Erfindung kann durch die folgende Formel dargestellt werden:
Fe100-x-y-z-w-tRxMyTzBwLt
worin T wenigstens ein aus Co und Ni gewähltes Element ist, die Zusammensetzungsverhältnisse x, Y, Z, w und t, in Atomprozent. 2 Atomprozent ≤ x ≤ 15 Atomprozent, 2 Atomprozent ≤ y ≤ 20 Atomprozent, 0 ≤ z ≤ 20 Atomprozent, 10 Atomprozent ≤ w ≤ 30 Atomprozent bzw. 0 ≤ t ≤ 5 Atomprozent genügen, und L wenigstens ein aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, Ga, Sn, C und P gewähltes Element ist.
In der vorliegenden Erfindung kann die einer Wärmebehandlung unterworfene hartmagnetische Legierung eine kristalline Phase, die aus wenigstens einer aus einer α-Fe- Phase und Fe&sub3;B-Phase zusammengesetzt ist, und einer kristallinen Phase, die aus einer Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase zusammengesetzt ist, umfassen, welche beide ausgefällt sind.
In der vorliegenden Erfindung kann sogar dann, wenn die hartmagnetische Legierung geringe Mengen von im Herstellungsprozess unvermeidlichen Verunreinigungen enthält, z. B. Oxide der Seltenen Erden und dergleichen, diese als im Rahmen der technischen Idee der hartmagnetischen Legierung der vorliegenden Erfindung liegend, angesehen werden.
Um die Aufgaben der vorliegenden Erfindung zu erfüllen, gibt die vorliegende Erfindung einen Sinterling aus einer hartmagnetischen Legierung an, welcher durch Sintern unter Hitze und Druck eines Glaslegierungspulvers gewonnen wird, welches Fe als ein Basismetall, wenigstens ein Element R aus den Seltenen Erden, wenigstens ein Element M, gewählt aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W und Cu, und B umfasst, und einen unterkühlten flüssigen Bereich mit einer Temperaturbreite ΔTx von 20ºC oder mehr aufweist, welche durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg dargestellt ist (worin Tx die Kristallisationstemperatur ist und Tg die Glasübergangstemperatur ist), wobei dem Glaslegierungspulver gleichzeitig eine magnetische Anisotropie auferlegt wird.
Die Glaslegierung hat vorzugsweise die durch die folgende Formel (1) dargestellte Zusammensetzung:
Fe100-x-y-z-wRxMyTzBw Formel (1)
worin R ein Element der Seltenen Erden ist, T wenigstens ein aus Co und Ni gewähltes Element ist, und die Zusammensetzungsverhältnisse x, Y, Z und w, in Atomprozent, 2 Atomprozent ≤ x ≤ 15 Atomprozent, 2 Atomprozent ≤ y ≤ 20 Atomprozent, 0 ≤ z ≤ 20 Atomprozent bzw. 10 Atomprozent ≤ w ≤ 30 Atomprozent genügen. Zudem kann Element L (wenigstens ein Element, gewählt aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, Ga, Sn, C und P) bis zu einer Obergrenze von 5 Atomprozent zugegeben werden.
Für die Herstellung des Sinterlings aus einer hartmagnetischen Legierung zeigt die vorliegende Erfindung auch ein Verfahren zur Herstellung des Sinterlings aus einer hartmagnetischen Legierung, das ein Sintern der Glaslegierung unter Hitze und Druck durch ein Funkenplasmasinterverfahren umfasst, wobei gleichzeitig dem Glaslegierungspulver eine magnetische Anisotropie vermittelt wird. Zudem liegt die Sintertemperatur Ts vorzugsweise in dem Bereich der Kristallisationstemperatur Tx ± 250 (K) und der Sinterdruck liegt vorzugsweise in einem Bereich von 200 bis 1500 MPa.
Um die Aufgaben der vorliegenden Erfindung zu erfüllen, zeigt die vorliegende Erfindung einen Gussmagneten, gewonnen durch Gießen einer Glaslegierungszusammensetzung, welche Fe als ein Grundmetall, wenigstens ein Element R der Seltenen Erden, wenigstens ein Metall M, gewählt aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W und Cu, und B umfasst, und einen unterkühlten flüssigen Bereich hat, der eine Temperaturbreite ΔTx von 20ºC oder mehr hat, dargestellt durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg (worin Tx die Kristallisationstemperatur ist und Tg die Glasübergangstemperatur ist), und anschließendes Durchführen einer Wärmebehandlung, um eine weichmagnetische Phase und eine hartmagnetische Phase auszufällen.
Die Zusammensetzung der Glaslegierung wird vorzugsweise durch folgende Formel (1) dargestellt:
Fe100-x-y-z-wRxMyTzBw Formel (1)
worin R das Element der Seltenen Erden ist, M das Metall ist, T wenigstens ein aus Co und Ni gewähltes Element ist, und die Zusammensetzungsverhältnisse x, Y, Z und w, in Atomprozent, 2 Atomprozent ≤ x ≤ 15 Atomprozent, 2 Atomprozent ≤ y ≤ 20 Atomprozent, 0 ≤ z ≤ 20 Atomprozent bzw. 10 Atomprozent ≤ w ≤ 30 Atomprozent genügen. Zudem kann Element (wenigstens ein Element, gewählt aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, Ga, Sn, C und P) bis zu einer Obergrenze von 5 Atomprozent zugegeben werden.
Die vorliegende Erfindung zeigt auch ein Verfahren zur Herstellung des Gussmagneten, umfassend ein Schmelzen der Glaslegierungszusammensetzung, ein Gießen der sich ergebenden Schmelze zum Formen eines verfestigten Produkts aus der Glaslegierung, und das anschließende Durchführen einer Wärmebehandlung zum Ausfällen einer weichmagnetischen Phase und einer hartmagnetischen Phase. Die Wärmebehandlung des durch Gießen der Glaslegierung gewonnenen Produkts wird vorzugsweise bei einer Temperatur im Bereich von 500 bis 850ºC ausgeführt.
Um die Aufgaben der vorliegenden Erfindung zu erfüllen, umfasst die Erfindung ferner den folgenden Aufbau.
Ein Schrittmotor der vorliegenden Erfindung umfasst einen Stator mit einem Elektromagneten und einen Rotor mit einer hartmagnetischen Legierung, die einen unterkühlten flüssigen Bereich hat, wobei die hartmagnetische Legierung Fe als eine Hauptkomponente, wenigstens ein Element R, gewählt aus den Elementen der Seltenen Erden, wenigstens ein Element M, gewählt aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W und Cu, und B umfasst, und einen unterkühlten flüssigen Bereich hat mit einer Temperaturbreite ΔTx von 20 K oder mehr, dargestellt durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg (worin Tx die Kristallisationstemperatur ist und Tg die Glasübergangstemperatur ist).
In dem oben genannten Schrittmotor der vorliegenden Erfindung kann die hartmagnetische Legierung mit einem unterkühlten flüssigen Bereich die durch die folgende Formel dargestellte Zusammensetzung haben:
Fe100-x-y-z-wRxMyTzBw
worin T wenigstens ein aus Co und Ni gewähltes Element ist, und die Zusammensetzungsverhältnisse x, Y, Z und w, in Atomprozent, 2 ≤ x ≤ 15, 2 ≤ y ≤ 20, 0 ≤ z ≤ 20 bzw. 10 ≤ w ≤ 30 genügen.
In dem oben genannten Schrittmotor der vorliegenden Erfindung kann die hartmagnetische Legierung mit einem unterkühlten flüssigen Bereich die durch die folgende Formel dargestellte Zusammensetzung haben:
Fe100-x-y-z-w-tRxMyTzBwLt
worin T wenigstens ein aus Co und Ni gewähltes Element ist, L wenigstens ein aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, Ga, Sn, C und P gewähltes Element ist, und die Zusammensetzungsverhältnisse x, Y, Z, w und t, in Atomprozent, 2 ≤ x ≤ 15, 2 ≤ y ≤ 5 ≤ 20, 0 ≤ z ≤ 20, 10 ≤ w ≤ 30 bzw. 0 ≤ t ≤ 5 genügen.
In dem oben beschriebenen Schrittmotor der vorliegenden Erfindung wird die hartmagnetische Legierung durch Wärmebehandlung erhalten, und umfasst die ausgefällte kristalline Phase, die aus wenigstens einer aus einer α-Fe-Phase und Fe&sub3;B-Phase zusammengesetzt ist, und die ausgefällte kristalline Phase, die aus einer Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase zusammengesetzt ist.
Ein Lautsprecher der vorliegenden Erfindung umfasst einen Lautsprechermagneten mit einer hartmagnetischen Legierung, enthaltend Fe als eine Hauptkomponente, wenigstens ein aus den Seltenen Erden gewähltes Element R, wenigstens ein Element M, gewählt aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W und Cu, und B, und einen unterkühlten flüssigen Bereich mit einer Temperaturbreite ΔTx von 20ºC oder mehr, welche durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg dargestellt ist (worin Tx die Kristallisationstemperatur angibt und Tg die Glasübergangstemperatur angibt).
Die hartmagnetische Legierung mit einem unterkühlten flüssigen Bereich kann durch die folgende Zusammensetzungsformel dargestellt werden:
Fe100-x-y-z-wRxMyTzBw
worin T wenigstens ein aus Co und Ni gewähltes Element ist, und die Zusammensetzungsverhältnisse x, Y, Z und w, in Atomprozent, 2 ≤ x ≤ 15, 2 ≤ y ≤ 20, 0 ≤ z ≤ 20 bzw. 10 ≤ w ≤ 30 genügen.
Die hartmagnetische Legierung mit einem unterkühlten flüssigen Bereich kann durch die folgende Zusammensetzungsformel dargestellt werden:
Fe100-x-y-z-w-tRxMyTzBwLt
worin T wenigstens ein aus Co und Ni gewähltes Element ist, L wenigstens ein aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, Ga, Sn, C und P gewähltes Element ist, und die Zusammensetzungsverhältnisse x, Y, Z, w und t, in Atomprozent, 2 ≤ x ≤ 15, 2 ≤ y ≤ 20, 0 ≤ z ≤ 20, 10 ≤ w ≤ 30 bzw. 0 ≤ t ≤ 5 genügen.
Die hartmagnetische Legierung mit einem unterkühlten flüssigen Bereich kann einer Wärmebehandlung unterworfen werden, und umfasst die ausgefällte kristalline Phase, die aus wenigstens einer aus einer α-Fe-Phase und Fe&sub3;B-Phase zusammengesetzt ist, und die ausgefällte kristalline Phase, die aus einer Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase zusammengesetzt ist.
In der vorliegenden Erfindung kann sogar dann, wenn die hartmagnetische Legierung geringe Mengen an Verunreinigungen enthält, die in dem Herstellungsprozess unvermeidlich sind, beispielsweise Oxide der Seltenen Erden und dergleichen, diese als im Rahmen der technischen Idee der erfindungsgemäßen hartmagnetischen Legierung mit einem unterkühlten flüssigen Bereich liegend angesehen werden.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 ist eine Schnittansicht, die den Aufbau eines Hauptabschnitts eines Beispiel einer Funkenplasmasintervorrichtung zeigt, welche zum Durchführen eines Verfahrens zur Herstellung eines Sinterlings aus einer hartmagnetischen Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet wird;
Fig. 2 ist eine Zeichnung, die ein Beispiel der Wellenformen des Pulsstroms zeigt, die einem Legierungspulver in der in Fig. 1 gezeigten Funkenplasmasintervorrichtung angelegt werden;
Fig. 3 ist eine Vorderansicht, die den Gesamtaufbau eines Beispiels für eine Funkenplasmasintervorrichtung zeigt, welche zur Durchführung eines Verfahrens zur Herstellung eine Sinterlings aus einer hartmagnetischen Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet wird;
Fig. 4 ist eine schematische Zeichnung, die ein Beispiel einer Gießvorrichtung zeigt, die für die Herstellung eines Gussmagneten der vorliegenden Erfindung verwendet wird;
Fig. 5 ist eine schematische Zeichnung, die den Zustand zeigt, bei welchem die in Fig. 4 gezeigt Gießvorrichtung verwendet wird;
Fig. 6 ist eine schematische Zeichnung, die ein weiteres Beispiel für eine Gießvorrichtung zeigt;
Fig. 7 ist eine perspektivische Schnittansicht, die einen Hybrid-Schrittmotor zeigt;
Fig. 8 ist eine Zeichnung, die einen Rotor eines Hybrid-Schrittmotors zeigt, in welcher Fig. 8A eine Schnittansicht des Rotors ist, und Fig. 8B eine schematische Zeichnung ist, die die Lagebeziehung der beiden Rotorzahnpole des Rotors zeigt;
Fig. 9 ist eine Zeichnung, die die Funktion eines Hybrid-Schrittmotors darstellt, in welcher Fig. 9A eine vergrößerte schematische Zeichnung eines Rotors und eines Stators ist, und Fig. 9B eine vergrößerte schematische Zeichnung eines weiteren Rotors und Stators ist;
Fig. 10 ist eine Zeichnung, die die Funktion eines Hybrid-Schrittmotors darstellt, in welcher Fig. 10A eine vergrößerte schematische Zeichnung eines Rotors und eines Stators ist, und Fig. 1 OB eine vergrößerte schematische Zeichnung eines weiteren Rotors und Stators ist;
Fig. 11 ist eine Schnittansicht, die einen Lautsprecher entsprechend einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 12 ist eine Schnittansicht, die einen Lautsprecher entsprechend einer zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 13 ist ein Diagramm, das die Ergebnisse der Messung von DSC-Kurven von Bandproben mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd10-zZrxB&sub2;&sub0; (x = 0, 2, 4 und 6 Atomprozent) nach Abschreckung in einem Einzelwalzenherstellungsverfahren zeigt;
Fig. 14 ist ein Diagramm, das die Ergebnisse einer Röntgendiffraktionsanalyse einer Bandprobe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Zr&sub4;B&sub2;&sub0; nach Glühen bei 560ºC (833 K) für 300 s, und einer Bandprobe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub4;Zr&sub6;B&sub2;&sub0; nach Glühen bei 570ºC (843 K) für 300 s zeigt;
Fig. 15 ist ein Diagramm, das die Röntgendiffraktionsabbildungen von Beispielen für als Sinterrohmaterial verwendeten Glaslegierungen zeigt;
Fig. 16 ist eine Kurve, die die Abhängigkeit von magnetischen Eigenschaften von der Wärmebehandlungstemperatur in Bezug auf Bandproben mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd10-zCrxB&sub2;&sub0; (x = 0, 2, 4 und 6 Atomprozent) nach Wärmebehandlung bei 560 bis 900ºC bei einer Haltezeit von 300 s zeigt;
Fig. 17 ist eine Kurve, die die Abhängigkeit von magnetischen Eigenschaften von der Wärmebehandlungstemperatur in Bezug auf eine Bandprobe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Cr&sub4;B&sub2;&sub0; nach Wärmebehandlung zeigt;
Fig. 18 ist eine Kurve, die die I-H-Schleifen einer Bandprobe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub8;Cr&sub2;B&sub2;&sub0; vor und nach Wärmebehandlung zeigt;
Fig. 19 ist eine Kurve, die die I-H-Schleifen einer Bandprobe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Cr&sub4;B&sub2;&sub0; vor und nach Wärmebehandlung zeigt;
Fig. 20 ist eine Kurve, die die I-H-Schleifen einer Bandprobe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub4;Cr&sub6;B&sub2;&sub0; vor und nach Wärmebehandlung zeigt;
Fig. 21 ist eine Kurve, die die I-H-Schleifen einer Bandprobe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0; vor und nach Wärmebehandlung zeigt;
Fig. 22 ist ein Diagramm, das eine DSC-Kurve einer dünnen Bandprobe aus einer Glaslegierung mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Cr&sub4;B&sub2;&sub0; zeigt;
Fig. 23 ist ein Diagramm, das eine TMA-Kurve und eine DTMA-Kurve einer dünnen Bandprobe aus einer Glaslegierung mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Cr&sub4;B&sub2;&sub0; zeigt; und
Fig. 24 ist eine Kurve, die eine DSC-Kurve eines glaslegierten, verfestigten Produkts mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Cr&sub4;B&sub2;&sub0; zeigt.
Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung werden mit Bezug auf die Zeichnungen ausschließlich beispielhaft beschrieben.
Eine hartmagnetische Legierung mit einem unterkühlten flüssigen Bereich der vorliegenden Erfindung wird durch Wärmebehandlung einer Glaslegierung mit einer Temperaturanstiegsrate von 20ºC/min oder mehr gewonnen, wobei die Glaslegierung Fe als eine Hauptkomponente, wenigstens ein Element R, gewählt aus den Elementen der Seltenen Erden, wenigstens ein Element M, gewählt aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W und Cu, und B, umfasst, und einen unterkühlten flüssigen Bereich mit einer Temperaturbreite ΔTx von 20ºC oder mehr aufweist, welche durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg dargestellt ist (worin Tx die Kristallisationstemperatur angibt und Tg die Glasübergangstemperatur angibt).
Das obige Zusammensetzungssystem enthält vorzugsweise notwendig Cr, weil ΔTx 40ºC oder mehr beträgt.
Ein Beispiel der hartmagnetischen Legierung mit einem unterkühlten flüssigen Bereich gemäß der vorliegenden Erfindung kann durch die folgende Formel dargestellt werden:
Fe100-x-y-z-wRxMyTzBw
worin T wenigstens ein aus Co und Ni gewähltes Element ist, und die Zusammensetzungsverhältnisse x, Y, Z und w, in Atomprozent, Atomprozent 2 ≤ x ≤ 15 Atomprozent, 2 Atomprozent ≤ y ≤ 20 Atomprozent, 0 ≤ z ≤ 20 Atomprozent bzw. 10 Atomprozent ≤ w ≤ 30 Atomprozent genügen.
Ein weiteres Beispiel der hartmagnetischen Legierung mit einem unterkühlten flüssigen Bereich gemäß der vorliegenden Erfindung ist durch die folgende Formel dargestellt::
Fe100-x-y-z-w-tRxMyTzBwLt
worin T wenigstens ein aus Co und Ni gewähltes Element ist, die Zusammensetzungsverhältnisse x, Y, Z, w und t, in Atomprozent, Atomprozent 2 ≤ x ≤ 15 Atomprozent, 2 Atomprozent ≤ y ≤ 20 Atomprozent, 0 ≤ z ≤ 20 Atomprozent, 10 Atomprozent ≤ w ≤ 30 Atomprozent bzw. 0 Atomprozent ≤ t ≤ 5 Atomprozent genügen, und L wenigstens ein Element, gewählt aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, Ga, Sn, C und P, ist.
In der vorliegenden Erfindung liegt in der Zusammensetzungsformel Fe100-x-y-z-wRxMyTzBw oder Fe100-x-y-z-w-tRxMyTzBwLt das Zusammensetzungsverhältnis x vorzugsweise in einem Bereich von 2 Atomprozent ≤ x ≤12 Atomprozent, und stärker bevorzugt in einem Bereich von 2 Atomprozent ≤ x ≤ 8 Atomprozent.
In der vorliegenden Erfindung liegt in der Zusammensetzungsformel Fe100-x-y-z-wRxMyTzBw oder Fe100-x-y-z-w-tRxMyTzBwLt das Zusammensetzungsverhältnis y vorzugsweise in einem Bereich von 2 Atomprozent ≤ y ≤ 15 Atomprozent, und stärker bevorzugt in einem Bereich von 2 Atomprozent ≤ y ≤ 6 Atomprozent.
In der vorliegenden Erfindung liegt in der Zusammensetzungsformel Fe100-x-y-z-wRxMyTzBw oder Fe100-x-y-z-w-tRxMyTzBwLt das Zusammensetzungsverhältnis z vorzugsweise in einem Bereich von 0,1 Atomprozent ≤ z ≤ 20 Atomprozent, und stärker bevorzugt in einem Bereich von 2 Atomprozent ≤ z ≤ 10 Atomprozent.
In der vorliegenden Erfindung kann in der Zusammensetzungsformel Fe100-x-y-z-wRxMyTzBw oder Fe100-x-y-z-w-tRxMyTzBwLt das Element M durch (Cr1-aM'a) dargestellt werden, worin M' wenigstens ein Element, gewählt aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W und Cu, ist, und 0 ≤ a ≤ 1 ist. Ferner liegt in der durch die obige Formel gegebenen hartmagnetischen Legierung das Zusammensetzungsverhältnis a vorzugsweise in dem Bereich von 0 ≤ a ≤ 0,5.
Bei der Wärmebehandlung der vorliegenden Erfindung wird die Erhitzung vorzugsweise bei einer Haltetemperatur von 500 bis 850ºC durchgeführt, stärker bevorzugt bei 550 bis 750ºC, weil eine hartmagnetische Legierung mit verbesserter Koerzitivkraft und einem maximalen Energieprodukt erhalten werden kann. Nach Wärmebehandlung (Erwärmen) wird die hartmagnetische Legierung mittels Wasserabschreckung oder dergleichen abgekühlt.
Im Hinblick auf Verbesserungen bei der Koerzitivkraft und für ein maximales Energieprodukt der hartmagnetischen Legierung, beträgt bei der Wärmebehandlung die Rate des Temperaturanstiegs bis zur Haltetemperatur 20ºC/min oder mehr, vorzugsweise 20 bis 80ºC/min. und stärker bevorzugt 40 bis 80ºC/min.
In der vorliegenden Erfindung kann die obige Wärmebehandlung der Glaslegierung in dem obigen Zusammensetzungssystem ein Ausfällen einer kristallinen Phase, die aus wenigstens einer aus einer α-Fe-Phase und einer Fe&sub3;B-Phase zusammengesetzt ist, und einer kristallinen Phase, zusammengesetzt aus einer Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase, verursachen. Da die durch die Wärmebehandlung gewonnene hartmagnetische Legierung einen Mischphasenzustand mit einer weichmagnetischen Phase, die aus der präzipitierten α-Fe-Phase zusammengesetzt ist, und einer hartmagnetischen Phase, die aus der präzipitierten Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase zusammengesetzt ist, aufweist, zeigt sie somit die Eigenschaften eines Austauschkraftmagneten, in welchem die weichmagnetische Phase und die hartmagnetische Phase magnetisch gekoppelt sind. In der vorliegenden Erfindung wird die Legierung mit ΔTx vor der Wärmebehandlung als eine Glaslegierung betrachtet und von einer amorphen Legierung ohne ΔTx unterschieden.

(Grund für die Begrenzung der Zusammensetzung)

In dem Zusammensetzungssystem der vorliegenden Erfindung sind Fe als eine Hauptkomponente und Co Elemente, welche den Magnetismus tragen und wichtig sind, um eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte und ausgezeichnete hartmagnetische Eigenschaften zu erhalten.
In einem Zusammensetzungssystem, das eine große Menge Fe enthält, neigt ΔTx zum Anstieg, und der Wert von ΔTx kann durch geeignetes Einstellen des Co-Gehalts erhöht werden. Die Kombination mit einem anderen Element ermöglicht einen Anstieg in dem Wert von ΔTx ohne Verschlechterung in den magnetischen Eigenschaften, und hat die Wirkung eines Anstiegs der Curie-Temperatur und einer Verringerung des Temperaturkoeffizienten.
Um insbesondere ein ΔTx zu gewährleisten, liegt das Zusammensetzungsverhältnis z von Element T vorzugsweise in dem Bereich von 0 ≤ z ≤ 20 Atomprozent, und um ein ΔTx von 20ºC und mehr zu gewährleisten, liegt das Zusammensetzungsverhältnis z von Element T vorzugsweise in dem Bereich von 2 Atomprozent ≤ z ≤ 10 Atomprozent.
Co kann wunschgemäß teilweise oder vollständig durch Ni ersetzt werden.
R ist wenigstens ein Element, das aus den Elementen der Seltenen Erden gewählt ist (Y, La, Ce, Pr, Nd, Gd, Tb, Dy, Ho und Er). Da eine R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase, die aus einer Komponente eines Elements der Seltenen Erden zusammengesetzt ist, eine monoaxiale magnetische Anisotropie erzeugt, ist R ein Element, das bei einer Zunahme der Koerzitivkraft (iHc) wirksam ist, und der R-Gehalt liegt vorzugsweise in dem Bereich von 2 Atom bis 15 Atomprozent. Um eine hohe Magnetisierung ohne eine Verringerung des Fe-Gehalts zu erhalten, und ein magnetisches Gleichgewicht mit der Koerzitivkraft (iHc) zu erhalten, liegt der Gehalt von R vorzugsweise im Bereich von 2 Atomprozent bis 12 Atomprozent, stärker bevorzugt im Bereich von 2 Atomprozent bis 8 Atomprozent.
M ist wenigstens ein Element, gewählt aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W und Cu, welches Elemente sind, die bei der Erzeugung einer amorphen Phase wirksam sind, und der M-Gehalt liegt vorzugsweise im Bereich von 2 Atomprozent bis 20 Atomprozent. Um höhere magnetische Eigenschaften zu erhalten, beträgt der M-Gehalt vorzugsweise 2 Atomprozent bis 15 Atomprozent, stärker bevorzugt 2 Atomprozent bis 6 Atomprozent. Von diesen Elementen M ist Cr besonders effektiv. Cr kann zum Teil durch wenigstens ein Element, gewählt aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W und Cu ersetzt werden. Anstelle dessen kann mit einem Zusammensetzungsverhältnis a in dem Bereich von 0 ≤ a ≤ 1 ein hohes ΔTx erhalten werden. Jedoch, um ein besonders hohes ΔTx zu gewährleisten, liegt das Zusammensetzungsverhältnis a vorzugsweise in dem Bereich von 0 ≤ a ≤ 0,5. Von den Elementen M hat Cu die Wirkung zu verhindern, dass die Kristalle bei der Kristallisierung vergrößert werden, um so einen Hartmagnetismus zu ergeben und die hartmagnetischen Eigenschaften zu verbessern.
B hat die starke Eigenschaft eine amorphe Phase zu bilden, und die zugefügte Menge von B beträgt 10 Atomprozent bis 30 Atomprozent. Mit einer zugefügten Menge von B, die weniger als 10 Atomprozent ist, verschwindet ΔTx in unerwünschter Weise, und mit einer Menge von über 30 Atomprozent verschlechtern sich in unerwünschter Weise die magnetischen Eigenschäften. Um eine höhere amorphe Formbarkeit und gute magnetische Eigenschaften zu erhalten, beträgt die zugefügte Menge an B vorzugsweise 14 Atomprozent bis 20 Atomprozent.
Überdies kann wenigstens ein Element L, gewählt aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, Ga, Sn, C und P zu dem Zusammensetzungssystem gegeben werden.
In der vorliegenden Erfindung kann wenigstens eines dieser Elemente in dem Bereich von 0 bis 5 Atomprozent zugefügt werden. Wenigstens eines dieser Elemente wird zugegeben, um im wesentlichen die Korrosionsbeständigkeit zu verbessern. Außerhalb des Bereiches verschlechtern sich die hartmagnetischen Eigenschaften und die Glasformungsfähigkeit verschlechtert sich in unerwünschter Weise.
Um die hartmagnetische Legierung mit dem obigen Zusammensetzungssystem herzustellen, werden z. B. einzelne Pulver oder einzelne Blöcke (welche vorher teilweise legiert sein können) der jeweiligen Elemente vorbereitet und dann gemischt, so dass die obigen Zusammensetzungsbereiche erhalten werden. Anschließend werden die vermischten Pulver in einer Schmelzvorrichtung, wie einem Schmelztiegel, in einer Atmosphäre aus inertem Gas, wie z. B. Ar oder dergleichen, geschmolzen, um eine Legierungsschmelze mit der vorbestimmten Zusammensetzung zu erhalten.
Anschließend wird die Legierungsschmelze in eine Gießform gegossen und langsam abgekühlt oder durch ein Einzelwalzenverfahren abgeschreckt, um eine Glaslegierung zu erhalten. Die so erhaltene Glaslegierung wird einer Wärmebehandlung unterzogen, um die vorbestimmten kristallinen Phasen auszufällen. Als ein Ergebnis kann ein voluminöses dauermagnetisches Formteil, das dicker ist als ein durch ein herkömmliches Flüssigabschreckverfahren gewonnenes amorphes dünnes Band leicht gewonnen werden, ohne dass Gummi oder ein Plastik enthalten ist. In diesem Verfahren beträgt die Temperaturanstiegsrate in der Wärmebehandlung 20ºC/min oder mehr.
Das Einzelwalzenverfahren ist ein Verfahren, das eine Abschreckung einer Schmelze durch Sprühen auf eine sich drehende Metallwalze umfasst, um ein dünnes Band aus einer amorphen Legierung zu erhalten.
In der so erhaltenen voluminösen Glaslegierung formt die Wärmebehandlung einer Glaslegierung mit der obigen Zusammensetzung bei einer Temperaturanstiegsrate von 20ºC/min oder mehr einen Mischphasenzustand, der die weichmagnetische Phase, die aus der ausgefällten α-Fe-Phase zusammengesetzt ist, und die hartmagnetische Phase, die aus der ausgefällten Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase zusammengesetzt ist, umfasst. Ebenso kann die Eigenschaft der Austauschkopplung der weichmagnetischen Phase und der hartmagnetischen Phase verbessert werden, um die Koerzitivkraft und das maximale magnetische Energieprodukt zu erhöhen, wodurch ausgezeichnete hartmagnetische Eigenschaften erhalten werden.
Die voluminöse hartmagnetische Legierung enthält kein Bindemittel, wie Gummi, Plastik oder dergleichen, und hat folglich gute magnetische Eigenschaften und den Vorteil einer hohen Materialfestigkeit. Die voluminöse hartmagnetischen Legierung hat auch eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit und eine gute Rostbeständigkeit.
Es wird ein Sinterling aus der hartmagnetischen Legierung entsprechend einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung mit Bezug auf die Zeichnungen beschrieben.
Fig. 1 zeigt einen Hauptabschnitt einer Funkenplasmasintervorrichtung, die zur Herstellung eines Sinterlings aus der hartmagnetischen Legierung (im folgenden als der "Sinterling der vorliegenden Erfindung" bezeichnet) der vorliegenden Erfindung geeignet ist. Die Funkenplasmasintervorrichtung umfasst eine zylindrischen Matrize 1, einen oberen Stempel 2 und einen unteren Stempel 3, die beide in die Matrize 1 eingefügt sind, eine Stempelelektrode 4, welche den unteren Stempel 3 stützt und als eine der Elektroden zum Übertragen eines Pulsstroms, der weiter unten beschrieben wird, dient, eine Stempelelektrode 5, welche den oberen Stempel abwärts drückt und als die andere der Elektroden zum Übertragen des Pulsstroms dient, und ein Thermopaar 7 zur Messung der Temperatur eines Rohpulvers 6, das zwischen den oberen und unteren Stempeln 2 und 3 gehalten wird.
Fig. 3 zeigt den gesamten Aufbau der Funkenplasmasintervorrichtung. Die in Fig. 3 gezeigte Funkenplasmasintervorrichtung A ist eine Funkenplasmasintervorrichtung, Modell SPS-2050, hergestellt von Sumitomo Coal Mining Co., Ltd., und hat einen Hauptabschnitt mit dem in Fig. 1 gezeigten Aufbau.
Die in Fig. 3 gezeigte Vorrichtung umfasst eine obere Basis 11 und eine untere Basis 12, eine Kammer 13, die in Kontakt mit der oberen Basis 11 ist, und den in Fig. 1 gezeigten Aufbau hat, von dem das meiste in der Kammer 13 enthalten ist. Die Kammer 13 ist mit einer Evakuierungsvorrichtung und einer Vorrichtung zur Versorgung mit atmosphärischem Gas verbunden, welche nicht in der Zeichnung gezeigt sind, so dass das zwischen dem oberen und unteren Stempel 2 und 3 gehaltene Rohpulver 6 in einer gewünschten Atmosphäre, wie einer inerten Gasatmosphäre oder dergleichen, gehalten werden kann. Obgleich eine stromführende Vorrichtung in den Fig. 1 und 3 nicht gezeigt ist, ist eine stromführende Vorrichtung separat vorgesehen und mit dem oberen und unteren Stempel 2 und 3 und mit den Stempelelektroden 4 und 5 verbunden, so dass der in Fig. 2 gezeigte Pulsstrom durch die Stempel 2 und 3 und die Stempelelektroden 4 und 5 von der stromsführenden Vorrichtung geliefert werden kann.
Bei der Herstellung des Sinterlings der vorliegenden Erfindung durch Verwendung der Funkenplasmasintervorrichtung mit dem obigen Aufbau, wird das zu formende Rohpulver zuerst hergestellt. Das Rohpulver wird gewonnen durch Schmelzen einer Glaslegierung mit der oben festgelegten Zusammensetzung, Formen eines Glaslegierungsmaterials mit einer verschiedenen Gestalt, wie Klumpen-, Band-, Linear- und Pulverform und dergleichen durch ein Gießverfahren, ein Einzelwalzen- oder Doppelwalzenabschreckverfahren, ein Flüssigschleuderverfahren, ein Lösungsextraktionsverfahren, ein Hochdruckgassprühverfahren oder dergleichen, und anschließende Pulverisierung des Glaslegierungsmaterials, das eine andere Form als Pulverform hat. Der Raum zwischen dem oberen und unteren Stempel 2 und 3 der Matrize 1 wird mit dem so gewonnenen Pulver gefüllt, z. B. das in Fig. 1 gezeigte Rohpulver 6, und ein Pulsstrom wird vorzugsweise unter Druck in dem Bereich von 200 bis 1500 MPa angelegt, um das Pulver durch Aufheizen auf eine Temperatur in dem Bereich von Tx - 250 ≤ Ts ≤ Tx + 250 bei einer Temperaturanstiegsrate von 40ºC/min oder mehr vorzugsweise zu sintern, um den Sinterling der vorliegenden Erfindung herzustellen.
Die in der vorliegenden Erfindung verwendete Glaslegierung hat eine Temperaturbreite ΔTx zwischen der Glasübergangstemperatur Tg und der Kristallisationstemperatur Tx. ΔTx beträgt 20ºC oder mehr, und einige Zusammensetzungen haben ein ΔTx in einer Größe von 40ºC oder mehr, oder 60ºC oder mehr. Deshalb wird ein amorphes Material grundsätzlich durch Verfestigung in dem Temperaturbereich von ΔTx gebildet. Durch Anwendung von geeigneter Wärme und Druck auf das amorphe Pulver durch beispielsweise eine Funkenplasmasintervorrichtung, werden feine Partikel des amorphen Pulvers weich, wobei die Oberflächen miteinander verschmelzen um den Sinterling zu bilden. Auf der anderen Seite wird durch Erwärmung und nachträgliches Abkühlen, beispielsweise wenn das Element der Seltenen Erden R Nd ist, eine hartmagnetische kristalline Phase, wie die Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase, in den feinen Partikeln des amorphen Pulvers ausgefällt, und der erweichten amorphen Matrix wird eine magnetische Anisotropie auferlegt, gefolgt von einer Verfestigung um einen hartmagnetischen Sinterling zu erhalten. Abhängig von der Sintertemperatur wird ein Sinterling in einem amorphen Zustand gebildet, gefolgt von einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur die höher ist, als die Kristallisationstemperatur Tx, um feinkristalline Phasen auszufällen, zum Beispiel die Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase, Fe-Phase und Fe&sub3;B-Phase, wenn das Element der Seltenen Erden Nd ist. Die kristallinen Phasen werden als Nanokomposit gebildet, um einen hartmagnetischen Sinterling zu formen.
Nun folgt eine Beschreibung des Sinterverfahrens, der so erhaltenen Glaslegierung.
Die in einem der obigen Verfahren erhaltene Glaslegierung wird gemahlen und ausreichend vermischt, um eine gleichmäßige Zusammensetzung zu erhalten und um ein Rohpulver zum Sintern herzustellen. Dass Rohpulver hat vorzugsweise einen Durchmesser von 50 bis 150 um. Dann wird der Raum zwischen den oberen und unteren Stempeln 2 und 3 der in den Fig. 1 oder 3 gezeigten Funkenplasmasintervorrichtung mit dem Rohpulver gefüllt, und das Innere der Kammer 13 wird evakuiert oder mit einem inerten Gas ausgetauscht. Ein Pulsstrom, z. B. wie in Fig. 2 gezeigt, wird dem Rohpulver unter von den oberen und unteren Stempeln 2 und 3 ausgeübten Druck angelegt, um das Rohpulver unter Erhitzung zu formen.
Der angewendete Druck liegt vorzugsweise im Bereich von 200 bis 1500 MPa, stärker bevorzugt im Bereich von 500 bis 1000 MPa. Der so erhaltene Sinterling aus einer hartmagnetischen Legierung ist ein fester Sinterling mit einer feinen Texturstruktur und wird als ein kleiner starker Dauermagnet, der Starrheit als eine physikalische Eigenschaft aufweist, verwendet. Der Sinterling hat vorzugsweise eine relative Dichte von 90% oder mehr. Bei einem ausgeübten Druck von weniger als 200 MPa ist es schwer der hartmagnetischen Phase Anisotropie zu verleihen, und der prozentuale Anteil des Hohlraums des erhaltenen Sinterlings wird in unerwünschter Weise erhöht um die Formdichte zu vermindern. Bei einem ausgeübten Druck von über 1500 MPa ist die Festigkeit der WC (Wolframcarbid)-Matrize in unerwünschter Weise unzureichend bei hoher Temperatur.
Beim Erhitzen beträgt die Temperaturanstiegsrate 10ºC/min oder mehr, vorzugsweise 20ºC/min oder mehr, stärker bevorzugt 40ºC/min oder mehr. Bei einer Temperaturanstiegsrate von weniger als 10ºC/min verschlechtern sich die hartmagnetischen Eigenschaften durch eine Vergröberung der Kristallkörner.
Wenn in dem Funkenplasmasinterverfahren die Kristallisationstemperatur der amorphen Glaslegierung Tx ist, liegt die Sintertemperatur Ts (ºC) vorzugsweise in dem Bereich von Tx - 250 ≤ Ts ≤ Tx + 250. Bei einer Sintertemperatur Ts von weniger als Tx - 250, ist es schwierig einen hochdichten Sinterling zu erhalten, weil die Temperatur zu niedrig ist. Bei einer Sintertemperatur Ts von über Tx + 250 verschlechtern sich die hartmagnetischen Eigenschaften in unerwünschenswert Weise infolge eines Kornwachstums der feinkristallinen Phase.
Bei einer Sintertemperatur Ts in dem obigen Bereich wird das System weich und die Pulverpartikel werden dicht komprimiert und unter Druck miteinander verschmolzen, um einen hochdichten Klumpen entsprechend der Gestalt der verwendeten Form zu bilden. Gleichzeitig tritt eine strukturelle Kurzreichweitenordnung in der Textur auf, um Kristallkerne mit Hartmagnetismus zu erzeugen und wachsen zu lassen, wie die Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B- Phase, und die hergestellten hartmagnetischen Feinkristalle bilden einen Austauschkraftmagneten mit einer gleichzeitig erzeugten weichmagnetischen kristallinen Phase, um eine magnetische Anisotropie im Klumpen zu verursachen. Indem der Kristallachse der hartmagnetischen Phase eine magnetische Anisotropie auferlegt wird, wird im Vergleich zu einer magnetischen Isotropie eine hohe Remanenzmagnetisierung (Ir) erhalten. Deshalb umfasst der nach Abkühlung erhaltene Sinterling der vorliegenden Erfindung einen festen Klumpen mit einer hohen Dichte gemäß der Gestalt einer gewünschten Form, und dient als ein Dauermagnet mit verbesserter Koerzitivkraft und einem maximalen Energieprodukt.
Bei dem oben genannten Funkenplasmasintern kann die Temperatur des gesamten Rohpulvers gleichmäßig erhöht werden, und die Temperatur des Rohpulvers kann entsprechend dem Wert des geleiteten Strom genau kontrolliert werden. Deshalb kann die Temperatur genauer kontrolliert werden als bei der Erhitzung durch einen Erhitzer, und ein hochdichter Sinterling ohne einen Unterschied im Sintergrad zwischen der Außenseite und Innenseite kann erhalten werden.
Falls erforderlich kann der Sinterling erneut einer Wärmebehandlung im Bereich von 400 bis 1000ºC unterworfen werden. In manchen Fällen verursacht dies das Ausfällen einer hartmagnetischen feinkristallinen Phase mit einem mittlere Kristallkorndurchmesser von 100 nm oder weniger bei einer höheren Dichte im Sinterling, wobei die hartmagnetischen Eigenschaften verbessert werden.
Nun erfolgt eine Beschreibung eines Gussmagneten entsprechend einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung mit Bezug auf die Zeichnungen.
Fig. 4 zeigt ein Beispiel der Gießvorrichtung, die zur Herstellung eines Gussmagneten der vorliegenden Erfindung verwendet wird. In Fig. 4 umfasst die Gießvorrichtung einen Schmelztiegel 15 und eine Form 17. Der Schmelztiegel 15 umfasst eine Hochfrequenzheizspule 14, die an dessen Rand angeordnet ist, wobei ein Strom durch die Hochfrequenzheizspule 14 geleitet wird, um eine im Schmelztiegel 15 enthaltene Legierungszusammensetzung 16 der vorliegenden Erfindung durch Erhitzen zu schmelzen. An dem unteren Ende des Schmelztiegels 15 ist eine Düse 15a geformt, und die aus Kupfer oder dergleichen gebildete Form 17 ist unterhalb der Düse 15a angeordnet. Die Form 17 umfasst eine darin ausgebildete zylindrische Gießhohlform 18.
Obgleich in der Zeichnung nicht gezeigt, ist eine Vorrichtung zur Zufuhr eines inerten Gases mit dem oberen Abschnitte des. Schmelztiegels 15 verbunden, so dass im Innern des Schmelztiegels 15 eine inerte Gasatmosphäre vorliegt, und, wenn erforderlich, kann der Druck im Schmelztiegel 15 erhöht werden, um die Schmelze der Zusammensetzung 16 in die Gießhohlform 18 der Form 17 durch die Düse 15 des Schmelztiegels 15 einzuspritzen.
Um ein verfestigtes Produkt aus der Glaslegierung durch Verwendung der in Fig. 4 gezeigten Vorrichtung zu erhalten, wie in Fig. 5 gezeigt ist, wird ein festgelegter Druck P auf das Innere des Schmelztiegels 15 angewendet, um die Schmelze in die Gießhohlform 18 der Form 17 durch die Düse 15a des Schmelztiegels 15 einzuspritzen, gefolgt von einem Gießen und Abkühlen der Gussschmelze. Als ein Ergebnis kann ein verfestigtes Produkt der Glaslegierung erhalten werden.
Das so erhaltene verfestigte Produkt wird aus der Form entfernt, einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur im Bereich von 500 bis 850ºC unterworfen und dann abgekühlt, um die weichmagnetische Phase und die hartmagnetische Phase auszufällen, wodurch ein Gussmagnet erhalten wird, der Austauschkraftmagneteigenschaften zeigt und hohes Ir und iHc hat.
Die in der vorliegenden Erfindung verwendete Glaslegierungszusammensetzung hat eine Temperaturbreite ΔTx zwischen der Kristallisationstemperatur TX und der Glasübergangstemperatur Tg. Da ΔTx 20ºC oder mehr ist, und einige Zusammensetzungen ein ΔTx in einer Größe von 40ºC oder mehr, oder 60ºC oder mehr haben, hat die Glaslegierung die große Fähigkeit ein amorphe Phase zu bilden, und ein größeres Festprodukt der Glaslegierung kann gebildet werden. Dieses Formpreßteil ist im gegossenen Zustand amorph, und erfordert somit eine Wärmebehandlung zusammen mit einer Kristallisation, um für einen Hartmagnetismus zu sorgen. Die Wärmebehandlung wird vorzugsweise bei einer Temperatur im Bereich von 500ºC (773K) bis 850ºC (923K) ausgeführt, und die Wärmebehandlung der Zusammensetzung in diesem Temperaturbereich verursacht ein Ausfällen der weichmagnetischen Phase, welche aus α-Fe und Fe&sub3;B zusammengesetzt ist, und der hartmagnetischen Phase, welche aus Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B zusammengesetzt ist, um Austauschkraftmagneteigenschaften und eine hohe Remanenzmagnetisierung (Ir) und Koerzitivkraft (iHc) zu erhalten.
Bei Erhitzung zur Wärmebehandlung beträgt die Temperaturanstiegsrate vorzugsweise 10ºC/msn oder mehr, stärker bevorzugt 20ºC/min oder mehr. Bei einer Temperaturanstiegsrate von weniger als 10ºC/min. werden Kristallkörner vergröbert und die Austauschkopplungskraft verringert, wodurch eine Neigung zur Verschlechterung der hartmagnetischen Eigenschaften verursacht wird.
Obgleich sich diese Ausführungsform auf die Gießvorrichtung mit Schmelztiegel 15 und Gussform 17 bezieht, sind die Formen des Schmelztiegels und der Gussform nicht auf die oben beschriebenen beschränkt. Zum Beispiel kann eine Gießvorrichtung verwendet werden, wie in Fig. 6 gezeigt, in welcher ein schmelztiegelartiger Schmelztank 21 einen Zylinder 19 und einen Kolben 20 umfasst, welche als ein Schmelztiegel und eine Form an dem Boden angeordnet sind, so dass die Schmelze 16 in den Zylinder 19 gezogen und durch Herunterziehen des Kolbens 20 abgekühlt wird. Natürlich können allgemein verschiedene Gussvorrichtungen verwendet werden.
Nun erfolgt eine Beschreibung eines Schrittmotors, welcher eine hartmagnetische Legierung entsprechend einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung umfasst.
Um einen Dauermagneten herzustellen, der in dem Rotor eines Schrittmotors vorgesehen ist, wobei die hartmagnetische Legierung mit dem obigen Zusammensetzungssystem verwendet wird, werden zum Beispiel Einzelpulver oder Einzelblöcke (welche vorher teillegiert werden können) der jeweiligen Elemente hergestellt, und anschließend so gemischt, dass die obige Zusammensetzung in die obigen Bereiche fällt, und die gemischten Pulver werden dann in einer Schmelzvorrichtung, wie einem Schmelztiegel oder dergleichen, in einer inerten Gasatmosphäre, wie einem Ar-Gas oder dergleichen, geschmolzen, um eine Legierungsschmelze zu erhalten, die die vorbestimmte Zusammensetzung hat.
Anschließend wird die Legierungsschmelze in die Gussform gegossen, um ein Gießprodukt durch das obige Gießverfahren herzustellen. Nach einem langsamen Abkühlen wird das Produkt einer Wärmebehandlung unterworfen, um eine Volumenplatte der hartmagnetischen Glaslegierung zu erhalten. Viele Volumenplatten werden geschichtet, um den für den Rotor verwendeten Dauermagneten zu erhalten.
Alternativ wird die Schmelze durch Aufsprühen auf eine rotierende Walze abgeschreckt, gefolgt von einer Wärmebehandlung, um ein dünnes Band aus der hartmagnetischen Glaslegierung zu erhalten, das eine Dicke von 50 um oder mehr hat. Viele dünne Bänder werden geschichtet um den Dauermagneten für den Rotor zu erhalten.
Die hartmagnetische Glaslegierung der vorliegenden Erfindung hat einen unterkühlten flüssigen Bereich mit einer weiten Temperaturbreite, und folglich kann ein dünnes Band (Plattenmaterial) mit einer Dicke von 50 um oder mehr erhalten werden, wobei sich die Anzahl der, dünnen geschichteten Bänder (Plattenmaterial) verringert.
Der Dauermagnet mit der so erhaltenen hartmagnetischen Glaslegierung zeigt gute magnetische Eigenschaften und eine hohe Materialfestigkeit, da kein Bindemittel, wie Gummi, Plastik oder dergleichen, umfasst ist. Ebenso hat der Dauermagnet eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit und eine gute Rostbeständigkeit.
Ferner kann der Dauermagnet des Rotors des Schrittmotors erhalten werden durch Zermahlen eines Volumenplattenmaterials der hartmagnetischen Glaslegierung, anschließendes Füllen einer geeigneten Form mit dem erhaltenen Pulver, gefolgt von einem Sintern durch das Funkenplasmasinterverfahren.
Obgleich der obige Sinterling durch das Funkenplasmasinterverfahren geformt wird, ist das Formungsverfahren hierauf nicht beschränkt, und der Dauermagnet des Rotors kann auch durch ein Extrusionsformungsverfahren oder dergleichen erhalten werden.
Der Rotor des Schrittmotors umfasst die hartmagnetische Legierung mit einem unterkühlten flüssigen Bereich mit einer Temperaturbreite ΔTx von 20ºC oder mehr, welche durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg (worin Tx die Kristallisationstemperatur ist und Tg die Glasübergangstemperatur ist) dargestellt wird, und somit kann eine Volumenform erhalten werden. Deshalb kann der Rotor in der vorbestimmten Gestalt leicht geformt werden, wodurch die Produktionskosten des Schrittmotors verringert werden.
Außerdem besteht kein Bedarf zum Formen des Materialpulvers durch Sintern bei hoher Temperatur, wodurch die Produktionskosten des Schrittmotors verringert werden.
Die hartmagnetische Glaslegierung kann in einer vorbestimmten Form geformt werden, indem die Legierungsschmelze in eine Gussform oder dergleichen gegossen wird, oder durch Sintern eines Rohpulvers durch ein Plasma. Es gibt folglich keinen Grund für die Verwendung eines Bindemittels, wie Gummi, Plastik oder dergleichen, wodurch keine Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften und der Materialfestigkeit verursacht wird.
Sogar wenn die hartmagnetische Glaslegierung der vorliegenden Erfindung als ein Komponentenmaterial für eine Antriebseinheit, wie dem Rotor des Schrittmotors verwendet wird, gibt es deshalb kein Problem mit der mechanischen Fesigkeit.
Sogar wenn Bänder der hartmagnetischen Legierung, die durch das Einzelwalzenverfahren erhalten worden sind, geschichtet werden, um den Dauermagneten zu bilden, ist ein Teil der hartmagnetischen Legierung amorph und hat eine hohe Härte. Sogar wenn die hartmagnetische Glaslegierung der vorliegenden Erfindung als ein Komponentenmaterial für eine Antriebseinheit, wie den Rotor des Schrittmotors verwendet wird, gibt es deshalb kein Problem mit der mechanischen Festigkeit.
In der hartmagnetischen Legierung wird ein Mischphasenzustand durch Wärmebehandlung geformt, welcher die weichmagnetische Phase, die aus der präzipitierten α-Fe-Phase zusammengesetzt ist, und die hartmagnetische Phase, die aus der präzipitierten Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B- Phase zusammengesetzt ist, umfasst. Deshalb hat die hartmagnetische Legierung Austauschkraftmagneteigenschaften, wobei die weichmagnetische Phase und die hartmagnetische Phase magnetisch gekoppelt sind, und somit kann das maximale magnetische Energieprodukt (BH)max erhöht werden, wobei das Drehmoment des Schrittmotors erhöht wird.
Ebenso zeigt die hartmagnetische Legierung eine hohe Koerzitivkraft (iHc), und erlaubt folglich eine Miniaturisierung des Schrittmotors.
Der Aufbau des Schrittmotors wird beschrieben.
Der Schrittmotor ist ein spezieller Motor, bei dem der Drehumfang durch einen Pulsstrom willkürlich kontrolliert werden kann. Deshalb benötigt der Schrittmotor keine Rückkopplungskontrolle, kann in einer offenen Schleife positioniert werden, und kann somit als eine Antriebsquelle in einem Positionierungssystem auf verschiedenen Gebieten verwendet werden. Da ein Hybridschrittmotor insbesondere ein hohes Drehmoment zeigt, klein ist, und eine genaue Positionskontrolle ermöglicht, wird der Schrittmotor als eine Antriebsquelle in einem Kopierer, einem Computer oder dergleichen verwendet.
Der Hybridschrittmotor (im weiteren als "HB-Typ-Motor" bezeichnet) wird unter Bezugnahme auf die Zeichnungen beschrieben.
Wie in Fig. 7 ersichtlich ist, umfasst ein HB-Typ-Motor einen Stator 24 mit einem Stator 23 und einem Rotor 25.
Der Stator 23 weist eine Vielzahl von Statorzahnpole 26 auf, die in der Oberfläche von dessen Rotorseite geformt sind. Der Stator 23 ist aus einem weichmagnetischen Material mit einer hohen magnetischen Permeabilität gebildet, und ein Leitungsdraht 27 ist auf den Stator 23 gewickelt. Der Stator 23 und der Leitungsdraht 27 bilden einen Elektromagneten. Der Leitungsdraht 27 ist mit einem Antriebkreis verbunden, der in der Zeichnung nicht gezeigt ist.
Indem Ströme mit gegensätzlicher Polarität von dem Antriebskreis durch den Leitungsdraht 27 geschickt werden, werden die Statorzahnpole 26 auf der Oberfläche auf der Rotorseite alternativ zu N- und S-Polen magnetisiert.
In den Fig. 7 und 8A umfasst der Rotor 25 eine Welle 28, eine zylindrische hartmagnetische Legierung 29, in welche die Welle 28 eingefügt ist, und zwei Paare von zylindrischen Rotoren 30 und 31, welche auf beide Enden der hartmagnetischen Legierung 29 gepasst sind.
Die hartmagnetische Legierung 29 ist so angeordnet, dass die Richtung des magnetischen Flusses parallel zur Längsrichtung der Welle 28 ist. Die Rotoren 30 und 31 bestehen aus einem weichmagnetischen Material mit einer hohen magnetischen Permeabilität, wobei der Rotor 30 als N-Pol magnetisiert wird, während der andere 31 als S-Pol magnetisiert wird.
Der Rotor 30 weist eine Vielzahl von Zahnpolen 32 auf, die in der Oberfläche auf dessen Statorseite geformt sind, und der Rotor 31 weist eine Vielzahl von Zahnpolen 33 auf, die in der Oberfläche auf dessen Statorseite geformt sind
Wie in Fig. 8B gezeigt ist, sind die Rotorzahnpole 32 und die Rotorzahnpole 33 an beiden Enden der hartmagnetischen Legierung 29 angeordnet, so dass die Mulden 34 und Erhebungen 35 von einem der Rotoren von denen des anderen Rotor in der Längsrichtung der Welle 28 verschoben sind.
Es wird die Funktion des HB-Typ-Motors 22 beschrieben.
In den Fig. 9A und 9B werden die Statorzahnpole 26a eines Stators 23a durch den von dem Antriebskreis durch die Leitung 27 fließenden Strom als N-Pol magnetisiert, während die Statorzahnpole 26b eines Stators 23b als S-Pol magnetisiert werden.
Da die Rotorzahnpole 32 des Rotors 30 als N-Pol magnetisiert werden, werden die magnetischen Flüsse zwischen den Rotorzahnpolen 32 und den Statorzahnpolen 26a aufgehoben, und die magnetischen Flüsse zwischen den Rotorzahnpolen 32 und den Statorzahnpolen 26 werden verstärkt.
Da die Rotorzahnpole 33 des Rotors 31 als S-Pol magnetisiert werden, werden die magnetischen Flüsse zwischen den Rotorzahnpolen 33 und den Statorzahnpolen 26a verstärkt, während die magnetischen Flüsse zwischen den Rotorzahnpolen 33 und den Statorzahnpolen 26b aufgehoben werden.
Da die Rotorzahnpole 32 und die anderen Rotorzahnpole 33 so angeordnet sind, dass die Mulden 34 und die Erhebungen 35 eines Rotors von denen des anderen Rotors verschoben sind, ziehen die Rotorzahnpole 32 und die Statorzahnpole 26b, und die Rotorzahnpole 33 und die Statorzahnpole 26a einander an, um die Rotoren 30 und 31 in der in der Zeichnung durch Pfeile angegebenen Richtung in einem Umfang zu drehen, der einer Erhebung 35 der Rotorzahnpole 32 bzw. 33 entspricht.
Als nächstes werden in den Fig. 10A und 10B durch Ändern der Polarität des Stroms aus dem Kontrollkreis die Statorzahnpole 26a als S-Pol magnetisiert und die Statorzahnpole 26b als N-Pol magnetisiert. In diesem Fall werden die magnetischen Flüsse zwischen den Rotorzahnpolen 3 und den Statorzahnpolen 26a verstärkt, und die magnetischen Flüsse zwischen den Rotorzahnpolen 32 und den Statorzahnpolen 26b werden aufgehoben.
Ebenso werden die magnetischen Flüsse zwischen den Rotorzahnpolen 33 und den Statorzahnpolen 26a aufgehoben, und die magnetischen Flüsse zwischen den Rotorzahnpolen 33 und den Statorzahnpolen 26b werden verstärkt.
Deshalb ziehen die Rotorzahnpole 32 und die Statorzahnpole 26a und die Rotorzahnpole 33 und die Statorzahnpole 26b einander an, um die Rotoren 30 und 31 in der in der Zeichnung linken Richtung in einem Umfang zu drehen, der einer Erhebung 35 der Rotorzahnpole 32 bzw. 33 entspricht.
Auf diese Weise kann durch Anlegen des Stroms von dem Antriebskreis an den HB-Typ- Motor 22 der Rotor 25 um einen vorbestimmten Drehwinkel gedreht werden.
Die Eigenschaften der hartmagnetischen Legierung werden durch die zweiten Quadranten der Hysteresekurven, d. h. Entmagnetisierungskurven, dargestellt. Nach Magnetisierung unterliegt die hartmagnetische Legierung dem umgekehrten magnetischen Feld, d. h. dem diamagnetischen Feld, das durch ihre Remanenzmagnetisierung erzeugt wird, und somit wird der Arbeitspunkt (die magnetische Flussdichte (B) und das Entmagnetisierungsfeld (H) eines Materials) durch einen Punkt p auf ihrer Entmagnetisierungskurve dargestellt. An diesem Punkt stellt das Produkt (BH) das maximale Energieprodukt ((Bhmax) dar.
Um das Drehmoment des Schrittmotors zu erhöhen, ist es wichtig die hartmagnetische Legierung mit dem hohen maximalen Energieprodukt ((Bhmax) zu verwenden.
Da das Drehmoment des Schrittmotors zu dem Produkt des durch den Schrittmotor fließenden Stroms und der Energie (U) des magnetostatischen Felds, das außerhalb der hartmagnetischen Legierung erzeugt wird, proportional ist, wird das Drehmoment des Schrittmotors durch Erhöhen des maximalen Energieprodukts ((Bhmax) erhöht.
Um das maximale Energieprodukt ((Bhmax) einer hartmagnetischen Legierung zu erhöhen, ist es notwendig die Gestalt einer Entmagnetisierungskurve winkelig zu machen, um die von der Entmagnetisierungskurve, dem magnetischen Feld und der Magnetisierungsachse umgebene Fläche zu erhöhen. So ist es notwendig das Remanenzverhältnis (Ir/Is) zu erhöhen, um die Remanenzmagnetisierung (Ir) und die Koerzitivkraft (iHc) zu erhöhen.
Es erfolgt nun eine Beschreibung eines Lautsprechers entsprechend einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung unter Bezugnahme auf die Zeichnungen.
Fig. 11 ist eine Schnittansicht, die einen Lautsprecher entsprechend einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt.
In Fig. 11 umfasst ein Lautsprecher ein aus Eisen bestehendes Polstück 36, einen zylindrischen Pulverkern (Joch), welcher auf der Außenseite des Polstücks 36 mit einem Raum dazwischen angeordnet ist, obere und untere Lautsprechermagneten 38 und 39, die in dem Raum zwischen dem Polstück 36 und dem Joch 37 angeordnet sind, und eine konische Membran 40. Die Lautsprechermagneten 38 und 39 sind aus dem hartmagnetisch legierten Sinterling oder Gussmagnet der vorliegenden Erfindung gefertigt, und in einer Ringform geformt. Zudem ist eine Schwingspule (in der Zeichnung nicht gezeigt) in der von den Lautsprechermagneten 38 und 39 geformten Lücke angeordnet, und ist mit der konischen Membran 40 verbunden. In dem wie oben beschrieben aufgebauten Lautsprecher, wird, wenn ein Klangstrom durch die Schwingspule von einem Verstärker geschickt wird, eine entsprechende Bewegung ausgelöst, wodurch die mit der Schwingspule verbundene konische Membran 40 bewegt wird, so dass Töne abgegeben werden können.
Fig. 12 ist eine Schnittansicht, die einen Lautsprecher entsprechend einer zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt.
In Fig. 12 umfasst der Lautsprecher ein Paar von oberen und unteren Polstücken 41 und 42, die aus Eisen bestehen und einander gegenüberliegend angeordnet sind, einen zwischen den Polstücken 41 und 42 angeordneten Lautsprechermagneten 43, ein zylindrisches Joch 44, das auf der Außenseite der Polstücke 41 und 42 und des Lautsprechermagneten 43 mit einem Raum dazwischen angeordnet ist, eine konische Membran 45 und eine Magnetabschirmungshülle 46. Der Lautsprechermagnet 43 umfasst den Sinterling aus einer hartmagnetischen Glaslegierung und ist in einer Ringform geformt. Die Polstücke 41 und 42 und der Magnet 43 sind auf die Magnetabschirmungshülle 46 mittels eines Bolzens 47, einer Beilagscheibe 48 und einer Nuss 49 montiert.
Der Lautsprecher der zweiten Ausführungsform umfasst den Lautsprechermagneten 43 mit dem glaslegierten Sinterling, und weist somit die gleiche Wirkung auf wie der Lautsprecher der ersten Ausführungsform.

BEISPIELE

HERSTELLUNGSBEISPIEL 1

Einzelne Reinmetalle aus Fe, Co, Nd, Cr und Zr und Kristalle aus reinem Bor wurden in einer Ar-Gasatmosphäre gemischt, und durch einen Lichtbogen geschmolzen, um eine Vorlegierung zu erzeugen.
Als nächstes wurde die Vorlegierung in einem Schmelztiegel geschmolzen, und dann durch das Einzelwalzenverfahren abgeschreckt, bei welchem die Schmelze bei einem Injektionsdruck von 0,50 kgf/cm² durch eine Düse mit einem Durchmesser von 0,35 bis 0,45 mm, die an dem unteren Ende des Schmelztiegels geformt ist, in einer Ar-Gasatmosphäre bei 60 cmHg auf eine sich mit einer Drehzahl von 4000 U/min drehende Kupferwalze gesprüht wurde, um Metalllegierungsbandproben mit einer Breite von 0,4 bis 1 mm und einer Dicke von 20 bis 30 um herzustellen. In der verwendeten Einzelwalzenflüssigabschreckvorrichtung wurde die Oberfläche der Einzelwalze auf # 1500 fertig bearbeitet. Die Lücke zwischen der Einzelwalze und der Düsenspitze betrug 0,30 mm.
Die gewonnenen Proben wurden durch Röntgendiffraktion und Differentialscanningkalorimetrie (DSC) untersucht, in einem Transmissionselektronenmikroskop (TEM) betrachtet, und bezüglich der magnetischen Eigenschaften bei Raumtemperatur und 15 kOe mittels eines Magnetometers vom Schwingprobentyp (VSM) vermessen.
Fig. 13 zeigt die Ergebnisse einer Messung von DSC-Kurven von Proben mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd10-xZrxB&sub2;&sub0; (x = 0, 2, 4 und 6), wobei diese in dem Bereich von 127 bis 827ºC bei einer Temperaturanstiegsrate von 0,67ºC/s erhitzt wurden.
Fig. 13 zeigt, dass in der Probe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0; wenigstens drei exotherme Spitzen beobachtet werden, und dass folglich die Kristallisation in wenigstens drei Schritten stattfindet. Es hat sich auch ergeben, dass die Glasübergangstemperatur Tg unterhalb der Kristallisationstemperatur Tx beobachtet wird, jedoch wird mit einer zugegebenen Menge an Zr von 4 Atomprozent oder mehr eine endotherme Reaktion, welche möglicherweise Tg entspricht, bei einer Temperatur unterhalb Tg beobachtet.
Fig. 14 ist ein Diagramm, das die Ergebnisse einer Röntgendiffraktionsuntersuchung der in Fig. 13 gezeigten glaslegierten Bandproben mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Zr&sub4;B&sub2;&sub0; nach Glühen bei 560ºC (833 K) für 300 Sekunden unmittelbar anschließend an die Temperatur der endothermen Reaktion zeigt, sowie die Ergebnisse einer Röntgendiffraktionsuntersuchung der in Fig. 13 gezeigten glaslegierten Bandproben mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub4;Zr&sub6;B&sub2;&sub0; nach Glühen bei 570ºC (843 K) für 300 Sekunden unmittelbar anschließend an die Temperatur der endothermen Reaktion.
Fig. 14 zeigt, dass in beiden glaslegierten Bandproben, die die Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Zr&sub4;B&sub2;&sub0; bzw. Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub4;Zr&sub6;B&sub2;&sub0; haben, keine der Kristallisation entsprechende Diffraktionspitze beobachtet wird, und dass nur eine breite Spitze nahe 2θ = 45º beobachtet wird. Es hat sich somit ergeben, dass die unterhalb der Kristallisationstemperatur Tx beobachtete endotherme Reaktion eine dem Glasübergang entsprechende endotherme Reaktion ist.
Dies zeigt, dass bei einem Zr-Gehalt von 4 Atomprozent die Temperaturbreite ΔTx (= Tx - Tg) des unterkühlten flüssigen Bereichs ΔTx = 30 K ist, und dass bei einem Zr-Gehalt von 6 Atomprozent die Temperaturbreite ΔTxΔTx = 30 K ist, und dass je höher der Zr-Gehalt ist, desto weiter die Temperaturbreite ΔTx des unterkühlten flüssigen Bereichs ist.
Fig. 15 ist ein Röntgendiffraktionsdiagramm der glaslegierten Bandproben mit den Zusammensetzungen Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub8;Cr&sub2;B&sub2;&sub0;, Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Cr&sub4;B&sub2;&sub0; und Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub4;Cr&sub6;B&sub2;&sub0;. Als ein Vergleichsbeispiel wurde eine glaslegierte Bandprobe aus Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0; (welche kein Metall M enthält), welche durch das gleiche Verfahren wie oben beschrieben hergestellt ist, auch einer Röntgendiffraktionsanalyse unterzogen. Die Röntgendifffaktionsanalyse wurde unter Verwendung eines Röntgendiffraktometers (XRD) unter Einsatz von Cu-Ka-Strahlen durchgeführt.
Die in Fig. 16 gezeigten Ergebnisse zeigen, dass alle erhaltenen Muster typische breite Muster sind, und dass somit alle Proben amorph sind.
Als nächstes wurden Proben mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd10-xCrxB&sub2;&sub0; (x = 0, 2, 4 und 6) in einem Vakuum versiegelt, und dann einer Wärmebehandlung bei 560ºC (833 K) bis 900ºC (1173 K) für eine Haltezeit von 300 Sekunden unter Einsatz eines Muffelofens unterzogen, um die Abhängigkeit von magnetischen Eigenschaften von der Wärmebehandlungstemperatur zu messen. Fig. 16 zeigt die Ergebnisse der Messung.
Die in Fig. 16 gezeigten Ergebnisse geben an, dass in den Proben (x = 2, 4 und 6), welche Cr enthielten, der Wert der Sättigungsmagnetisierung 1 T oder mehr beträgt, was höher ist als bei der Vergleichsprobe (x = 0), welche kein Cr enthielt. Alle Proben zeigten die Neigung, dass die Remanenzmagnetisierung zunimmt, wenn die Wärmebehandlungstemperatur ansteigt. Die Cr enthaltenden Proben (x = 2, 4 und 6) zeigten eine große Zunahme in der Remanenzmagnetisierung bis ca. 0,8 T, und ein hohes Remanenzverhältnis, verglichen mit der Vergleichsprobe (x = 0), welche kein Cr enthielt. Die Cr enthaltenden Proben (x = 2, 4 und 6) zeigten eine geringere Koerzitivkraft als die Vergleichsprobe (x = 0), welche kein Cr enthielt, ungeachtet der Menge an zugegebenem Cr und der Wärmebehandlungstemperatur, jedoch zeigte die Probe mit x = 4 ein hohes maximales Energieprodukt.
Als nächstes wurde eine Probe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Cr&sub4;B&sub2;&sub0; in einem Vakuum versiegelt, und dann einer Wärmebehandlung bei 650ºC (923 K) für eine Haltezeit von 300 Sekunden bei einer Heizrate von 10ºC/min unter Einsatz eines Muffelofens unterzogen, um die Abhängigkeit von magnetischen Eigenschaften von der Heizrate zu bestimmen. Die Ergebnisse der Messung sind in Fig. 17 und Tabelle 1 gezeigt.
Tabelle 1 zeigt auch die Dichte einer glaslegierten Bandprobe nach Abschrecken bei der Herstellung durch das Einzelwalzenverfahren. Tabelle 1 Abhängigkeit von magnetischen Eigenschaften von Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Cr&sub4;B&sub2;&sub0; von der Heizrate
In Tabelle 1 stellt as-Q stellt die Legierungsbandprobe nach Abschrecken ohne Wärmebehandlung dar, stellt die Rate des Temperaturanstiegs bei der Wärmebehandlung dar, ∞ stellt das Maximum der Heizrate dar, Is stellt die Sättigungsmagnetisierung dar, Ir stellt die Remanenzmagnetisierung dar, Ir/Is stellt das Remanenzverhältnis dar, iHc stellt die Koerzitivkraft dar, und (BH)max stellt das maximale magnetische Energieprodukt dar.
Die in Fig. 17 und Tabelle 1 gezeigten Ergebnisse zeigen, dass sich bei der Wärmebehandlung der glaslegierten Bandprobe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Cr&sub4;B&sub2;&sub0; bei einer Heizrate von 20ºC oder mehr die Sättigungsmagnetisierung und die Remanenzmagnetisierung kaum ändern, dass jedoch die Koerzitivkraft und das maximale magnetische Energieprodukt zu einer Zunahme neigen, dass bei einer Heizrate von 40ºC/min oder mehr eine Koerzitivkraft von ca. 400 kA/m und ein maximales magnetisches Energieprodukt von 54 kJ/m³ erhalten werden, und dass bei einer Temperaturanstiegsrate von 80ºC/min oder mehr eine Koerzitivkraft von ca. 450 kA/m und ein maximales magnetisches Energieprodukt von 65 kJ/m³ erhalten werden. Bei einer Heizrate nahe 80ºC/min oder mehr sind die Koerzitivkraft und das maximale magnetische Energieprodukt maximal, und die magnetischen Eigenschaften verschlechtern sich nachteilig, sogar wenn die Heizrate auf 80ºC/min oder mehr erhöht wird. Deshalb beträgt für die Glaslegierung mit der obigen Zusammensetzung die obere Grenze der Temperaturanstiegsrate möglicherweise ca. 80ºC/min.
Die Fig. 18 bis 20 zeigen I-H-Schleifen vor und nach der Wärmebehandlung in Bezug auf glaslegierte Bandproben, die jeweils die Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub8;Cr&sub2;B&sub2;&sub0;, Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Cr&sub4;B&sub2;&sub0; und Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub4;Cr&sub6;B&sub2;&sub0; haben.
Figur zeigt eine I-H-Schleife vor und nach der Wärmebehandlung in Bezug auf eine Vergleichsprobe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0;.
Die Fig. 18 bis 20 zeigen, dass die amorph legierte Bandprobe als ein Vergleichsbeispiel mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0; nach Abschrecken ohne Wärmebehandlung eine Weichmagnetismus zeigt und einen Hartmagnetismus nach Kristallisationswärmebehandlung ausbildet. Es zeigt sich auch, da die abgeschiedene Phase in der frühen Phase der Kristallisation sehr fein ist, und da die Wärmebehandlungstemperatur zunimmt, dass die Koerzitivkraft abnimmt und das Remanenzverhältnis sich verschlechtert. Dies zeigt, dass ein Kornwachstum jeder abgeschiedenen Phase, insbesondere der weichmagnetischen Phase, mit einer Zunahme in der Wärmebehandlungstemperatur auftritt. Andererseits zeigte die glaslegierte Bandprobe, welche 2 bis 6 Atomprozent Cr wie ein jedes der Beispiele enthielt, nach Abschrecken ohne Wärmebehandlung Weichmagnetismus, und ein Hartmagnetismus trat nach Kritallisationswärmebehandlung auf. Es hat sich auch gezeigt, dass in den Beispielen die Sättigungsmagnetisierung und Remanenzmagnetisierung sehr hoch sind, und dass die Koerzitivkraft in der frühen Phase der Kristallisation zunimmt, nach der ersten Kristallisation maximal wird, und dann leicht abnimmt. Dies zeigt, dass das maximale Energieprodukt höher ist als bei dem Vergleichsbeispiel, und dass die glaslegierte Bandprobe von jedem der Beispiele als ein Austauschkraftmagnet, welcher die weichmagnetische Phase und die hartmagnetische Phase umfasst, verwendet werden kann.

HERSTELLUNGSBEISPIEL 2

Einzelne Reinmetalle aus Fe, Co, Nd und Cr und Kristalle aus reinem Bor wurden in einer Ar- Gasatmosphäre gemischt, und durch einen Lichtbogen geschmolzen, um eine Vorlegierung zu erzeugen.
Die Vorlegierung wurde in einem Schmelztiegel geschmolzen, und dann durch das gleiche Einzelwalzenverfahren wie in Herstellungsbeispiel 1 abgeschreckt, um glaslegierte Bandproben mit einer Breite von 0,4 bis 1 mm und einer Dicke von 20 bis 30 um herzustellen. Die so gewonnenen Proben wurden durch Röntgendiffraktion und Differentialscanningkalorimetrie (DSC) untersucht, in einem Transmissionselektronenmikroskop (TEM) betrachtet, und bezüglich der magnetischen Eigenschaften bei Raumtemperatur und 15 kOe mittels eines Magnetometers vom Schwingprobentyp (VSM) vermessen.
Als nächstes wurden die hergestellten glaslegierten Bandproben mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub1;&sub0;CrxB&sub2;&sub0; (x = 0, 2, 4 und 6) in einem Vakuum versiegelt, und dann einer Wärmebehandlung bei 585ºC (858 K) bis 750ºC (1023 K) für eine Haltezeit von 300 Sekunden unter Einsatz eines Muffelofens unterzogen, um die Abhängigkeit von magnetischen Eigenschaften von der Wärmebehandlungstemperatur zu messen. Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse der Messung.
Die Tabelle 2 zeigt auch die Dichte einer glaslegierten Bandprobe mit der jeweiligen Zusammensetzung nach Abschrecken bei der Herstellung durch das Einzelwalzenverfahren. Tabelle 2 Magnetische Eigenschaften von Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd10-xCrxB&sub2;&sub0;
In Tabelle 2 stellt as-Q stellt eine Legierungsbandprobe nach Abschrecken ohne Wärmebehandlung dar, Ta stellt die Wärmebehandlungstemperatur dar, Is stellt die Sättigungsmagnetisierung dar, Ir stellt die Remanenzmagnetisierung dar, Ir/Is stellt das Remanenzverhältnis dar, iHc stellt die Koerzitivkraft dar und (BH)max stellt das maximale magnetische Energieprodukt dar.
Die in Tabelle 2 gezeigten Ergebnisse zeigen, dass in den Cr enthaltenden Beispielproben der Wert der Sättigungsmagnetisierung 1 T oder mehr beträgt, was höher ist als in dem Vergleichsbeispiel, welches kein Cr enthält. Die Cr enthaltenden Proben zeigten eine große Zunahme in der Remanenzmagnetisierung bis ca. 0,6 bis 0,9 T, und ein hohes Remanenzverhältnis, verglichen mit dem Vergleichsbeispiel, welches kein Cr enthielt.
Als nächstes wurden die Proben, welche jeweils die in Tabelle 2 gezeigte Zusammensetzungen aufwiesen, in dem Bereich von 127 bis 827ºC bei einer Heizrate von 0,67ºC/s erwärmt, um die Temperaturbreite ΔTx des unterkühlten flüssigen Bereichs aus einer DSC-Kurve zu untersuchen. Als ein Ergebnis wird in der amorph legierten Bandprobe eines Vergleichsbeispiels mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0; kein ΔTx beobachtet, während die glaslegierten Bandproben mit den Zusammensetzungen Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub8;Cr&sub2;B&sub2;&sub0;, Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Cr&sub4;B&sub2;&sub0;, Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub4;Cr&sub6;B&sub2;&sub0; und Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub4;Zr&sub6;B&sub2;&sub0; ein ΔTx von 51ºC, 40ºC, 52ºC bzw. 25ºC zeigen. Es wurde somit gefunden, dass eine Cr enthaltende Probe einen unterkühlten flüssigen Bereich mit einer breiteren Temperaturbreite ΔTx zeigt.

HERSTELLUNGSBEISPIEL 3

Es erfolgt eine Beschreibung eines Herstellungsbeispiels des hartmagnetisch legierten Sinterlings der vorliegenden Erfindung.
Es wurde eine amorphe Glaslegierung, die jeweils die in Tabelle 3 gezeigten Zusammensetzungen aufwies, hergestellt. Zuerst wurde ein Legierungsbarren der jeweiligen Zusammensetzung durch ein Lichtbogenschmelzverfahren hergestellt, und anschließend wurde die sich ergebende Schmelze auf eine sich drehende Cu-Walze in einer Ar-Atmosphäre gesprüht, um ein abgeschrecktes Band mit einer Dicke von ca. 20 um zu erhalten. Das so erhaltene abgeschreckte Band wurde mittels einer Drehmühle gemahlen, um ein amorphes Glaslegierungspulver mit einer Partikelgröße von 50 bis 150 um zu erhalten.
Ein Sinterling wurde durch die in Fig. 1 gezeigte Funkenplasmasintervorrichtung geformt, wobei jedes der durch oben beschriebene Verfahren hergestellten Glaslegierungspulver verwendet wurde. Das Innere einer WC-Matrize wurde mit ca. 2 g jedes Glaslegierungspulvers unter Verwendung einer Handpresse gefüllt und in die in Fig. 1 gezeigte Funkenplasmasintervorrichtung eingebracht. Das Innere der Kammer wurde durch die oberen und unteren Stempel 2 und 3 in einer Atmosphäre von · 10&supmin;&sup5; Torr unter Druck gesetzt, und gleichzeitig wurde ein Pulsstrom an das Rohpulver von der stromführenden Vorrichtung angelegt, um das Pulver zu erwärmen. Die Pulswellenform umfasste 12 geleitete Pulse und 2 Pulse in einer Wartezeit, wie in Fig. 2 gezeigt ist, so dass das Rohpulver mit einem Strom von maximal 4700 bis 4800 A erwärmt wurde.
Ein Sintern wurde ausgeführt, indem eine Probe von Raumtemperatur auf die in Tabelle 3 gezeigte Sintertemperatur Ts (ºC) erwärmt wurde, wobei der in Tabelle 3 gezeigte Druck Ps (MPa), an die Probe angelegt wurde, und die Probe bei dieser Temperatur für ca. 5 Minuten gehalten wurde. Die Heizrate betrug 100ºC/min.
Jeder der erhaltenen Sinterlinge wurde in Bezug auf die magnetischen Eigenschaften vermessen, einschließlich Sättigungsmagnetisierung Is (T), Remanenzmagnetisierung Ir (T), Remanenzverhältnis Ir/Is, Koerzitivkraft iHc (kOe), und maximales Energieprodukt (BH)max (kJ/m³), und der relativen Dichte (%).
In Bezug auf die magnetischen Eigenschaften wurden die Eigenschaften in den drei Achsenrichtungen X, Y und Z bestimmt, wobei die Z-Achse die Richtung der Anlegung des Sinterdrucks Ps beim Sintern ist, und die X- und Y-Achse senkrecht auf der Z-Achse stehen. Die Remanenzmagnetisierung Ir (T) ist ein Wert, der durch die folgende Gleichung dargestellt ist:
Ir (T) = 4π · 7,0 · relative Dichte · Ir (emu/g)/10000
Die relative Dichte (%) ist ein Wert, der in Bezug zur echten Dichte (ca. 7,0 g/cm³) steht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt. Tabelle 3
Ts = Sintertemperatur
Ps = Sinterdruck
Die in Tabelle 3 gezeigten Ergebnisse zeigen, dass alle durch das Funkenplasmasinterverfahren unter Verwendung der in Tabelle 3 gezeigten Legierungszusammensetzungen gewonnenen Sinterlinge ausgezeichnete hartmagnetische Eigenschaften haben. Es wurde auch gefunden, dass in allen Beispielen 15, Ir und Ir/Is in der Z-Richtung relativ hoch sind, und (BH)max hoch ist. Dies zeigt an, dass die hartmagnetische Phase, die kristallisiert ist oder einem Kornwachstum unterlegen ist, durch Sintern unter Druck anisotrop wird, wodurch eine magnetische Anisotropie auferlegt wird.
Als nächstes wurde für eine glaslegierte Bandprobe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Zr&sub6;B&sub2;&sub0; der Zusammenhang zwischen der Heiztemperatur (ºC) und der Menge der erzeugten Hitze untersucht. Die Ergebnisse der Messung sind in Fig. 22 gezeigt. Fig. 22 zeigt eine DSC-Kurve einer glaslegierten Bandprobe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Zr&sub4;B&sub2;&sub0;.
Für eine glaslegierte Bandprobe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Zr&sub4;B&sub2;&sub0; wurde auch der Zusammenhang zwischen der Heiztemperatur (ºC) und der prozentualen Längung untersucht. Die Ergebnisse der Messung sind in Fig. 23 gezeigt. In Fig. 23 sind die Kurven (i) und (ii) eine Kurve der thermisch-mechanischen Analyse (TMA) bzw. eine Kurve der Deltathermisch-mechanischen Analyse (DTMA) der glaslegierten Bandprobe mit der Zusammensetzung Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Zr&sub4;B&sub2;&sub0;.
In den Fig. 22 und 23 zeigt die DSC-Kurve exotherme Spitzen bei ca. 647ºC und 687ºC, die DTMA-Kurve gibt an, dass der Absolutdifferenzialwert ca. 627ºC beträgt und die Probe bei ca. 627ºC leicht gelängt wird, und die TMA-Kurve zeigt an, dass die Probe mit einer Zunahme der Temperatur im Bereich von 577ºC bis 677ºC schnell gelängt wird. Dies zeigt, dass eine Erweichung der Legierung in dem unterkühlten flüssigen Bereich stattfindet. Deshalb ist es möglich, einen Sinterling mit einer hohen Dichte durch Verfestigung, welche eine Erweichung einer amorphen Legierung einsetzt, zu erhalten, und einen Sinterling aus einer amorphen Legierung mit ausgezeichneten hartmagnetischen Eigenschaften, wie Remanenzmagnetisierung (Ir), Koerzitivkraft (iHc), maximales magnetisches Energieprodukt ((BH)max) usw. zu erhalten.
Wie oben beschrieben, hat die hartmagnetische Glaslegierung dieser Ausführungsform eine hohe Dichte und gute hartmagnetischen Eigenschaften, wie Remanenzmagnetisierung (Ir), Koerzitivkraft (iHc), maximales magnetisches Energieprodukt ((BHmax) usw. Deshalb ist es durch den Einsatz einer solchen hartmagnetische Glaslegierung für den Schrittmotor möglich, den Schrittmotor zu miniaturisieren und das Drehmoment zu erhöhen.
Das technische Gebiet der vorliegenden Erfindung ist nicht auf die oben beschriebenen Ausführungsformen beschränkt, sondern es können zahlreiche Änderungen im Rahmen der vorliegenden Erfindung vorgenommen werden. Obgleich in den obigen Ausführungsformen die vorliegende Erfindung auf den Hybrid-Schrittmotor angewendet wird, kann die vorliegende Erfindung auch auf einen Schrittmotor vom Dauermagnet-Typ angewendet werden. Obgleich sich die obigen Ausführungsformen auf den Rotationstyp-Motor beziehen, kann die vorliegende Erfindung auch auf einen Linearmotor angewendet werden.

HERSTELLUNGSBEISPIEL 4

Es erfolgt die Beschreibung eines Beispiels, in dem die hartmagnetische Legierung der vorliegenden Erfindung gegossen wurde.
Einzelne Reinmetalle von Fe, Co, Nd und Cr, und reine Borkristalle wurden in einer Ar- Gasatmosphäre gemischt, und dann durch einen Lichtbogen geschmolzen, um eine Vorlegierung mit der folgenden Zusammensetzung zu erzeugen:
Fe&sub6;&sub3;Co&sub7;Nd&sub6;Cr&sub4;B&sub2;&sub0;
Als nächstes wurde die Vorlegierung gemahlen, und 5 g des Pulvers wurden in den Schmelztiegel 15 der in Fig. 4 gezeigten Gießvorrichtung gegeben. Ein Strom wurde durch die Hochfrequenz-Spule 14 geschickt, um die Vorlegierung durch Erwärmen auf eine Temperatur, die 100 bis 200ºC höher ist als der Schmelzpunkt der Vorlegierung in einer inerten Gasatmosphäre zu schmelzen. Die so gewonnene Schmelze 16 wurde in die Gießform 17 injiziert, welche einen darin ausgebildeten Gießhohlraum 18 mit einem von 1 mm · 50 mm aufwies, bei einem Injektionsdruck von 0.5 bis 1,5 kgf/cm², durch die Düse 15a mit einem Porendurchmesser von 0,5 bis 0,6 mm, welche an dem Boden des Schmelztiegels angeordnet ist, um ein verfestigtes Formteil mit 1 mm · 50 mm zu erhalten.
Das so gewonnene Formteil wurde mittels Röntgendiffraktionsanalyse unter Verwendung eines Röntgendiffraktometers (XRD) unter Einsatz von Cu-Kα-Strahlen vermessen. Als ein Ergebnis war festzustellen, dass das Muster ein typisches breites Muster war, und somit wurde bestätigt, dass das Formteil eine amorphe Phase umfasst. Ebenso zeigen die Ergebnisse der in Fig. 24 gezeigten DSC-Messung folgendes.
Kristallisationstemperatur Tx = 655ºC
Glasübergangstemperatur Tg = 614ºC
Es wurde somit bestätigt, dass das Formteil folgendes zeigt:
Unterkühlter flüssiger Bereich ΔTx = 41ºC
Als nächstes wurde das Formteil in einem Quarzrohr unter Vakuum versiegelt, und dann einer Wärmebehandlung durch einen elektrischen Ofen unter den folgenden Bedingungen unterworfen:
Heizrate: 80ºC/min
Heizbehandlungstemperatur: 620 bis 700ºC (893 bis 973 K)
Haltezeit: 5 Minuten
Kühlung: Wasserabschrecken
Das Formteil wurde durch Wärmebehandlung kristallisiert, um einen Gussmagneten zu erhalten, welcher eine Fe&sub3;B-Phase als eine weichmagnetische Phase und eine Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase als eine hartmagnetische Phase, die in einer amorphen Matrix ausgefällt wurden, umfasst. Tabelle 4 zeigt die magnetischen Eigenschaften des Gussmagneten. Tabelle 4
Wie oben in den Ausführungsformen beschreiben, kann die Glaslegierungszusammensetzung in einer Form mit einer gewünschten Gestalt geformt werden, und eine Wärmebehandlung des Formteils ermöglicht die Bildung eines Gussmagneten mit einer hohen Leistung, der die weich- und hartmagnetischen feinkristallinen Phasen, die in einer amorphen Matrix ausgefällt sind, umfasst. Durch Einsatz des Sintermagneten oder des Gussmagneten als Kern eines Schrittmotors und eines Lautsprechers, ist es möglich, einen Schrittmotor oder einen Lautsprecher mit ausgezeichneten Eigenschaften leicht herzustellen.

Übersetzung von Fig. 1

PRESSURE = DRUCK
PULSE CURRENT = PULSSTROM
PULSES = PULSE

Übersetzung von Fig. 13

AMOUNT OF HEAT GENERATED (ARBITRARY UNIT) = ERZEUGTE WÄRMEMENGE (REL. EINH.)
TEMPERTURE (ºC) = TEMPERATUR (ºC)
SUPER-COOLED ZONE = UNTERKÜHLTER BEREICH

Übersetzung von Fig. 14

DIFFRACTION INTENSITY (IN ARBITRARY UNIT) = DIFFRAKTIONSINTENISITÄT (IN RELATIVEN EINHEITEN)
(deg.) = (Grad)

Übersetzung von Fig. 15

DIFFRACTION INTENSITY (IN ARBITRARY UNIT) = DIFFRAKTIONSINTENISITÄT (IN RELATIVEN EINHEITEN)
(deg.) = (Grad)
THIN FILM = DÜNNER FILM

Übersetzung von Fig. 16

HEAT TREATMENT TEMPERATUR (ºC) = WÄRMEBEHANDLUNGSTEMPERATUR (ºC)

Übersetzung von Fig. 17

RATE OF TEMPERATURE RISE IN HEAT TREATMENT (ºC min&supmin;¹) = TEMPERATURANSTIEGSRATE BEI WÄRMEBEHANDLUNG (ºC min&supmin;¹)

Übersetzung von Fig. 21

(BEFORE HEAT TREATMENT) = (VOR WÄRMEBEHANDLUNG)

Übersetzung von Fig. 22

AMOUNT OF HEAT GENERATED (ARBITRARY UNIT) = ERZEUGTE WÄRMEMENGE (REL. EINH.)
TEMPERTURE (ºC) = TEMPERATUR (ºC)

Übersetzung von Fig. 22

TEMPERTURE (ºC) = TEMPERATUR (ºC)

Übersetzung von Fig. 24

Claims

1. Hartmagnetische, kompakt gesinterte Legierung, welche durch Sintern bei Hitze und Druck gewonnen wird, ein Glaslegierungspulver, welches enthält: Fe als eine Hauptkomponente; wenigstens ein Element R, das aus den Elementen der Seltenen Erden gewählt ist; wenigstens ein Element M, das aus der Gruppe, bestehend aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Cu und B, gewählt ist; und einen unterkühlten flüssigen Bereich mit einer Temperaturbreite ΔTx von 20ºC oder mehr aufweist, welche durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg dargestellt ist (worin Tx die Kristallisationstemperatur angibt und Tg die Glasübergangstemperatur angibt).

2. Hartmagnetische, kompakt gesinterte Legierung nach Anspruch 1, bei welcher die Glaslegierung die durch die folgende Zusammensetzungsformel dargestellte Zusammensetzung hat:

Fe100-x-y-z-wRxMyTzBw

worin T wenigstens ein aus Co und Ni gewähltes Element ist, und die Zusammensetzungsverhältnisse x, y, z und w in Atom-% 2 ≤ x ≤ 15, 2 ≤ y ≤ 20, 0 ≤ z ≤ 20 bzw. 10 ≤ w ≤ 30 genügen.

3. Hartmagnetische, kompakt gesinterte Legierung nach Anspruch 1, bei welcher die Glaslegierung die durch die folgende Zusammensetzungsformel dargestellte Zusammensetzung hat:

Fe100-x-y-z-w-tRxMyTzBwLt

worin T wenigstens ein aus Co und Ni gewähltes Element ist, L wenigstens ein aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, Ga, Sn, C und P gewähltes Element ist, und die

Zusammensetzungsverhältnisse x, y, z, w und t in Atom-% 2 ≤ x ≤ 15, 2 ≤ y ≤ 20, 0 ≤ z ≤ 20, 10 ≤ w ≤ 30 bzw. 0 ≤ t ≤ 5 genügen.

4. Schrittmotor mit einem Elektromagneten, welcher einen Stator und einen Rotor mit einer hartmagnetischen, kompakt gesinterten Legierung umfasst, wobei die hartmagnetische, kompakt gesinterte Legierung Fe als eine Hauptkomponente, wenigstens ein Element R, das aus den Elementen der Seltenen Erden gewählt ist, wenigstens ein Element M, das aus der Gruppe, bestehend aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Cu und B gewählt ist, enthält; und einen unterkühlten flüssigen Bereich mit einer Temperaturbreite ΔTx von 20ºC oder mehr aufweist, welche durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg dargestellt ist (worin Tx die Kristallisationstemperatur angibt und Tg die Glasübergangstemperatur angibt).

5. Schrittmotor nach Anspruch 4, bei welchem die hartmagnetische Legierung eine aus einer oder beiden einer α-Fe-Phase und einer Fe&sub3;B-Phase zusammengesetzte kristalline Phase, und eine aus einer Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase zusammengesetzte kristalline Phase umfasst, die darin ausgefällt sind.

6. Schrittmotor nach Anspruch 4, bei welchem die hartmagnetische Legierung die durch die folgende Zusammensetzungsformel dargestellte Zusammensetzung hat:

Fe100-x-y-z-wRxMyTzBw

7. Schrittmotor nach Anspruch 6, bei welchem die hartmagnetische Legierung eine aus einer oder beiden einer α-Fe-Phase und einer Fe&sub3;B-Phase zusammengesetzte kristalline Phase, und eine aus einer Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase zusammengesetzte kristalline Phase umfasst, die darin ausgefällt sind.

8. Schrittmotor nach Anspruch 4, bei welchem die hartmagnetische Legierung die durch die folgende Zusammensetzungsformel dargestellte Zusammensetzung hat:

Fe100-x-y-z-w-tRxMyTzBwLt

worin T wenigstens ein aus Co und Ni gewähltes Element ist, L wenigstens ein aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, Ga, Sn, C und P gewähltes Element ist, und die Zusammensetzungsverhältnisse x, y, z, w und t in Atom-% 2 ≤ x ≤ 15, 2 ≤ y ≤ 20, 0 ≤ z ≤ 20, 10 ≤ w ≤ 30 bzw. 0 ≤ t ≤ 5 genügen.

9. Schrittmotor nach Anspruch 8, bei welchem die hartmagnetische Legierung eine aus einer oder beiden einer α-Fe-Phase und einer Fe&sub3;B-Phase zusammengesetzte kristalline Phase, und eine aus einer Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase zusammengesetzte kristalline Phase umfasst, die darin ausgefällt sind.

10. Lautsprecher mit einem Lautsprechermagneten, welcher eine hartmagnetische, kompakt gesinterte Legierung umfasst, die Fe als eine Hauptkomponente, wenigstens ein Element R, das aus den Elementen der Seltenen Erden gewählt ist, wenigstens ein Element M, das aus der Gruppe, bestehend aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Cu und B gewählt ist, enthält; und einen unterkühlten flüssigen Bereich mit einer Temperaturbreite ΔTx von 20ºC oder mehr aufweist, welche durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg dargestellt ist (worin Tx die Kristallisationstemperatur angibt und Tg die Glasübergangstemperatur angibt), und wobei die Koerzitivkraft der hartmagnetischen, kompakt gesinterten Legierung 224 kA/m oder mehr beträgt.

11. Lautsprecher nach Anspruch 10, bei welchem die hartmagnetische Legierung eine aus einer oder beiden einer α-Fe-Phase und einer Fe&sub3;B-Phase zusammengesetzte kristalline Phase, und eine aus einer Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase zusammengesetzte kristalline Phase umfasst, die darin ausgefällt sind.

12. Lautsprecher nach Anspruch 11, bei welchem die hartmagnetische Legierung die durch die folgende Zusammensetzungsformel dargestellte Zusammensetzung hat:

Fe100-x-y-z-wRxMyTzBw

worin T wenigstens ein aus Co Ni gewähltes Element ist, und die Zusammensetzungsverhältnise x, y, z und w in Atom-% 2 ≤ x ≤ 15, 2 ≤ y ≤ 20, 0 ≤ z ≤ 20 bzw. 10 ≤ w ≤ 30 genügen.

13. Lautsprecher nach Anspruch 12, bei welchem die hartmagnetische Legierung eine aus einer oder beiden einer α-Fe-Phase und einer Fe&sub3;B-Phase zusammengesetzte kristalline Phase, und eine aus einer Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase zusammengesetzte kristalline Phase umfasst, die darin ausgefällt sind.

14. Lautsprecher nach Anspruch 10, bei welchem die hartmagnetische Legierung die durch die folgende Zusammensetzungsformel dargestellte Zusammensetzung hat:

Fe100-x-y-z-w-tRxMyTzBwLt

worin T wenigstens ein aus Co und Ni gewähltes Element ist, die Zusammensetzungsverhältnisse x, y, z, w und t in Atom-% 2 ≤ x ≤ 15, 2 ≤ y ≤ 20, 0 ≤ z ≤ 20, 10 ≤ w ≤ 30 bzw. 0 ≤ t ≤ 5 genügen, und L wenigstens ein aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, Ga, Sn, C und P gewähltes Element ist.

15. Lautsprecher nach Anspruch 14, bei welchem die hartmagnetische Legierung eine aus einer oder beiden einer α-Fe-Phase und einer Fe&sub3;B-Phase zusammengesetzte kristalline Phase, und eine aus einer Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase zusammengesetzte kristalline Phase umfasst, die darin ausgefällt sind.