HU227736B1 - Iron-based rare earth alloy nanocomposite magnet and method for producing the same - Google Patents
Iron-based rare earth alloy nanocomposite magnet and method for producing the same Download PDFInfo
- Publication number
- HU227736B1 HU227736B1 HU0400631A HUP0400631A HU227736B1 HU 227736 B1 HU227736 B1 HU 227736B1 HU 0400631 A HU0400631 A HU 0400631A HU P0400631 A HUP0400631 A HU P0400631A HU 227736 B1 HU227736 B1 HU 227736B1
- Authority
- HU
- Hungary
- Prior art keywords
- approx
- phase
- atom
- magnet
- iron
- Prior art date
Links
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims description 210
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 118
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims description 118
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 title claims description 76
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 title claims description 33
- 239000002114 nanocomposite Substances 0.000 title claims description 25
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 title claims description 23
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title description 9
- 230000005291 magnetic effect Effects 0.000 claims description 99
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 86
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 49
- 230000005294 ferromagnetic effect Effects 0.000 claims description 24
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 claims description 22
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 15
- 230000006698 induction Effects 0.000 claims description 14
- ZDVYABSQRRRIOJ-UHFFFAOYSA-N boron;iron Chemical compound [Fe]#B ZDVYABSQRRRIOJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 239000000843 powder Substances 0.000 claims description 10
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000011347 resin Substances 0.000 claims description 4
- 229920005989 resin Polymers 0.000 claims description 4
- 239000011230 binding agent Substances 0.000 claims description 2
- 239000012256 powdered iron Substances 0.000 claims 1
- 125000004429 atom Chemical group 0.000 description 76
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 51
- 238000000034 method Methods 0.000 description 42
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 39
- 230000005415 magnetization Effects 0.000 description 28
- 239000000463 material Substances 0.000 description 28
- 230000008569 process Effects 0.000 description 28
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 25
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 23
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 21
- 239000010408 film Substances 0.000 description 19
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 18
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 17
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 16
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 15
- 229910001172 neodymium magnet Inorganic materials 0.000 description 14
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 11
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 10
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000006247 magnetic powder Substances 0.000 description 10
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 9
- 150000002500 ions Chemical class 0.000 description 8
- 229910001203 Alloy 20 Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052779 Neodymium Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 7
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 7
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 7
- 230000005389 magnetism Effects 0.000 description 7
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 7
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 7
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 6
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 6
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 6
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 6
- 230000003993 interaction Effects 0.000 description 6
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 6
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 6
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 6
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 6
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 5
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 description 5
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000010453 quartz Substances 0.000 description 4
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N silicon dioxide Inorganic materials O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000010409 thin film Substances 0.000 description 4
- 238000004627 transmission electron microscopy Methods 0.000 description 4
- 229910001047 Hard ferrite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 3
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 3
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 3
- 230000005347 demagnetization Effects 0.000 description 3
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 3
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 3
- 238000000386 microscopy Methods 0.000 description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 3
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 3
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910016523 CuKa Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 238000007739 conversion coating Methods 0.000 description 2
- 230000008878 coupling Effects 0.000 description 2
- 238000010168 coupling process Methods 0.000 description 2
- 238000005859 coupling reaction Methods 0.000 description 2
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 2
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 2
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 2
- 125000005843 halogen group Chemical group 0.000 description 2
- 239000001307 helium Substances 0.000 description 2
- 229910052734 helium Inorganic materials 0.000 description 2
- SWQJXJOGLNCZEY-UHFFFAOYSA-N helium atom Chemical compound [He] SWQJXJOGLNCZEY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 238000000048 melt cooling Methods 0.000 description 2
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 2
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 2
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 2
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 2
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 2
- QEFYFXOXNSNQGX-UHFFFAOYSA-N neodymium atom Chemical compound [Nd] QEFYFXOXNSNQGX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 2
- 238000007517 polishing process Methods 0.000 description 2
- 238000000634 powder X-ray diffraction Methods 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 2
- 239000013526 supercooled liquid Substances 0.000 description 2
- 238000004381 surface treatment Methods 0.000 description 2
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 2
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001369 Brass Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000906 Bronze Inorganic materials 0.000 description 1
- 244000025254 Cannabis sativa Species 0.000 description 1
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052692 Dysprosium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000004593 Epoxy Substances 0.000 description 1
- 229910017108 Fe—Fe Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052764 Mendelevium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004813 Moessbauer spectroscopy Methods 0.000 description 1
- 101100113998 Mus musculus Cnbd2 gene Proteins 0.000 description 1
- 229910000979 O alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052777 Praseodymium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052772 Samarium Inorganic materials 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910010413 TiO 2 Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000808 amorphous metal alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000008064 anhydrides Chemical class 0.000 description 1
- 239000012300 argon atmosphere Substances 0.000 description 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005422 blasting Methods 0.000 description 1
- 210000004556 brain Anatomy 0.000 description 1
- 239000010951 brass Substances 0.000 description 1
- 239000010974 bronze Substances 0.000 description 1
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 1
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 239000002826 coolant Substances 0.000 description 1
- KUNSUQLRTQLHQQ-UHFFFAOYSA-N copper tin Chemical compound [Cu].[Sn] KUNSUQLRTQLHQQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 230000029087 digestion Effects 0.000 description 1
- 230000003467 diminishing effect Effects 0.000 description 1
- 239000002270 dispersing agent Substances 0.000 description 1
- 238000009713 electroplating Methods 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 230000003631 expected effect Effects 0.000 description 1
- 230000005333 ferromagnetic domain Effects 0.000 description 1
- 238000012681 fiber drawing Methods 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 1
- 229910052733 gallium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011521 glass Substances 0.000 description 1
- 229910052737 gold Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000017525 heat dissipation Effects 0.000 description 1
- 239000012943 hotmelt Substances 0.000 description 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 1
- 239000003999 initiator Substances 0.000 description 1
- 238000002347 injection Methods 0.000 description 1
- 239000007924 injection Substances 0.000 description 1
- 238000001746 injection moulding Methods 0.000 description 1
- 238000001886 ion microscopy Methods 0.000 description 1
- YPJCVYYCWSFGRM-UHFFFAOYSA-H iron(3+);tricarbonate Chemical compound [Fe+3].[Fe+3].[O-]C([O-])=O.[O-]C([O-])=O.[O-]C([O-])=O YPJCVYYCWSFGRM-UHFFFAOYSA-H 0.000 description 1
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010985 leather Substances 0.000 description 1
- 229910001004 magnetic alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000696 magnetic material Substances 0.000 description 1
- 239000000289 melt material Substances 0.000 description 1
- 238000010309 melting process Methods 0.000 description 1
- 229910001092 metal group alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000007431 microscopic evaluation Methods 0.000 description 1
- 238000003801 milling Methods 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000004033 plastic Substances 0.000 description 1
- 229910052697 platinum Inorganic materials 0.000 description 1
- PUDIUYLPXJFUGB-UHFFFAOYSA-N praseodymium atom Chemical compound [Pr] PUDIUYLPXJFUGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000007712 rapid solidification Methods 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- KZUNJOHGWZRPMI-UHFFFAOYSA-N samarium atom Chemical compound [Sm] KZUNJOHGWZRPMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 239000007921 spray Substances 0.000 description 1
- 238000005507 spraying Methods 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- 229910052723 transition metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000003624 transition metals Chemical class 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
- H01F1/0579—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B with exchange spin coupling between hard and soft nanophases, e.g. nanocomposite spring magnets
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B82—NANOTECHNOLOGY
- B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
- B82Y25/00—Nanomagnetism, e.g. magnetoimpedance, anisotropic magnetoresistance, giant magnetoresistance or tunneling magnetoresistance
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
- H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
- H01F1/0575—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together
- H01F1/0578—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together bonded together
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Nanotechnology (AREA)
- Composite Materials (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
VASALAPÚ, RITKAFÖLDFÉMMEL ÖTVÖZÖTT NANOKOMPOZIT MÁGNES
A találmány általánosságban a különböző típusú motorokban és működtető ele5 mekben használható állandó mágnesekre, ezen belül egyrészt olyan vasalapú, ritkaföldfém ötvözetű, nanokompozit mágnesre vonatkozik, amely több ferromágneses fázist foglal magában.
Napjainkban egyre nagyobb szükség van arra, hogy a fogyasztói elektronikus készülékek, iroda-automatizálási berendezések és a különböző típusú villamos 10 műszerek teljesítményét tovább javítsuk, ugyanakkor tovább csökkentsük azok méretét és súlyát, Ehhez az kell, hogy maximalizálni lehessen az ilyen berendezésekben használható, mágneses áramkörként alkalmazott, állandó mágnes teljesltmény/súly arányát. Például, igen nagy most a kereslet a kb. 0,5 T, vagy nagyobb Br remanens mágneses indukcióval rendelkező állandó mágnesek Iránt. Széles körben használnak kemény ferrit mágneseket, mert az Ilyen típusú mágnesek viszonylag olcsók. Ugyanakkor a kemény ferrit mágnesek nem érik el a kb. 0,5 T, vagy nagyobb magas Bf remanens mágneses indukciót.
Jelenleg egy porkohászait, eljárással gyártott Sm-Co alapú mágnes tekinthető olyan tipikus állandó mágnesnek, amely eléri a magas, kb. 0,5 T, vagy nagyobb
Br remanens mágneses indukciót. Viszont az Sm-Co alapú mágnes költséges, mert mind a szamárium, mind a kobalt drága anyag.
Vannak példák más, magas maradék mágnesességgel rendelkező anyagokra ilyen a porkohászat! eljárással készült Nd-Fe-B alapú színtereit mágnes, és az olvadék hirtelen lehűtésével gyártott, Nd-Fe-B alapú, gyorsan szilárduló mág25 nes. Például a JP 59-46008 sz. közzétételi irat egy Nd-Fe-B alapú, színtereit mágnest, a JP 60-9852 sz. közzétételi irat pedig egy Nd-Fe-B alapú gyorsan szilárduló mágnest ismertet, A színtereit mágnes 8-30 lömeg% ritkaföldfém őtvózöket (amelyek között minden esetben szerepel Y) tartalmaz, a 8 mennyisége pedig 2-28 tömeg%, A gyorsan szilárduló mágnesben alkalmazott ntkaíöld30 fémek célszerűen neod irmom és prazeodimium,
A Nd-Fe-B alapú színtereit mágnes főleg a viszonylag olcsó vasból áll (jellemzően a teljes tömeg mintegy 80-70 tömeg %-a), és sokkal kevésbé drága, mint 98972-13954 Er ?
φ ΦΧΦ φ *♦**
Φ Φ *·
ΦΦ ·*· * *
χ. ΧΦΦΧ *
X* « · a Sm-Co alapú mágnes, Még a Nd-Fe-B alapú színtereit mágnes gyártása Is költséges. Ez részben azért van így, mert nagy berendezés és sok gyártási- és feldolgozási lépés szükséges, hogy leválasszak és tisztítsuk, vagy redukcióval előállítsuk a neodimlumot, amely általában a mágnes kb, 10-15 %-át adja. Rá5 adásul a porkohászati eljárás általában viszonylag nagyszámú technológiai lépést tartalmaz.
A porkohászati eljárással készült, Nd-Fe-B alapú színtereit mágneshez viszonyítva, a Nd-Fe-B alapú, gyorsan szilárduló mágnest alacsonyabb költséggel lehet előállítani az olvadék hirtelen lehűtését megvalósító eljárással Ez azért lö van igy, mert a Nd-Fe-B alapú gyorsan szilárduló mágnest az olvasztás, az olvadék hirtelen lehűtése és hőkezelés viszonylag egyszerű gyártástechnológiai lépésein keresztül lehet előállítani. Ugyanakkor ahhoz, hogy hirtelen lehűtött olvadékból állandó mágnest nyerjünk Ömlesztett formában, először mágnest kell előállítani gyorsan szilárduló ötvözetből készült mágnespor és kötőgyanta ©Ιοί 5 gyrtésével. A mágnespor normái esetben az öntött mágnes volumenének maximum mintegy 80 térfogat %-át adja. Ugyanakkor az olvadék hirtelen megvalósító eljárással készült, gyorsan szilárduló ötvözet mágnesesen izotróp.
A fenti okokból adódóan a Nd-Fe-B alapú, az olvadék hirtelen lehűtését megvalósító eljárással készült, gyorsan szilárduló mágnesnek alacsonyabb a Br rema20 nens mágneses indukciója, mint a mágnesesen anizotrop, Nd-Fe-B alapú, porkohászati eljárással készült színtereit mágnesnek.
A JP 1-7502 sz. közzétételi irat bemutat egy olyan technológiát, amely szerint a Zr, Nb, Mo, Hí, Ta és W-ból álló csoport egy elemét és a Ti, V és Cr-ból álló csoport egy elemét kombinálva adják az ötvözethez, és ez hatékonyan javítja a
Nd-Fe-B alapú gyorsan szilárduló mágnes mágneses tulajdonságait. Ha ezeket az elemeket az ötvözethez adjuk, megnő a mágnes H-í koercivitása és korróziógátló képessége. Ugyanakkor, az egyetlen ismert hatékony módszer a Br remanens mágneses indukció javítására a kötött mágnes sűrűségének növelése. Ha egy Nd-Fe-B alapú gyorsan szilárduló mágnes r itkaföldfemele met tarló talmaz mintegy 8, vagy annál nagyobb atom %-ban, a korábbi technológiák gyakran használták a szál-húzásos eljárást, ahol az anyag ötvözetének olvadóφ «.*·» ο
kát hűtő hengerre juttatják, hogy növeljék az anyag ötvözet gyorshütésl és szilárdulási sebességét.
A Nd-Fe~B alapú gyorsan szilárduló mágnesre vonatkozóan alternatív mágnes anyagot javasoltak R. Coehoorn és munkatársai ( J de Phys. C8, 1998, 669-670 oldal), A bemutatott anyag összetételében található egy ritkaföldférnetem viszonylag alacsony mól frakción (azaz: kb. híds-s-Fe?-,281$, ahol az alsó Indexek atom-százalékot jelölnek), és egy FeaB típusú vegyület, mint fő fázis. Ezt az állandó mágnes anyagot egy, az olvadék hirtelen lehűtését megvalósító eljárással készült amorf ötvözet hevítésével és kristályosításával nyerjük, A kristályosított 10 anyag melasíaöííis szerkezetű, amelyben együtt találhatók puha mágneses Fe^B és kemény mágneses NcbFe^B fázisok, és amelyben finoman és egységesen oszlanak el a nagyon kis méretű kristály-szemcsék (rendesen több nanométeres nagyságrendben), e két kristályos fázis keverékeként. Ezért hívják „nanokompozit mágnesnek” az ilyen anyagból készült mágnest. A beszámolók 15 szerint az ilyen nanokompozit mágnes Br remanens mágneses indukciója kb. 1 T, vagy nagyobb. koereivitása ugyanakkor viszonylag alacsony, azaz kb. 160 kA/m-töl kb, 246 kA/m-ig terjed. Igy ez az állandó mágnes anyag csak akkor alkalmazható, ha a mágnes munkapontja kb. 1, vagy annál nagyobb.
Számos javaslat született különféle fémek hozzáadására a nanokompozit mág20 nes anyag ötvözetéhez, mágneses tulajdonságai javítása céljából. Lásd például: a JP 3-281104 sz, közzétételi iratot, az US 4.836.888 sz. szabadalmi leírást, a JP 7-122412 sz. közzétételi iratot, a WO 003/03403 sz. nemzetközi szabadalmi leírást és W. C. Chan és társai, „Hcálló férnek hatásai az α -Fe/RaFe^Btípusú nanokompozitök mágneses tulajdonságaira” című munkáját az IEEE
Trans. Magn, No. 5, INTERMAG. 99, Kyongíu, Korea, 3265-3287. o,, 1999. kiadványban. Csakhogy a javasolt technikák egyike sem elég megbízható ahhoz, hogy mindig elfogadható értékű „jellemző költség visszatérő lést hozzon. Még pontosabban: egyik ilyen technikával gyártott nanokompozit mágnes sem képes elég magas koercivltást elérni ahhoz, hogy valóban felhasználható tegyen kü30 íoníéle alkalmazásokban, azaz, egyik ilyen mágnes sem mutat a kereskedelmi forgalmazás szempontból életképes mágneses tulajdonságokat.
*« φ*
V <
* «
A jelen találmánnyal az Ismertetett problémák kiküszöbölése a célunk,, és olyan eljárás kidolgozása, amellyel kiváló mágneses tulajdonságú vasalapú ötvözetű állandó mágnes állítható elő kis költséggel, továbbá olyan állandó mágnest kialakítása, amelynek Hcj koercivltása elég nagy ahhoz,, hogy a mágnest fel Je5 hessen használni különféle alkalmazásokban (pl H^í > kb. 550 kA/m), miközben a 8f remanens mágneses indukció értéke kb. G,8Ö T, vagy több marad.
A kitűzött feladatot a találmány szerint olyan vasalapú ritkaföldfém ötvözetű nanokompczit mágnessel oldottuk meg, amely egy R2T14Q típusú vegyület knstályszemcséit tartalmazza, továbbá tartalmaz olyan ferromágneses vasalapú boridét, amely a szemcsehatáron található az R2L4O típusú vegyület kristályszemcséi között, amelynek tömegszázalékos összetétele a találmány szerint {Fe-í^T'nl-ioö-x-y-zQxRyTb, aboíT legalább egy kiválasztott elem a Co és Ni~ből álló csoportból, Q legalább egy kiválasztott elem a B és C-ből álló csoportból, és R legalább egy ritkaföldfémé lem, amely lényegében nem tartalmaz La-t vagy
Ce-t, továbbá az x, y, z és m mól frakciók megfelelnek az alábbi egyenlőtlenségeknek:
atom %<x<17 atom %:
atom atom %;
0,5 atom %<z<6 atom %; illetve
0«m<0,5;
ahol a mágnes kristályszemcséinek átlagos szemcsemérefe kb, 20 nm és kb, 200 nm között van, és amelyben a íerramágneses vasalapú borid a szemcsehatáron diszpergálódik vagy film formában van jelen a szemcsehatár felett, úgy, hogy legalább részben fedi az RzT^Q típusú vegyület kristályszemcséinek fél25 színét.
A találmány egyik előnyös kiviteli alakjában az x. y és z mól frakciók megfelelnek az alábbi egyenlőtlenségeknek: 10 atom %<x<15 atom %, 7 atom %<y<9,3 atom %, és 1,5 atom %<z< 5 atom %,
Egy másik előnyös kiviteli alak esetében a mágnes kristályos fázisokat tartal30 máz, beleértve az RsTwQ típusú vegyületet és a ferromágneses vasalapú « «« boridot, összességében kb. SS térfogat %-ban vagy többen, és amorf fázisokat kb. 5 térfogat %-ban vagy kevesebben.
Ezen beiül a mágnes az R2T5.4Q típusú vegyületet előnyösen kb. 65 - 85 térfogat %-ban tartalmazza.
Ismét egy másik előnyős kiviteli alak esetében az R?TuQ típusú vegyület kristátyszemeséinek Ts koncentrációja kb, 2 atom % vagy kevesebb, míg a Ti koncentráció a szemcsehatáron, az RTÍAQ típusú vegyület kristályszemcséi között magasabb, mint az RsT«ö típusú vegyület khstáiyszemcséinek belsejében lévő
Pontosabban, a TI koncentráció az. R2R4Q· típusú vegyület krisfályszemcséi közötti szemcsehatáron kb. 7 atom % vagy több.
Ismét egy másik előnyös kiviteli alak esetében a ferromágneses vasaiapú borid átlagos mérete kb, 50 nm vagy kevesebb, a szemcsehatár vastagsága mentén mérve.
1.5 Ismét egy másik előnyös kiviteli alak esetében a ferromágneses vasaiapú borid film formában van jelen, melynek átlagos vastagsága kb. 20 nm vagy kevesebb az RiTuQ típusú vegyület kristály szemcséi közötti szemcsehatár felett.
Egy másik előnyős kiviteli alak esetében a ferromágneses vasaiapú borid diszpergálódík az R2R4O típusú vegyület kristályszerncséi közötti szemeseire20 tárban, és átlagos fő tengely hossza kb. 1 nm ~ SO nm.
Egy másik előnyös kiviteli alak esetében a mágnes egy tetszőleges keresztmetszetén az RfFuQ típusú vegyület kristályszemcséinek átlagos mérete nagyobb, mint a ferromágneses vasaiapú borid átlagos mérete.
Egy másik előnyös kiviteli alak esetében az x és y mól frakciók megfelelnek az alábbi egyenlőtlenségeknek: Tö atom %<x<14 atom % és 0,5 atom %<z<4 atom %.
Ismét egy másik előnyös kiviteli alak esetében a vasaiapú borid Fe3B-t és/vagy FesjBg-t tartalmaz.
Art
4Χ «
- 6 ··
Ismét egy másik előnyős kiviteli alak esetében a mágnes vékony esik formájú, vastagsága kb. 10 pm - 300 pm.
Ismét egy másik előnyös kiviteli alak esetében a mágnest por-részecskékké őröltük, Ebben a konkrét előnyben részesített megjelenési formában a porrészecskék részecske középmérete kb, 30 pm - 250 pm.
Ismét egy másik előnyös kiviteli alak esetében a mágnes az alábbi paraméterekkel meghatározott kemény mágneses tulajdonságokkal rendelkezik: Br remanens mágneses Indukció legalább kb. 0,80 T, a maximum energia (BH)fnax legalább kb. 100 kJ/nr', és a koercivitás Η&· legalább kb. 480 Wm.
Még pontosabban, a mágnes előnyösen kemény mágneses fulajdortságokkal rendelkezik, amelyeket az alábbiak reprezentálnak: Br maradvány kb. 0,85 T vagy több és maximum energia (BH)roax kb. 120 kj/m3 vagy több.
A találmány egy további előnyős kiviteli alakja szerint a kötött mágnes ügy állítható elő, hogy a fentebb leirt előnyös kiviteli alakok bármelyike szerinti vasalapú ritkaföldfém ötvözetű mágnes porából álló mágnesport olvasztunk össze.
A találmányt az alábbiakban a csatolt rajz alapján ismertetjük részletesebben, amelyen a javasolt mágnes példakéntl kiviteli alakját tüntettük fel. A rajzon az
1Á. és 1B. ábrák a találmány egy-egy előnyös kiviteli alakja szerinti vasalapú ritkaföldfém ötvözetű nanokompozit mágnes szerkezetét mutatják vázlatosan, a
2A. ábra a találmány szerinti vasalapú ritkaföldfém ötvözetű mágneshez gyorsan szilárduló ötvözet készítésére alkalmas berendezés metszete, a
28. ábra a 2A. ábrán látott berendezés egy részét mutatja nagyobb léptékben, ahol az olvadékot hirtelen lehűljük és gyorsan szlárdltjuk, a ábra a találmány szerinti mágnesből készített minta lemágnesezési görbéjét mutatja, a
4. ábra a lágyított minta röntgensugár elhajlási diagramját mutatja, az κ « ·♦··*
5. ábra a találmány szerinti mágnesről kb. 125000-szeres nagyítással készített fénykép, ahol transzmissziós elektron-mikroszkóppá} vizsgáltuk a kezelt minta mikro-fémstruktúráját, a
6. ábra a találmány szerinti mágnesről készített kép, amely egy tű5 szerű minta fém struktúráját mutatja atom-szondás térion mikroszkópban, a
7. ábra a Nd, B és Ti kumulatív koncentrációs profitjait mutatja, ahogy a 2. sz. mintánál mértük a mélység irányában, a
8A. ábra a 7. ábra A-L. régiójában a Ti koncentrációk és a Nd kontó centráoíók közötti összefüggést mutatja, és a
8B- ábra a 7. ábra A-L. régiójában a Ti koncentrációk és a B koncentrációk közötti összefüggést mutatja.
A találmány egy előnyős kiviteli alakja szerinti vasalapú, ritkaföldfémmel ötvözött mágnes olyan nanokompozít mágnes, amely Ti-t tartalmazó rítkaföldfém15 vas-bor alapú anyag ötvözet olvadékának gyors hűtésével és szilárdításával keletkezik. Ez a gyorsan szilárdult ötvözet nanokhstáíyos fázisokat tartalmaz. Ha szükséges, a gyorsan szilárdult ötvözet hevíthető és tovább knstályositható.
Általánosságban elmondhatjuk, hogy ha egy R ritkaföldfémelem mól frakciója alacsonyabb, mint kb. 10 atom %, akkor a kemény mágneses tulajdonságokhoz
2.0 hozzájáruló FEFéuB fázis csökkenti ennek volumen-százalékát:. Továbbá, egy α-Fe fázis korábban képez magot, mint a R2FeuB fázis, és könnyen jelentősen megnöveli a szemcseméretét. Mível az «-Fe fázisnak magas mágnesessége van, a keletkező mágnes mágnesessége is egészében növekszik. Ugyanakkor, mivel a mágnes tartalmazza a szélsőségesen nagy «.-Fe fázist, lemágnesezésl görbéjének hurok négyszögieíessége romlik, és csökken a koercivitása is, A korábbi technológiák esetében úgy próbálták növelni a koercivitást, hogy csökkentették minden egyes kristály fázis méretét (beleértve az α-Fe fázist is, aminek könnyen van jelentősen nagy mérete), valamilyen fém elem hozzáadásával. Az eredményül kapott koercívitás azonban még így is elégtelennek bizonyult.
♦ 4 94 ·
44 4 4 ·
V 4 * * 4 * *
4« 44 » * * *♦*,* χ 499 4* ♦
-8Találmányunk alapja az a felismerés, hogy megfelelő mennyiségű Tét, majd agy RsJuQ típusú vegyület kristalyszemcséit, majd vasalapú boridét adva egy olyan anyag ötvözethez, amely az R ntkafőldfémelemet kevesebb, mint kb. 10 atom %.-ban, és a B-t kb. 10-17 atom %-ban tartalmazza, az korábban és gyor5 sabban képez magot, mint az Fe fázis a hűtésnek és szilárdításnak alávetett olvadt ötvözetben, és Így megakadályozható az α-Fe magképződése és jelentős szemcse-növekedése. Azt is felismertük, hogy a kemény mágneses fázist a lágy mágneses fázisnál gyorsabban és korábban nukíeizálva és növelve, a vasaiapú borid ferromágneses tulajdonságokkal rendelkező magjai állíthatók 10 elő az R2T14Q kristályok közötti szemcsehatáron. Ennek megfelelően, ha a ferromágneses vasalapú borid úgy növekszik az anyag ötvözet kristályosítási eljárása során, hogy a határfelületi energia növelése nélkül befedi az R2T14Q kristáíyszemcsék felszínét, akkor a több magból keletkezett vasalapú borid Ideiglenesen diszpergá födik, de hamarosan részlegesen összekapcsolódik az R2ThQ 1.5 krisíályszemcsék felületén. Ennek következtében a vasaiapú borid végül egyfajta filmet vagy réteget alkot. így az RfifoQ krisíályszemcsék felületét legalább is részben befedi a vasaiapú borid film.
dfi
A találmány előnyös kiviteli alakjai egy olyan nanokompozit struktúrát adnak, amelyben a kemény mágneses fázisul szolgáló R?TWQ kristályszemcséket egy 20 lágy mágneses fázisul szolgáló vékony, vasalapú borid film választja el egymástól (átlagos vastagság kb. 20 nm vagy kevesebb), és/vagy ennek finom részecskéi (főtengely-méret kh. 1 nm - 50 nm). Ez azt jelenti, hogy az R2L4Q krisíályszemcsék szemcsehatára mentén a lágy és kemény mágneses fázisok mágnesesen összekapcsolódnak csere kölcsönhatás révén. A kemény és lágy mágneses fázisok csere kölcsönhatása főleg a határfelületükön történik. Mivel a lágy mágneses fázis a kemény mágneses fázist takaró film formájában van jelen, a lágy fázis legnagyobb részének mágneses nyomatéke mágnesesen őszszeszűkitett, következésképp kiváló mágneses tulajdonságok érhetők el. Ennek eredményeképp olyan struktúra keletkezik, amely az angol szakterületen 30 „exchange spríng néven ismert mágnesként tud működni. A feltalálók azt is felfedezték, hogy ezt a mágneses összekapcsolódást gyengíti egy gyenge mágneses fázis vagy egy nem-mágneses fázis, amely a szemcsehatáron található.
« * *
-9 Az IA. és 1B. ábra vázlatosan mutatja a találmány egy előnyös kiviteli alakja szerinti nanokompozlt mágnes szerkezetét. Az 1A. ábrán látható metszet vázlatosan mutatja az RsFe^B fázisokat és a szemesehatár-fázisokat, amelyekben Fe-B vasalapú borid van jelen. Az 1B. perspektivikus kép, amely az R^Fe^B fázist és a Fe-B vasalapú bondot mutatja. Amint az 18. ábrán látható, a Fe-B vasalapú borid finoman díszpergált, és/vagy összekombinálódott, mint egy film vagy réteg a szemcsehatáron, részben befedve ezáltal az R^Fe^B fázis felületét. Más szavakkal, az R2Fe«B fázis szemcsehatárán lévő Fe-B vasalapú borid részben folyamatos, részben megszakított
Ezen a módon, a találmány előnyben részesített megjelenési formáinak megfelelően, ferromágneses tulajdonságokkal rendelkező vasalapú borid keletkezik az R2F€mG krístályszemcsék közti szemcsehatáron vagy mellékhatáron, ezzel legalább részben fedve az R2F©UQ krístályszemcsék felületét. Ennek eredményeképpen, olyan egyedi nanokompozit mágnes szerkezet nyerhető, amelyben egy finom (vagy vékony) vasalapú borid van jelen az RzFe-wQ kristályszemcsék közti szemcsehafáron vagy mellék-határon. Az Itt használt „szemcsehatár kifejezés nemcsak a szoros értelemben vett „szemcsehatárra vonatkozik, hanem a „meilékhatárra is.
A feltalálók által folytatott kísérletek eredményeiből kiderült, hogy különösen akkor nyerhető kiváló mágneses tulajdonságokkal rendelkező nanokompozlt mágnes, amikor a ferromágneses tulajdonságokkal rendelkező vasalapú borid vékony filmet képez az R2FeuÖ krístályszemcsék felszíne felett, a szemcsehatáron. A találmány előnyös kiviteli alakjaiban, a szemcsehatáron vékonyan található lágy mágneses fázis a teljes mágnes kb. 10-40 térfogat %-át teszi kí.
Ilyen szerkezet úgy érhető el, hogy az RjFewG kristály szemcséket más lágy mágneses fázisok kristáiyszemcséinél gyorsabban és előbb nukleizáljuk és növeljük Ti hozzáadásával, és aztán kícsapatjuk a vasalapú: boridof az FbFeuQ kristály szemcséi közötti térben (vagy a szemcsehatáron). Vagyis a lágy mágneses fázis csak az R2FeuQ kristályszemcsék megfelelő nukleizálását és növelését kővetően növekedhet a szemcsehatáron. Ennek megfelelően, a lágy mágneses fázis szemcse-növekedését a szemcsehatár szakaszán az R2FeuG krisfc <
♦ «
10* · * * fcfc fc «fc »
fc*X ♦
fcfc fc * * Vfcfcfc tályszemcsék korlátozzák. Az ily módon keletkezett lágy mágneses fázis kristályrácsa nem illeszkedik a kemény mágneses fázis kristályrácsához. Ennek a nanokompozit mágnesnek a szerkezete ebben a tekintetben is más, mint a FesE/R^Fe^B típusú nanokompozit mágnes szerkezete. Specifikusan, egy
FesS/FhFe^B típusú nanokompozit mágnesben, amely az R ritkaföidfémelemet kb. 2 atom % - 6 atom % és a bort (B) kb. 15 atom % - 20 atom %-ban tartalmazza, a lágy mágneses Fe^B fázis és a kemény mágneses R^Fe^B fázis fázis-transzformációs folyamat során keletkezik. Azaz, a lágy mágneses Fe2B fázis kicsapódik, mielőtt a kemény mágneses R2Fei48 fázis· magot alkotna. Ab10 bán az esetben a légy mágneses fázis nem lehet leien a film alakban, így megfigyelhető, hogy a FesB kristályrácsa részben megfelel az R^Fe^B kristátyráA találmány előnyős kiviteti alakjaiban, amint az RgTwQ krisfályszemcsék magot alkotnak és növekednek, az olvadt ötvözetben lényegében egyenletesen szétoszló TI az R2TuQ kristályszemcsék szemcsehatárára kényszerül, és ott kondenzálődik. A feltalálók szerint ennek oka az, hogy a Ti nem tud létezni egy kémiailag stabil állapotban az R2T<4Q krisfályszemcsék belsejében. A feltalálók által összegyűjtött kísérleti adatok szerint a szemcsehatár-fázlsba kondenzálódött Ti kb. 5 atom % - 3Ö atom % koncentráción volt jelen a szemcse határon.
Az azonban nem volt egészen világos, hogy milyen formában létezett ott a Ti.
Most egy, a találmány egy előnyős kiviteli alakjának megfelelő vasalapü ritkaföldfém ötvözetű mágnest Ismertetünk részletesebben.
A találmány különféle előnyös kiviteli alakjaiban a vasalapü ritkaföldfém ötvözetű mágnes előnyösen olyan összetétellel rendelkezik, amelyet a (Fe-í.,r„T?n)ioo x-y zQxRyTb általános képlet ír le. Ebben a képletben, a T előnyösen a Co és Ni-ből álló csoportból kiválasztott legalább egy elem, a Q előnyösen a B és C-ből álló csoportból kiválasztott legalább egy elem és az R előnyösen legalább egy ritkaföldfémeiem, amely lényegében nem tartalmaz La-t vagy Ce-t. Az x, y, z és m mól frakciók megfelelnek az alábbi egyenlőtlenségeknek:
lö atom %<x<1.7 atom %, 7 atom %<y<1ö atom 0,5 atom % <z<8 at % és ö<m<ö,5. Ez az ötvözet mágnes előnyösen tartalmazza egy Rs'TuQ típusú ve> φφ φ φ ί ΐ ♦ φφ φ · * * » Φ V «Φ * * * « «. » φφφ* ♦
- π gyület kristályszemcséit és egy ferromágneses vasalapú boridét,. melyek csere kölcsönhatás révén mágnesesen összekapcsolódtak. A ferromágneses vasalapú borid előnyösen úgy növekszik, hogy filmet fejleszt ki az R2TmQ kristályszemcsék közötti szemcsehatáron, és lefedi az. R2TuQ kristályszemcsék egész felületét.
A találmány ezen. előnyös megvalósítási formájának megfelelő vasalapú ritkaföldfém ötvözetű mágnes kevesebb, mint kb. 10 atom %-ban tartalmaz egy ritkaföldfémeiemet. A ferromágneses tulajdonságú vasalapú borid azonban a fő fázis szemesebatáfán kicsapódott. Ennek megfelelően, a mágnes összehasonló Hihető (vagy inkább megnövékedett) mágnesességet (vagy Br remanens mágneses indukciót) és jobb lemágnesezési görbe hurök-négyszögletességet mutat, mint egy TM nem tartalmazó mágnes.
A találmány előnyös kiviteli alakja szerinti vasalapú ritkaföldfém ötvözetű mágnesben a ferromágneses tulajdonságokkal rendelkező fő fázis kristályszemeséit vékonyan befedik a vasalapú boridok, mint lágy mágneses fázis. Ennek megfelelően, e két fö fázis kristályszemcséí mágnesesen összekapcsolódtak csere kölcsönhatás útján. Következésképp az ötvözet egésze kiváló hurok négyszögletességet mutat a lemágnesezési görbében.
A találmány ezen előnyben részesített kiviteli alakja szerinti vasalapú ritkaföld20 fém ötvözetű mágnes vasalapű boridokat és α-Fe-t tartalmaz, amelyeknek a telítettségi mágnesezése közel egyenlő vagy még magasabb is, mint az R2TUQ (tipikusan, NdsFeuB) fázis telítettségi mágnesezése. A vasalapú boridra példa a FesB (kb. 1,5 T telítettségi mágnesezetfséggel) és a FessBs (kb. 1,6 T telítettségi mágnesezéssel). Ebben az esetben az Nd2FewB fázis kb. 1,6 Ϊ telítettségi mágnesezéssel, az o-Fe fázis pedig kb. 2,1 T telítettségi mágnesezéssel rendelkezik.
Rendszerint, amikor a B x mól frakciója nagyobb, mint 10 atom %, és az R ritkaföldfémelem y möl frakciója kb. 6 atom % - 8 atom %, R2 :Fe23B3 keletkezik, hacsak nem adunk Tl~t, De még ha ilyen összetételű anyag ötvözetet használunk is, a Ti. hozzáadása R^e^B-t, FossBg-t és Fe3B-í, nem pedig R2Fe23B3-t eredményezhet a találmány előnyös kiviteli alakjában. Ezek a vasalapú boridok hozzájárulnak a mágnesezés növekedéséhez. Meg keli jegyezni, hogy itt a „Fe3B” magában foglalja a Fe^B-í, amit nagyon nehéz megkülönböztetni a Fe3B-től.
A találmány különböző előnyös kiviteli alakjaiban a gyorsan szilárdult ötvözet vagy olyan szerkezettel rendelkezik, amelyben majdnem semmilyen jelentősen nagy szemeseméretö α-Fe fázis nem csapódott ki, hanem helyette egy nagyon kis szemcseméretű FCT^Q típusú fázis található, vagy olyan a szerkezet, amelyben egy nagyon kis szemeseméretö R2T14Ö típusú fázis és egy amorf fázis van jelen együtt. Az itt használatos értelemben az „amorf fázis” kifejezés nemcsak olyan fázist jelent, amelyben az atom eloszlás kellően rendezetlen, l ö hanem olyan fázist is, amely kristály-kezdeményeket, nagyon kis kristályos régiókat (méret: néhány nanométer vagy kevesebb) és/vagy atom-csoportokat tartalmaz. Konkrétabban, az „amorf fázis” kifejezés bármely olyan fázisra vonatkozik, amelynek a kristályszerkezetét nem lehet meghatározni röntgendiffrakciós vizsgálattal vagy transzmissziós elektron mikroszkóppal. Más sza15 vakkal, „kristályos fázisnak” nevezünk itt bármely olyan fázist, amelynek kristályszerkezete világosan meghatározható röntgen-diffrakciós vizsgálattal vagy transzmissziós elektron mikroszkópos megfigyeléssel.
A korábbi technológiák esetében, ha a találmány előnyös megvalósulási formáihoz hasonló összetételű olvadt ötvözetet (azaz: a Ti kivételével a találmány szerinti összetételben szereplő minden elemet tartalmazó összetételt) viszonylag lassan hűtünk, a nyert ötvözet olyan szerkezetű lesz, amiben sok α-Fe fázis keletkezik durván. így, mikor az ötvözetet hevítjük és utána kristályosítjuk, az α-Fe fázis jelentősen növelni fogja a szeracseméretet. Ha a lágy mágneses fázisok, beleértve az α-Fe fázist is, fúl sokat nőttek, az. ötvözet mágneses tulaj25 donságai jelentősen leromlanak, ezzel gyakorlatilag lehetetlenné téve, hogy egy ilyen ötvözetből minőségi állandó mágnes készülhessen.
Csak ha Ti-t adunk az anyag ötvözethez, akkor fog a kemény mágneses fázis gyorsabban és előbb magot képezni és növekedni, mint bármely másik fázis, és akkor fog ezután egy ferromágneses tulajdonságú vasalapú borid kicsapódni a fő fázis kristályszemcséi közötti: szemosehatáron. Ezután a kicsapódott vasalapú borid: hamarosan részben összekapcsolódik, és folyamatos filmet alkot. En♦ ♦ » nek eredményéként olyan szerkezet keletkezik, amelyben a fő fázis kristályszemeséinek felszínét vékonyan beborítja ez a film.
A Ti-t kivéve bármely más fém elem (pl.Nb, V, Cr, stb) hozzáadásakor az a-Fe fázis szemcsenövekedése figyelemre méltóan előrehalad: egy viszonylag magas hőmérsékleti tartományban, ahol az α-Fe fázis gyorsan növekszik, és az α-Fe fázis mágnesezési irányát lényegében nem szűkíti: le az α-Fe és a kemény mágneses fázis közötti ősszekapcsolódásí kölcsönhatás. Ennek eredményeképpen, a lemágnesezési görbe nagyon leromlott hurok négyzetességet fog mutatni. Megjegyzendő, hogy még Nb, Mo vagy W Ti helyeit történő hozzáadása esetén is jó kemény mágneses tulajdonságok érhetők el, beleértve a lemágnesezési görbe kitűnő hurok négyszögleíességét ís, ha hővel lágyítjuk az ötvözetet egy viszonylag alacsony hőmérsékletit tartományban, ahol az α-Fe fázis kicsapódik. Az ilyen, alacsony hőmérsékleten lágyított ötvözetben a RaFe^B kristályos részek nem-mágneses amorf fázisban diszpergálodnak, és az ötvözetnek nincs nagy Br maradványa. Ha pedig az ötvözetet még magasabb hőmérsékleten lágyítjuk, akkor az α-Fe fázis magot képez és kinő az amorf fázisból. Szemben azzal a helyzettel, amikor Ti-t adagolunk, az α-Fe fázis gyorsan fejlődik, és jelentősen növeli szemcseméretét a magképzése után. Ennek eredményeként az α-Fe fázis mágnesezési irányát lényegesen nem szőkítheti le többé az α-Fe és a kemény mágneses fázisok közötti összekapcsolődási kölcsönhatás, és a lemágnesezési görbe hurok négyszögletessége jelentősen leromlik.
Más részről, amikor a Ti helyett V-t vagy Cr-t adagolunk, ezeknek az adalék fém elemeknek a mágneses nyomatéke aníí-ferromágneses módon összekapcsolódik a Fe mágneses nyomatékával, szilárd oldatot hozva létre, miáltal jelentősen csökkenti a mágnesezettséget.
Ezzel ellentétben, ha Ti-t adagolunk az anyag ötvözethez, az α-Fe fázis kristályosodási kinetikája lelassul, azaz főbb idő kell hogy az α-Fe fázis magot képezzen és növekedjék. Ennek megfelelően a feltalálók úgy vélik, hogy a Nds-FeuB fázis az előtt, kezd magot képezni és növekedni, mielőtt az α-Fe fázis durván nőni kezdene. Ezen okból, ha Ti-ΐ adunk hozzá, az NdsFeuB fázis krís» « χ» * ♦ κ Μ ♦ ♦ # ♦ * » * * ** * * «
Φ ν « 9 .*·*♦·. * » ΦΧΧ *« ♦ ♦
-14tályszemcséí megfelelően növekedhetnek és egyenletesen eloszofhatnak, mielőtt az «-Fe fázis túlságosan megnőne.
Ennek megfelelően, csak Tét hozzáadásakor minimalizálódik a szándékoltnak megfelelően az α-Fe fázis kristáíyszemcséinek durva kialakulása, és kővetke5 zésképp ilyenkor kaphatunk ferrömágneses tulajdonságokkal rendelkező vasalapú bondokat, Továbbá, a Ti, éppúgy, mint 8 és €, fontos szerepet játszik, mint a Fe kezdeti kristályainak kristályosodását késleltető elem (azaz: y~Fe, ami α-Fe-vé transzformálódik), és ezáltal elősegíti egy szuperhütöil folyadék előállítását az olvadék, hirtelen lehűtését megvalósító eljárás folyamán. így, még ha a 1.0 Tí-t tartalmazó anyag ötvözet olvadékot gyorsan lehűtjük és megszilárdítjuk is egy viszonylag alacsony, mintegy 1Ö2' °C/s - 10δ °C/s hűtési arányon, olyan gyorsan megszilárdult ötvözetet kaphatunk, amelyben az Igen nagy szemcseméretű α-Fe fázis nem csapódott ki, de amely tartalmazza a nanokristáiyos R2Fe14B fázist kb. 60 vagy több térfogat %-ban (és néha még vasalapú borid okát Is).
x-ének mós
o.
A Q lehet csak vagy B (bőr) vagy 8 és C (szén) kombinációja. A € Q-hoz viszonyított aránya kb. 0,25 vagy kevesebb.
ója kb. 10 atom % vagy kevesebb, akkor az alacsony, kb. 10z °C/s ~~ 104oC/s hűtési arányon nehéz előáflitanl a kívánt gyorsan sziláról ötvözetet, amelyben a nanokristáiyos R^Fe^B és az amorf fázisok együtt vannak jelen. De még ha a gyorsan megszilárdult ötvözetet utána hevítjük is, a kapott ötvözet H<j koercívitása akkor is kevesebb lesz, mint kb. 400 kA/m. Ezen felüt, a különféle gyorshűtési módszerek közül az egyik leggazdaságosabb, a szalag-öntő eljárás sem alkalmazható ebben az esetben, és a keletkező állandó mágnes termék ára szándékunk ellenére megnövekszik. Másrészt, ha Q x mól frakciója meghaladja a mintegy 17 atom %-t, akkor a vasalapú borid majdnem egyídőben kezd magot formálni az R2FeuB fázissal, és végül jelentősen növekszik. Ennek eredményeképpen nem érhető ei a kívánt nanokompozit szerkezetet, amelyben a vasalapú borid fázis egységesen oszlik el vagy van jelen film 30 formájában az ΚζΡθΐΦθ fázis szemcsehatárán, és a keletkező mágneses tulajdonságok leromlanak.
E meggondolások figyelembe vételével, Q x mól frakciója előnyösen nagyobb, mint kb. tő atom %, és egyenlő vagy kevesebb, mint kb. 17 atom %. Az x egy még előnyösebb felső határa 16 atom % körül van, és még ennél is előnyösebb a mintegy 15 atom % felső határ.
A C - Q p aránya (atom) kb, 0 - 0,25. Ahhoz, hogy elérjük a hozzáadott C-től elvárt hatásokat, a C p aránya egyenlő vagy nagyobb kell legyen,, mint kb. 0,01. Az ok a következő. Ha p sokkal kisebb, mint kb. 0,01, akkor nem érhető ei szinte semmilyen várt hatás, még C hozzáadása esetén sem. Másrészt, ha p sokkal nagyobb, mint kb. 0,25, akkor a keletkezett α-Fe fázis volumen-százaléka túl lö nagyot növekszik, lerontva ezáltal a keletkező mágneses tulajdonságokat. A p arány alsó határa előnyösen kb. 0,02, ugyanakkor a felső határ előnyösen kb.
0,20. Még előnyösebb, ha a p arány kb. 0,02 és kb. 0,17 között van.
Az R legalább egy, a ntkaföldfémelemek közül kiválasztott elem (beleértve az yttnumoi is). Jó, ha R egyáltalán nem tartalmaz La-t vagy Ce~t, Ennek az az oka, hogy ha La-t vagy Ce-t tartalmaz, az R;;FeuB fázisban lévő R (tipikusan Nd) kicserélődik La-val vagy Ce-vei, csökkentve ezzel a koercívitást és lerontva a lemágnesezési görbe hurok négyszögletességét. Ugyanakkor a mágneses tulajdonságokat akkor nem éri olyan komoly hatás, ha La vagy Ce nagyon kis százalékban van csak jelen (kb. 0,5 atom % vagy kevesebb), mint elkerülhetet20 len, meglévő szennyeződés. Tehát, az „egyáltalán- nem tartalmaz La-t (Ce-t)” kifejezés itt azt jelenti, hogy az La (Ce) tartalom kb. 0,5 atom % vagy kevesebb. Még specifikusabban, R előnyösen tartalmaz Pr-t vagy neodlmiumot, mint nélkülözhetetlen elemet, melynek egy része helyettesíthető Dy-vel és/vagy Tb-vel. Ha R y mól frakciója kisebb, mint kb. 8 atom %, akkor a koercivifás keietkezé25 séhez szükséges nanoknstáíyos R^FeuB szerkezetű finom szemcsék nem kristályosodnak megfelelően, és a kívánt magas, kb. 480 kA/m vagy nagyobb H-j koercívitást nem érjük el. Másrészről, ha R y mól frakciója egyenlő vagy nagyobb, mint kb. 10 atom %, akkor a ferromágneses tulajdonságú és α-Fe fázisú vasalapu boridok százaléka csökken, de helyette növekszik az R-ben gazdag, nem-mágneses fázisok százaléka. Ennek az az eredménye, hogy nem tud kialakulni a kívánt nanokompozit szerkezet, és a mágnesezés csökken. Ezen okokból, az R ritkaföldfémelem y mól frakciója előnyösen megegyezik vagy na- fogyóbb. mint kb, 6 atom de kevesebb, mint kb, 10 atom % (pl. kb. 7 atom %tói kb. 9,5 atom %-lg), de még jobb, ha kb. 7,5 atom % és 9,0 atom % között van, és még ennél Is jobb, ba kb. 8,0 atom % és kb. 9,0 atom % között Bár az
R htkaföldfémelem y mól frakciója alacsony a találmány előnyben részesített megjelenési formáiban, a hozzáadott Ti lehetővé teszi, hogy az RzFe^B fázis nukleidet képezzen és gyorsabban és előbb növekedjék, mint bármelyik másik fázis. Ennek következtében, az olvadt ötvözetben lévő R-t eredményesen lehet használni az R2Fe^B fázis előállítására, és az R koncentrációja alacsony lesz az RsFe-uB fázis szemesehafár-szakaszán. Ennek következtében az R konlü centrációja a szemcsebatár-fázisban kb. 0,5 atom % vagy kevesebb lesz, ami sokkal kevesebb, mint a kb. 11 atom %-os R koncentráció a kemény mágneses fázisban. Ezen a módon, R-t hatásosan lehet használni kemény mágneses fázis kialakítására (pl. az RjFomB fázis) a találmány előnyben részesített megjelenésit formáiban. így, még ha az R y mól frakciója kevesebb is, mint kb. 10 atom % és a kemény mágneses fázis (pl. az R2FeuR fázis) adja a teljes ötvözet kb. 85 atom % - 85 atom %-át az a kemény mágneses fázis még mágnesesen összekapcsolható a szemcsehatáron lévő lágy mágneses fázissal csere kölcsönhatás révén. Eredményként kiváló mágneses tulajdonságokat kapunk. Meg kell jegyezni, hogy itt minden alkotó fázis volumen százalékát, Így az I^Fe-uS fázisét is, Mössbauer spektroszkópiával mérjük.
A fent leírt hatások eléréséhez nélkülözhetetlen a TI. A Ti adalék növeli a Hoj koercivitást, a Br remanens mágneses indukciót és a maximális energia terméket <BH)max, továbbá javítja a lemágnesezési görbe hurok négyszögletességéf.
Ha a Ti z mól frakciója kevesebb, mint kb. 0,5 atom %, akkor azok a hatások, melyeket a Ti adaléktól vártunk, nem teljesen érhetők el. Továbbá, ha a Ti z mól frakciója meghaladja a kb. 8 atom %-of, akkor a nem-mágneses fázisok volumen százaléka, amelyek az ötvözetben maradnak még az ötvözet hevítése és kristályosítása után is, növekszik, és a Bf maradvány valószínűen csökken. Ha a Ti z mól frakciója meghaladja a kb. 5 atom %-oí, az olvadt ötvözetben TiB2 '30 keletkezik, ami megnehezíti az olvadék hirtelen lehűtését megvalósító eljárás szándékaink szerinti kivitelezését. Ezen meggondolások figyelembe vételével, a
Ti z mól frakciója előnyösen kb. 0,5 atom % - 6 atom %. Egy ennél előnyösebb z tartomány alsó határa kb. 1,0 atom % és felső határa kb. 5 atom %. Egy még előnyösebb z tartomány felső határa kb. 4 atom %.
Tehát, minél nagyobb a Q x mól frakciója, annál valószínűbb, hogy nagy százalék G~t (pl. bór-t) tartalmazó amorf fázisok alakulnak ki. Ezen okból a Ti z mól frakcióját ezen okból is előnyösen magasabbra kell beáílitani, A Tl-nek erős affinitása van a B-hez, és a film-szerű szemcse határ fázisban kondenzáiódik. Ugyanakkor, ha a Ti z mól frakciójának aránya a Β x mól frakciójának arányához viszonyítva túl magas, akkor Ti többé nem lesz jelen ez FesB szemcsehatár-fázlsban, hanem beépül az R^Fe^B vegyüíeíbe, ezzel valószínűleg csők10 kentve a mágnesezést. Ha viszont a z/x arány túl alacsony, akkor a nemmágneses, B-ben gazdag amorf fázisok tűi nagy mértékben keletkeznek. A feltalálók felismerték és kísérletekkel: bizonyították, hogy előnyős, ha az x és z mól frakciókat úgy szabályozzuk, hogy megfeleljenek az alábbi egyenlőtlenségnek: 0,05 < z/x < 0,4m vagy még előnyösebben 0,1 < z/x < 0,35. és még ennél is előnyösebben 0,13 < z/x <0,3.
Az anyag ötvözet egyensúlyát a B, C és TI elemeken kívül a Fe egyedül is adhatja, Alternatívaként, legalább egy, a Co és Ni-ből álló csoportból választott, átmeneti T fém etem helyettesítheti a Fe egy részét, mert. a kívánt kemény mágneses tulajdonságok ebben az esetben is elérhetők. Ha azonban a Fe több mint
50 %-át helyettesítjük T-vel, akkor nem érhető el a kb. 0,7 T vagy nagyobb magas Bf remanens mágneses indukció. Ezen okból, a helyettesített Fe százaléka lehetőleg kb. 0 % ~ 50 % legyen. Ugyanígy, ha a Fe egy részét Co-vaí helyettesítjük, a lemágnesezési görbe hurok négyszögletessége javul, és az R2FeuB fázis Curie-hőmérséklete növekszik, növelve ezzel az ötvözet höeílenállását. A
Co-val helyettesített Fe százaléka lehetőleg kb. 0,5 % és kb. 40 % között legyen.
A különféle elérni kívánt előnyök és hatások érdekében, adhaíó(k) M fém eíem(ek} kb. 0 atom % - 10 atom %~ú mól frakcióban, M legalább egy elem, amelyet az alábbi elemeket tartalmazó csoportból választottunk ki: Al, Sí, V, Qr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo·, Hf, Ta, W,. Pt, Pb, Au és Ag.
A következőkben a találmány konkrét előnyős kiviteli alakjait fogjuk leírni, a csatolt rajzokra hivatkozva.
•A
-18 Ennél az előnyben részesített kivitek eleknél anyag ötvözetet készítünk, egy olyan olvadékét hirtelen lehűtő berendezés felhasználásával, mint amilyen a 2A. és 2.8. ábrákon látható. Az ötvözet készítési folyamatot lóért közegben végeztük, nehogy a fém ötvözet, amely könnyen oxidálódó R és Fe ritkaföldfém5 elemet tartalmaz, oxidálódjon. Az Inért gáz lehet például vagy a hélium, vagy argon ritka gáza, vagy nitrogén. A hélium vagy argon ritka gáza jobban megfelel, mint a nitrogén, mert a nitrogén viszonylag könnyen reakcióba lép az R ritkaföldfémelemmel.
A 2A.. ábrán látható berendezés 1 olvasztó kamrát és 2 gyorshűtő kamrát tarö talmaz, amelyekben vákuumot vagy Inért atmoszférát állítunk elő szabályozható nyomáson. A 2A. ábra bemutatja a berendezés teljes szerkezetet, míg a 28.
ábra a berendezés egy részletét mutatja, nagyobb léptékben.
Amint a 2A. ábrán látható, az 1 olvasztó kamra tartalmaz egy 3 olvasztótégelyt, egy 4 olvadék-tárolót, az alján 5 kiöntő csonkkal és egy légmentesen zárt
8 beönföt, amelyen át a kevert anyagot beadagoljuk. A kevert anyagot 20 ötvözet alkotja, amely úgy van előkészítve, hogy rendelkezzék a kívánt mágnes ötvözet összetételével, és amelyet a 8 beönton juttatunk be, a 3 olvasztótégelyben olvasztásra kerül, nagy hőmérsékleten. A 20 ötvözet 21 olvadéka a 4 olvadék-tárolóba kerül, amely fűtéssel van felszerelve (ez nem szerepel az áb0 rán), hogy az ott lévő 21 olvadék hőmérsékletét egy előre meghatározott szinten tartsa.
A 2 gyorshűtő kamrában található egy forgó 7 hütöhenger, amely a 5 kiöntő csonkon keresztül lefolyt 21 olvadék gyors hűtésére és szilárdítására szolgál.
Ebben a berendezésben az 1 olvasztó és 2 gyorshűtő kamrák levegője és nyomása az előirt határok között van szabályozva. E célból, az atmoszferikus gőz 1b, 2b és 8b bemeneti és 1a, 2a és 8 a kimeneti szelepei a berendezés megfelelő részein helyezkednek el. Ezen beiül, a 2a kimeneti szelep egy szivattyúhoz csatlakozik, hogy szabályozza az abszolút nyomást a 2 gyorshűtő kamra belsejében, egy kb. 3Ö kFa-tól az atmoszferikus nyomásig terjedő tartó0 mánvon belül.
* φ φ φ « ΦΦ X « * φ*φφ X Μ X *♦** * * * « «r ΧΧ· * *
- 19Α 3 olvasztótégelyt a kívánt szögben lehet dönteni, hegy a 21 olvadék egy δ beöntőn keresztül a 4 olvadék-tárolóba folyjék. A 4 olvadék-tárolóban lévő 21 olvadékot a fűtés (nem látható) tartja a kívánt hőmérsékleten.
A 4 olvadék-tároló 5 kiöntő csonkja az 1 olvasztó és 2 gyorshütö kamrák közötti 5 választó faion helyezkedik el, ezen át folyik a 21 olvadék a 4 olvadék-tárolóból a hütőhenger felületére, amely az 5 kiöntö csonk alatt található. Az S kiöntő csonk nyílás-átmérője pl. kb. 0,5 mm és kb. 2,0 mm között lehet. Ha a 21 olvadék viszkozitása nagy, akkor a 21 olvadék nem tud könnyen átfolyni az 5 kiöntő csonkon. Ebben az előnyben részesített megvalósítási formában azonban a 2 lö gyorshűtő kamrában lévő nyomást alacsonyabban tartjuk, mint az 1 olvasztó kamrában lévő nyomás. Ennek alapján megfelelő nyomáskülönbség jön létre az olvasztó és a 2 gyorshütö kamrák között, és az 21 olvadék zavartalanul lecsapolható.
A jó hővezetés érdekében, a 7 hütőhenger készülhet Al ötvözetből, Cu ötvözef15 bői, szénaoélböl, sárgarézből, W-bdl, Mo-bŐI vagy bronzból Valójában az előnyben részesített henger-anyag a Cu, mert a Cu megfelelő mechanikus szilárdsággal bír és elfogadható az ára. A 7 hütőhenger átmérője pl. kb. 300 mmtöl kb, őöö mm-ig terjedhet. A 7 hütőhenger belsejében lévő vízhűtő víz-hűtési kapacitását a szllárdulás látens hője és az egységnyi idő alatt lecsapolt olvadék mennyisége alapján kalkulálható és szabályozható.
A 2A és 28. ábrán látható berendezés például kb. 10 kg anyag ötvözet gyors hűtésére képes, kb 10-töi kb. 20 percig terjedő idő alatt Az ily módon nyert gyorsan szilárduló ötvözet vékony csík (vagy ötvözet szalag) alakú, és a vastagsága kb. 10 pm és kb. 30öpm, és a szélessége kb. 2 mm és kb. 3 mm között van.
Az olvadék lehűtése során először is elkészítjük és a 2A. ábrán látható 1 olvasztó kamra 4 olvadék-tárolójában tartjuk a fent ismertetett általános képlet szerinti anyag ötvözet 21 olvadékát. Ezután a 21 olvadékot az 5 kiöntő csonkon keresztül ráöntjük a vízhűtéses 7 hüíőhengerrs, miáltal érintkezik vele és gyor30 san lehűl és megszilárdul a csökkentett nyomású Ar atmoszférában található 7
-204 * * « » · « χ. * *♦ * * «««« * * # »«*· *:«« β» * «« » hűtőhengeren. Ebben az esetben olyan megfelelően gyors szilárdItási technikát kell alkalmazni, amely lehetővé teszi a hűtési sebesség pontos szabályozását.
Ennél az előnyős kiviteli alaknál könnyen elérhető, hogy a keletkező mágnes a kívánt mikrostruktűrával rendelkezzen, ha az R2L4Q típusú fázist kemény mágneses fázisként nukíeáljuk, egy olyan magas hőmérséklet·tartományban, ahol igen gyakran képződnek kristály-magok az. olvasztott ötvözet hűtése során, Ennek megfelelően az RgTuQ típusú fázis úgy a gyorsan szilárduló ötvözet nyers (vagyis lágyítás előtti) ötvözetének kb. 60' vagy több térfogat %-át teheti ki. Ahhoz, hogy ilyen struktúrát kapjunk, az olvadt ötvözetet előnyösen úgy kb. 1 10 X 1€ri °C és kb. 1 X 1ÖS °C közötti tartományban kell hirtelen lehűteni, és még előnyösebben úgy kb. 1 X 1C,; °C és kb. 1 X 106 í:'C között.
Az az időintervallum, amely alatt a 21 olvadékot a 7 hötöhenger hirtelen lehűti, megegyezik azzal az intervallummal, amely azzal az időponttól kezdődik, amikor a 21 olvadék eléri a 7 hütőhenger kerületét, és addig az időpontig tart, ami15 kor a 22 megdermedt ötvözet elhagyja a 7 hüföhengert, Időközben az ötvözet hőfoka lecsökken, és szuperhütött folyadék lesz belőle. Ezt kővetően a szuperhütőtí ötvözet elhagyja a 7 hűtőhengert, és inért atmoszférában halad tovább. Miközben, a keskeny esik ötvözet utazik, hőjét leadja az atmoszferikus gáznak. Ennek eredményeként tovább csökken az ötvözet hőmérséklete. A találmány előnyös kiviteli alakjánál az atmoszferikus gáz nyomását úgy szabályozzák, hogy kb. 30 kPa és kb. az atmoszferikus nyomás között legyen. Ily módon még hatékonyabbá tehető az ötvözet hőleadása az atmoszferikus gázban, és elérhető, hogy az R2TuG: típusú fázis, pl. az HdaFeuB fázis nukleizálddjon és finoman és egyenletes növekedjék az ötvözetben. Megjegyzendő, hogy hacsak nem ad25 tünk az anyag ötvözethez megfelelő mennyiségű Ti-t az «-Fe fázis gyorsabban és korábban nukleizálődík és növekszik a gyorsan szilárdított ötvözetben, ami rontja a keletkező mágneses tulajdonságokat.
Ennél az előnyős kiviteli alaknál a 7 hűtőhenger felszíni sebességét kb. 10 m/s és kb, 30 m/s közé állítják be, és az atmoszferikus gáz nyomása 30 kPa-ra
3-0 vagy ennél többre van beállítva, hogy megnőjenek az atmoszferikus gáz okozta másodlagos hűtöhatások. Ily módon előállítható az a gyorsan szilárdult ötvözet, 9 >
« * · *4 * ·
04* » * » « «»» «« * ♦ * X* ··>
amely úgy 60 vagy több térfogat %-ban tartalmaz 50 nm vagy enné! kisebb áltagos szemcseméretű RLFuQ típusú fázist.
A találmány különböző előnyös megvalósulása formái esetében az ötvözet gyorshűtésére alkalmazott technika nem korlátozódik a fent Ismertetett egyben5 geres olvadék-száihézásos eljárásra. Egyéb alkalmazható technika például a kéthengeres eljárás, a gázporlasztásos eljárás, a szalagönféses eljárás, ahol nincs szükség kimeneti vagy bemeneti nyílás alkalmazásával történő áramlási sebesség szabályozásra, és a gyorshütő eljárás, amely a hengerelő és a porlasztó eljárást kombinálja.
W E gyorshűtési eljárások közül a szatagöniéses eljárás viszonylag alacsony, kb, 10” °C/s és kb. IÖ3 °C/s közötti hűtési sebességet eredményez. Ezen előnyös kivitek forma esetén az anyag ötvözethez megfelelő volumenű Tí-t adva, a szatagontéses eljárással Is nyerhető olyan gyorsan szilárduló ötvözet, amelynek nagyobb része olyan szerkezeté, amely nem tartalmaz Fe kezdeti kristályokat.
A szalagönféses eljárás folyamat-költsége fele bármely más gyorsbüfééi eljárásénak, vagy annál is kevesebb, Ennek megfelelően, ha nagy mennyiségű gyorsan szilárduló ötvözetet készítünk, a szatagöntéses eljárás sokkal hatékonyabb, mint az egyhengeres eljárás, és megfelelőképpen alkalmazható a tömeggyártásban. Ha azonban nem adunk Tl-t az anyag ötvözethez, vagy ha Ti helyett
20- Mn-t, Mo-t, Ta-t és/vagy W-f adunk hozzá, akkor igen sok kezdeti Fe-krístályt tartalmazó fémszerkezetet kapunk még a szatagöntéses eljárással készült, gyorsan szilárduló ötvözet esetben is. Következésképpen ily módon nem érhető el a kívánatos finomszerkezet.
A hőkezelés (íágyltás) célszerűen argon-atmoszférában történik. Az ötvözetet előnyösen kb. 5 °C/s és kb. 20 ®C/s közötti hömérséklet-növelési sebességgel melegítjük, és úgy 30 másodperctől kb. 20 percig kb, 550 ÖC és kb. 850 °C közötti hőmérsékleten tartjuk, majd úgy szobahőmérsékletre hütjük. Ez a hőkezelés nukleizátódással és/vagy metastabiíls fázisokkal jellemzett knstáiynövekedést eredményez a fennmaradó amorf fázisban, és ezáltal nanokompozií nanokrístályos struktúra jön létre. A találmány egy előnyös kiviteli alakja esetében a nanokrístályos R2FeuB fázis (pl, NdsFe^B fázis) már a még lágyítandó,.
•y fc * •X .» fc* « « <fr X » « Λ * X«r * » » # · » X * * « fc* X * * fc Xfcfc fcfc fc * gyorsan szilárduló nyersötvözet kb, 60 vagy több· térfogat %-át teszi ki. Ily módon a fent megadott körülmények között végzett hőkezelés hatására nem no meg túlságosan a nanokristátyos Hd2Fe<4B fázison (Így α-Fe vagy egyéb kristályos fázison) kívüli egyéb lágy mágneses fázisok mérete, és ezek finoman és egyenletesen oszlanak el a nanokristályos RcLFeuB szemcsék szemcsehatárain. A hőkezelés végeztével a nanokristályos R2FeuB (pl. Nd^Fe-siB) fázis a lágyított ötvözet kb. 65 - kb. 85 térfogat %-át teszi ki.
Ha a hőkezelési hőmérséklet alacsonyabb úgy 550 °C-nát, akkor igen sok amorf fázis maradhat még a hőkezelés után Is, és a keletkező koeroivítás esetié ieg nem éri el a kívánt szintet, a gyorshütési folyamat körülményeitől függően.
Másrészt viszont, ha a hokezelésí hőmérséklet meghaladja a kb. 650 ®C -ot, az egyes összetevő fázisok szemcsenövekedése esetleg túlságosan előrehaladhat, ami csökkenti a Br remanens mágneses indukoiő-t. és rontja a lemágnesezésí görbe hurok négyzetességét. Ezen okokból a hőkezelési hőmérséklet elő15 nyősen kb. 550 és kb. 850 eC között kell legyen, és még előnyösebben kb. 570 és kb. 820 *C között.
A találmány ezen előnyös kiviteli alakja esetében elegendő mennyiségű
NdsFe^B fázis kristályosodik egyenletesen és finoman a gyorsan szilárduló ötvözetben. Ennek megfelelően, maga a szilárduló ötvözet akkor is elég jő még20 neses tulajdonságokat mutathat ha a gyorsan szilárduló ötvözetei nem is lágyítjuk. Vagyis a kristályosodást célzó hőkezelés nem nélkülözhetetlen a találmány esetében. Ugyanakkor a mágneses tulajdonságok további javítása érdekében előnyös elvégezni a hőkezelést Továbbá, a mágneses tulajdonságok elegendő mértékben javíthatók akkor is, ha a hőkezelést: a szokásos eljárásénál alacsonyabb hőmérsékleteken végzik.
Az ötvözet oxídáíődását megelőzendő, a hőkezelést előnyösen egy inért gáz (pí. Ár vagy N2 gázban) atmoszférájában kell elvégezni, amelynek nyomása 50 kPa vagy kevesebb. Vagylagosan a hőkezelés elvégezhető 1,0 vagy kisebb kPa-s vákuumban is.
A hőkezelést megelőzően a gyorsan szilárdult ötvözet az RgF-uB és az amorf fázisokon kívül tartalmazhat olyan metastabílis fázisokat is, mint az Fe3B, «
X φ « *:♦ ίί Λ «· . 4* * φ * !* Φ
K W« 9 ♦
X <
«« X£ 9
FesaBs és RsFessBs fázis. Ebben az esetben a hőkezelés végére eltűnik az RsFessBs fázis. Ehelyett vasalapú borid (pl. FezsBs) kristályszemcsék növeszthetők, amelyek körülbelül az RgF^B fáziséval vagy az «-Fe fáziséval megegyező vagy annál is magasabb telítettségi mágnesezést mutatnak. Konkrétabban, ha az R mól frakciója kb. 9 atom %, akkor az RsFuB .típusú fázis körülbelül a teljes ötvözet 75 térfogat %-át teszi ki. Ha azonban az R y mól frakcióját kb. 8 atom %-ra csökkentjük, akkor az RsFmB típusú fázis a teljes ötvözet kb. 68 térfogat %-át teszi ki. Másrészt viszont a mágnes kb. 10 térfogat % és kb. 35 térfogat % között tartalmaz lágy mágneses fázisokat is.
lö Továbbá, a kristályos fázisok, az R2FuB típusú vegyületet és a ferromágneses vasalapú bondot is beleértve, a teljes mennyiség 95 térfogat %-át vagy többet tesznek ki, míg az amorf fázisok a teljes ötvözet kb. 5 vagy ennél kisebb térfogat %-át képezik.
A találmány előnyős megvalósításai esetében, még ha maradnak is a keletkező lágyított ötvözetben olyan lágy mágneses fázisok, mint a vasalapú borid, ezek a lágy mágneses fázisok vékony film formájában vannak jelen, amely beborítja a kemény mágneses fázisokat. Ennek megfelelően továbbra is kitűnő mágneses tulajdonságokat lehet elérni, mivel a lágy és a kemény mágneses fázisok kölcsönhatás csere révén mágnesesen összekapcsolódnak.
21) A találmány előnyös kiviteli alakjai esetében a szemcsehatár-fázisokst javarészt ferromágneses tulajdonságokkal rendelkező vasaiapü borid (pi. Fe3B} alkotja, és tartalmaznak egy ferromágneses tulajdonságokkal rendelkező «-Fe fázist és egyéb további fázisokat is. Konkrétabban, a vasalapú borid alkotja a szemcsehatár-fázisok kb. 70 térfogat %-áf vagy többet. Ugyanakkor a szemcsehatár25 fázisokban szinte nincs is jelen olyan R ritkaföldfémelem, mint az Nd. Ehelyett az R ritkaföldfémelemek hatékonyan felhasználódnak a kemény mágneses fázis előállítására, ilyen nanokrlstáíyos struktúrát csakis akkor kapunk., ha megfelelő mennyiségű Ti-t adunk az összetételhez, melyben az R y mól frakciója kisebb mint kb. 10 atom % ésaöx mól frakciója nagyobb mint kb. 10 atom %.
Másképp fogalmazva, Ti helyett bármilyen más fém elem hozzáadása esetén a keletkező szemcsehatár-fázisok, ha vannak ilyenek, alacsony mágnesezésü
Φ Φ ♦ Φ χ *
Φ Φ Μ Φ χ Φ φ Φ « * Φ * X χ χ φ X » Φ Φ
Φ φφφ * » Φ X
-24amorf fázisok lesznek. Vagyis nehéz lenne jó tulajdonságokkal rendelkező nanokompozit mágnest előállítani ilyen ötvözetből. De még ha TM adunk is az anyag ötvözethez, amelyben a Q x mól frakciója 10 atom % vagy kevesebb, akkor sem képződik nagy mágnesezésü lágy mágneses fázis a szemcsehatáron.
Következésképpen a keletkező mágnes nem lehet olyan nanokompozit mágnes, amely kitűnő mágneses tulajdonságokat mutat kompozit fázisai csere őszszekaposoiődásai révén,
A hőkezelést kővetően az RsT^Q típusú fázis átlagos szemcsemérete kb. 300 nm vagy kisebb kell legyen, ami egy ferromágneses dómén mérete. Az R2TuQ típusú fázis átlagos szemcsemérete előnyösen kb, 20 nm és kb, 200 nm között van, és még előnyösebben kb. 20 nm és kb. 1ÖÖ nm között.
Másrészt, ha a vasalapú borid keskeny filmjének átlagos vastagsága nem haladja meg a kb, 50 nm-t, akkor gyengül az egyes összetevő-fázisok közötti kölcsönhatás csere, miáltal csökken a Semágnesezésí görbe hurok négyzetessége és csökken a (BH)msx. Ez az oka annak, hogy a vasalapú borid fázis átlag mérete (azaz: a film átlag vastagsága) a szemcsehatár vastagsága irányában kb. 50 nm vagy kisebb, előnyösen kb. 30 nm vagy kisebb, és még előnyösebben kb. 20 nm vagy kisebb.
Megjegyzendő, hogy a gyorsan szilárduló ötvözet vékony filmjét a hőkezelést megelőzően durva aprításnak vagy paritásnak lehet alávetni. A hőkezelést követően az eredményűi kapott mágneses ötvözetet finoman poritjuk, hogy mágnesport kapjunk. Ezt követően különböző típusú kötött mágnes készíthető ebből a mágnesporból, ha elvégezzük a poron az Ismert folyamat-lépéseket. A kötött mágnes előállításakor a vasalapú ritkaföldfém-mágnes mágneses erejét epoxi vagy gyanta kötőanyaggal elegyítik, majd a kívánt alakúra préselik. Ekkor bármilyen más típusú (pi, Sm-Fe-N típusú) mágnespor vagy kemény ferrit mágnespor keverhető a nanokompozit mágnesporhoz.
A gyantával nyert kötött mágnes felhasználásával készíthető motor, működtelő vagy más forgógép.
Ha a találmány ezen kiviteli alakja szerinti mágnesport használják fröccsöntött kötött mágnes céljára; a mágnespor előnyösen úgy van porítva, hogy átlagos φ φ φ φ φ φ φ ♦ * * φφφφ φ
ΦΦΦΧ < Α φ «««« φ ♦ ♦ ** ΧΦ φ X részecske mérete kb, 200 pm vagy kisebb, és még előnyösebben kb. 30 pm és kb. 150 pm között van. Másrészt, ha ezt a mágnesport tömörített kötött mágnes céljára használjuk fel, a mágnespor előnyösen poritva van, ágy, hogy részecske-mérete kb. 300 pm vagy kisebb, még előnyösebben kb. 30 pm és kb. 250 pm között van és még ennél Is előnyösebben kb. 50 pm és kb. 200 pm, között, és kétmódusú méreteíoszlást mutat
Megjegyzendő, hogy ha a ily módon nyert mágnesport valamilyen felszínkezelésnek vetjük alá (pl. csatlakoztatás, konverziós bevonatképzés vagy galvanizálás), akkor javulhat a keletkező kötött mágneshez használt por mintázható lósága, függetlenül attól, hogy miként történik a por formázása. Ezen kívül, az igy nyert kötött mágnes korrőziógátlő tulajdonsága és bőellenállása is nőhet.
Vagylagosan, ha már előállítottuk a kötött mágnest a mágnespor kívánt alakba öntésével, kezelni lehet a mágnes felületét ís, pl. beborítható műanyaggal vagy konverziós bevonattal vagy fémleválasztással. Ennek az az oka, hogy a kötött mágnes korrózióvédő képessége és höellenáilása is megnövelhető ugyanúgy, mint abban a helyzetben, amikor a mágnesport vetjük alá a felületkezelésnek.
A találmányt a továbbiakban példák segítségével mutatjuk be.
1.PÉLDA
Az egyes, kb. 99,5%-os vagy ezt meghaladó tisztaságú B, Fe, Ti és Md anyagokat kimértük, úgy, hogy az NdsFeTgyBiQsTiz által biztosított ötvözetösszetételt kapjuk (ahol az alsó indexek atom-százalékban vannak megadva), és az összsúly kb. 30 g legyen. Ezt kővetően a keveréket beönfottúk egy kvarcból készült 1 olvasztó kamrába.
Az 1 olvasztó kamra alján kb, 0,8 mm átmérőjű 5 kíöntő csonk található. Ennek megfelelően, a kérdéses anyagokat tartalmazó 20 ötvözetet az 1 olvasztó kamrában megolvasztottuk, úgy, hogy ezek a 20 ötvözet 21 olvadékát adják, amelyet azután kiöntöttünk a 5 kiöntő csonkon keresztül. A 20 ötvözetet indukciós hevítés! eljárással olvasztottuk meg, kb. 35 kPa nyomású argon-atmoszférában.
*φ *·* * ** Μ * φ * * « 4 Μ * φ * ♦ ♦ φ Φ φ φ < ♦ ♦ » » * *φφ φφ χ Φ
A találmány előnyös megvalósulási formái közül ebben a konkrét példában az olvadék hőmérséklete kb. 1500 Celsius fokra volt beállítva.
A 21 olvadék felületét kb. 26,7 kPa-s Ar gáz nyomás alá helyeztük, kinyomva ezáltal az olvadékot a vörösréz 7 hűtőhenger külső felületére, amely a 5 kiöntő csonk alatt kb. 0,7 mm-rel helyezkedett el. A 7 hűtőhengert nagy sebességgel forgattuk, miközben belülről hötöttük, hogy külső felszíni hőmérsékletét körülbelül szobahőmérsékleten tartsuk. Ennek megfelelően a 21 olvadék, amelyet a 5 kiöntő csonkon kiöntöttünk, érintkezésbe lépett a 7 hütöhenger felületével, ahol elvonódotí a hője, miközben gyors mozgásra kényszerűit a forgó 7 hütöhenge10 ren, A 2.1 olvadék kicsapása a 5 kiöntő csonkon keresztül a 7 hűtőhenger felül tere folyamatosan történt. Ily módon a gyorsan szilárdult 20 ötvözet egy hoszszanti, vékony csík (vagy szalag) alakját vette fel, melynek szélessége kb. 2 és kb. 3 mm között, vastagsága kb. 20 pm és kb. 50 pm között volt.
Az ebben a példában alkalmazott egyetlen hűtohengeres eljárás esetében a hü~ test sebességet a 7 hűtőhenger felszíni sebessége és az egységnyi idő alatt kifolyatott 21 olvadék súlya határozza meg, amely függ a 5 kiöntő csonk átmérőjétől (vagy keresztmetszeti területétől) és a 21 olvadék nyomásától. A jelen példa esetében az adagolási sebesség kb. 0,5 kg/min és kb. 1 kg/min között volt, és a 7 hütöhenger felszíni sebessége kb. 20 m/s volt.
Az ezen gyorshútési eljárás révén nyert gyorsan szilárdult ötvözet struktúrát egy CuKa karakterisztikus röntgensugárral elemeztük. Az eredmény az volt, hogy alig lehetett felismerni az Nd3FeuB fázist reprezentáló diffrakciós csúcsokat a haló-mintázatban. Vagyis a feltalálók igazolták az NdjEeuB fázis jelenlétét a gyorsan szilárdult ötvözet amorf fázisaiban.
Ezt követően ezt a gyorsan szilárdult ötvözetet argon-gázban lágyítottuk. Konkrétan, a gyorsan szilárdult ötvözetet kb. 860 Celsius fokon tartottuk kb, 10 percig, majd szobahőmérsékletre húfötfük le. Ezt követően a lágyított ötvözet mágneses tulajdonságait vibrátoros minta-magnetométerrel megmértük. Az eredményeket az alábbi 1. táblázat mutatja be.
1. táblázat
Összetétel (atomszázalékban) | Mágneses tulajdoni | rágok |
Br i Hej | (BHirnsx | |
(T) (kA/m) | (kJ/nr) | |
NdsFe-syBiö.sTÜ | 0,38 722.5? | 121,0 |
A 3. ábra ennek az ebhez a példához tartozó lemágnesezésl görbét mutatja.
A lágyított ötvözet szerkezetének CuKa karakterisztikus röntgensugárral vég5 zetf elemzésekor a haló-mintázat eltűnt, de megfigyelhetőek voltak az
NdsFeuBg és az g-Fe fázisokat reprezentáló diffrakciós csúcsok. A 4. ábra a lágyított ötvözet por röntgensugár diffrakciós mintáit mutatja be.
A következő lépésben transzmissziós elektron mikroszkóppal elemeztük a lágyított mikro fém struktúrát. Ennek során megfigyelhetőek voltak átlagosan kb. l ö 150 nm szemcseméretű kristályszemosék és átlagosan kb. 20 nm szemcseméretü finom kristályszemosék. A finom kristályszemcsék a korábbi knstáiyszemcsék közötti szemcsehatáron helyezkedtek el. Az 5. ábra a lágyított ötvözet sötétterű képét mutatja kb. 125,ööö-es teljesítmény értéken.
Ezt kővetően a transzmissziós elektron mikroszkóppal vizsgált kristályszemcsék 15 ötvözet-összetételét elemeztük EDX transzmissziós elektron mikroszkóppal. Az eredmény: a kb. 150 nm átlagos szemcseméretű kristályszemcséket NdsFeuBként azonosítottuk. Ezzel szemben az HdsFe^B kristály-szemcsék közötti szemcsehatáron levő, kb. 20 nm átlagos szemcsemérető finom kristályszemcsék fázisát nem lehetett azonosítani. Vagyis látható, hogy a vasaiapú borid 20 vagy igen kis részecskék formájában dlszpergálódott a szemcsehatáron, vagy vékony film (vagy réteg) formájában volt jelen.
Ezt követően a lágyított ötvözetet mechanikai polirozásnak vetettük alá, majd prizmás, pálcika-szerű minta készült belőle. Továbbá a kérdéses pálcika-szerű minta végét egy elekrolitíkus polirozási eljárással fű-alakúra hegyeztük. Ezt köss vetően atom-szondás téhon-mikroszköppal elemeztük ennek a tű-alakú mintáΦ Μ * »♦ Φ « Μ « * Φ * X « Φ * « * * ♦ Φ Φ ♦: «ΦΦ«« <
* ΦΦΦ φφ φ «
- 28 nak a fém-szerkezetét Ennek eredményeként a feltalálók nemcsak egy NcEFeuB-í azonosítottak fő fázisként, hanem egy vasaiapú boridét és igen kis mennyiségű Fe-t is. A feltalálók felfedezték továbbá azt is, hogy a fém-alapú borid Ti koncentrációja körülbelül háromszor olyan magas volt, mint az NdzFe^B fázis Ti-jéé. Az atom-szondás térion-mikroszkőpos elemzéssel megszámolt összesített ionszámokaí grafikusan ábrázoltuk. Amikor a grafikusan ábrázolt összesített ionszám elérte a 12.700-at, az atom-szondás térionmikroszkópos elemzést leállítottuk, és levettük a tű-alakú minta végének térien mikroszkópos képét, A 6. ábra ezt a téhon mikroszkópos képet mutatja,
A 6. ábrán látható kép közepe a szonda-lyuknak felel meg. A kapott térion mikroszkópos kép a fekete térségben elszórtan elhelyezkedő fényes, szigetszerü területeket mutat. Figyelembe véve a kép felvételének körülményeit, a fekete mátrix tekinthető az NdjEe^B fázis reprezentációjának, és a fényes, szigetszerű területek a vasalapú borid fázis megfelelőinek. Vagyis látható, hogy a boridfázls finoman eloszlott a lágyított ötvözetben. Ugyanakkor az igen kis méretű vasaiapú borid fázis Összetételét a transzmissziós elektron mikroszkóppal nem lehetett elemezni.
A vasaiapú borid háromdimenziós eloszlásának pontosabb észlelése céljából több térion mikroszkópos képet kell készíteni a tű-alakú mintáról egymás után, viszonylag rövid időközönként, annak mélysége irányában. Majd az igy kapott térion mikroszkópos képeket fel kell dolgozni, úgy, hogy azok a mélység Irányának megfelelően legyenek elrendezve.
A transzmissziós elektron mikroszkóp és a torion mikroszkópos képek egyaránt azt mutatták, hogy a vasalapú borid fázis keresztmetszeti mérete kb. 10 nm volt. Vagyis, ha a vasalapú borid jelen lett volna az Nd2Fe«B kristályszemesékben, akkor a transzmissziós elektron mikroszkóp azonosította volna a fázisát. A feltalálók által végzett kísérletek eredményei szerint azonban nem voltak azonosíthatóak ilyen fázisokat. A kérdéses eredmények azt mutatták, hogy nem volt jelen vasaiapú borid az NchFe^S kristáiyszemesékhen, hanem vagy finoman eloszlott az NcfeFeuB kristályszemesék szemcsehatárán, vagy az
X X »« « Κ*Φ» ♦ ·» ♦ * » * #. « 4 « ♦ * * * * ί a> « β χ « * * «χ χ « « e κ
- 29 ·
Hd2Fe14B kristályszemeséket borító, részben folytonos film formájában volt jele m
Ha a transzmissziós elektron mikroszkóp- vagy térerősség mérési képen ilyen porózus film alakú vasalapü borid figyelhető meg, akkor a vasalapú borid köí5 csőnösen szeparált, finom kristály-szemcsék formájában lesz megfigyelhető, amelyeknek a mérete kb. 1 nm és kb. 20 nm között lesz a Na2FeuB kristályszemcsék és a vasalapú borid egy tetszőleges keresztmetszete mentén .
A találmány előnyös megvalósulási formái esetében, az olvadt ötvözet, gyors szilárdítása folyamán az R2Fe14B fázis kristályosodik először, és a vasalapú bőid rid fázis kristályosodik ezután. Ennek megfelelően a feltalálók úgy vélik, hogy a vasalapú borid fázis nukieizálódása és növekedése az amorf mátrixban, annak nem-egyforma kristály-gócaiként díszpergált RúFeuS kristályszemcsék felületéről kiindulva megy végbe. A feltalálók úgy vélik továbbá, hogy a vasalapú borid fázis, amely az R.2Fej.4B khstályszemcsék felszínén képez magot, olyan módon 15 növekszik, hogy befedi az R2Fei48 kristályszemcsék felületét, hogy megakadályozza a határfelületi energia növekedését. Ennek eredményeként a vasalapú borid fázis bizonyos részei olyan filmmé állnak össze, amely legalább részben befedi az R2Fe^B kristályszemeséket.
Ily módon a találmány előnyös megvalósulási alakjai olyan újfajta nanokompozit mágnes-szerkezetet alkotnak, amelyben a kemény mágneses tulajdonságokkal rendelkező R2Fe«B kristályszemcséket lágy mágneses tulajdonságokkal bíró vasalapü borid film borítja be. A feltalálók úgy vélik, hogy ez a mágnes kitűnő mágneses tulajdonságokat mutat, ezen egyedülálló struktúrájának következtében,
2, PÉLDA
Az alábbi 2. táblázat 1-8. példáinak mindegyikében a kb. 99,5 vagy nagyobb %· os tisztaságú B, C, Fe, TI, V, Cr és Hd anyagokat úgy mértük ki, hogy minden egyes minta összsúlya kb. 30 g legyen. Ezt követően a keveréket bejuttattuk egy kvarc 1 olvasztó kamrába. A 2. táblázatban az 1 - 5 jelű minták a találmány ** *
Λ 9 » 4 ♦ ·*
30szenntí. anyagok, a 8 - 8 minták pedig, nem az igényelt tartományba eső, kontrol anyagok.
2. táblázat.
Ötvözet-összetétel (atom %} | Hőkezelés hőfo- ka(°C) | 8f (T) | Hcj (kA/m) | (BH)max íkd/nr) | |
1 | NdgsFebísiB'isCsTá | 740 | 0,80 | 1018,7 | 105,5 |
2 | Nd$FföbatBi ΐ Τρ | 720 | 0,87 | 730,2 | 119,4 |
3 | Ndg^Fe^Bi iCíTp.s | 700 | 0,90 | 032,2 | 1:24,5 |
4 | Ndg^FebaiB^CóTb | 720 | 0,87 | 343,8 | 113,1 |
5 | :Nd8,sFeba;B< 2 4C t:sTü IMb-í | 720 | 0,81 | 1012.4 | 104,8 |
8 | N d 9 FebaiB 1 ; C! C f'2 | 720 | 0,72 | 713,6 | 87,9 |
7 | Nd& <FefeajSj<CÁÁ | 780 | 0,63 | 1003,5 | 77,4 |
8 | NdzjS-efcafBuCíe | 770 | 0,59 | 1036,3 | 63,0 |
1:5
A kvarc 1 olvasztó kamra alján kb. 8,8 mm átmérőjű 5 kiöntő csonk volt. Ennek megfelelően, a kérdéses anyagokat tartalmazó ötvözetet a kvarc 1 olvasztó kamraben megolvasztottuk, úgy, hogy ezek a 20 ötvözet 2:1 olvadékát adják, amelyet azután kiöntöttünk a 5 kiöntő csonkon keresztül, A 20 ötvözetet índuk10 dós bevitési eljárással olvasztottuk meg, argon atmoszférában. Ebben a második konkrét példában a 21 olvadék hőmérséklete kb, 1480 Celsius fokra volt beállítva,
A 21 olvadék felületét kb. 30 kPa-s Ar gáz nyomás alá helyeztük, kinyomva ezáltal a 21 olvadékot a vörösréz 7 hütőhenger külső felületére, amely a 5 kiöntő csonk alatt helyezkedett ei. Ebben a példában a beadagolásí sebesség kb. 8,4 kg/min és a 7 hütőhenger felszíni sebessége kb. 28m/s volt. Ily módon a gyor♦ *· φ * X * Φ Λ «φφφ Φ *»♦* » φ φ φφφφ Φ » ΦΦ* φ«τ φ Α
-31 san szilárdult 2.0 ötvözet egy vékony esik alakját vette fél· melynek szélessége kb. 1 ,.0 mm és vastagsága kb, 50 pm volt.
Ezt a gyorsan szilárdult ötvözet-struktúrát por XRD-elemzésnek vetettük alá.
Ennek eredményeként a feltalálók Igazolták, hogy a gyorsan szilárdult ötvözet 5 amorf fázisokból ál It.
Ezt követően ezt a gyorsan szilárdult ötvözetet úgy kb. 20 mm hosszú darabokra vágtok, majd Ar-gázban lágyítottuk, A lágyítás úgy történt, hogy minden egyes mintát kb. lö percig tartottuk a 2. táblázatban jelzett hőmérsékleten.
A lágyított ötvözet szerkezetét por XRD elemzésnek vetettük alá. Ennek ered10 menyeként az Nd^FeuB, Fe3B- es Fe238s fázisokat reprezentáló diffrakciós csúcsokat észleltünk. Továbbá, transzmissziós elektron-mikroszkoppal elemezve az ötvözet szerkezetét, igazolódott az Nd2Fe^8 és Fe3B fázisok együttes jelenléte az ötvözetben. Ezen beiül, az Hds-Fe^B fázis kb. 50 nm és kb. 150 nm~es átlagos szemcseméretű kristáiyszemesék formájában volt jelen, míg az Fe3.B 15 fázis az NdjtFeuB fázis szemcsehaiár-zónájában volt jelen. A szemcsehatárzóna vastagsága több nm-töl 20 nrn lg terjedt.
Az egyes minták mágneses tulajdonságait vibrátoros minta-magnetométerrei mértük. Ezeket az eredményeket: is a 2. táblázat mutatja.
Ezt kővetően atom-szondás térton-mikroszkópos elemzéssel megmértük az 20 NbaFeuB fázis Ti koncentrációját. Konkrétan: mechanikai polirozásnak vetettük alá a lágyított, gyorsan szilárdult ötvözetet, majd prlzmás, pálcika-szerű minta készült belőle. Továbbá a kérdéses pálcika-szerű minta végét egy elektrolitlkus polfrozási eljárással tű-alakúra hegyeztük. Ezt követően atom-szondás térionmikroszkőpos elemzésnek vetettük alá ennek a tű-alakú mintának a fémA 7. ábra a 2, minta mélysége irányában mért Nd, B Illetve Ti összesített koncentrációs profiljait mutatja. A 7. ábrán látható gráfon az atom-szondás téríonmíkroszkópos elemzéssel megszámolt kumulatív ion-számokat a mélység Irányának megfelelően ábrázoltuk, Konkrétan, egy olyan tartomány, ahol a meg30 számolt atomok száma a mélység irányába nő, olyan tartománynak felel meg, ahol vannak ilyen atomok. Másrészt egy olyan tartomány, ahol a megszámolt atomok száma a mélység Irányában konstans, olyan tartománynak felel meg, ahol nincsenek ilyen atomok.
A 7. ábrán látható grafikonnak több olyan csomópontja van, amelyek míndegyi5 kénél megváltozik az Nd, B vagy TI ionok számát reprezentáló görbe meredeksége, Ezeknél a csomópontoknál azt a tartományt, ahol az No, B és Ti koncentrációt mértük, felosztottuk A-L tartományra, és kiszámoltuk az Nd, B és Ti koncentrációt ezekben a tartományokban, A számifások eredményét a 8A és 8B. ábra mutatja. Konkrétan: a 8A. ábrán látható grafikon ordinátája a Ti koncentrá10 ciőt jelöli, és az abszcisszája a B koncentrációt.
Amint az a 8A. ábrán látható, azok a tartományok, ahol az Nd koncentráció kb. 8 atom % és kb. 14 atom % közé esik, a Ti koncentráció kb. 2 atom % vagy kisebb, Mivel az NdsFe^B fázis azokban a tartományokban létezik, ahol az Nd koncentráció kb. Satom % és kb. 14atom % között van, látható, hogy az
NdsFéuB fázisban a Ti koncentráció kb. 2 atom % vagy kevesebb ennél
Másrészt viszont, azokban a tartományokban, ahol a B koncentráció kb. 25 atom % és kb. 35 atom % között van, a Ti koncentrációk kb. 7 atom % vagy több. amint az a 88. ábrán látható, Mivel a vasalapu borid azokban a tartományokban van jelen, ahol a 8 koncentráció kb. 25 atom % és kb. 35 atom % kö20 zött van (vagyis a szemcsehatár-zönákban), látható, hogy a szemcsehatárzónákban (vagy szemcsehatár-fázisokban) a Ti koncentráció kb. 7 atom % vagy több ennél.
Az alábbi 3. táblázat a fent Ismertetett eljárással az. egyes mintákra vonatkozóan mért M fém-adalékanyag (azaz TI, Cr és/vagy V) koncentrációt mutatja. A táblázatban az 1—5 jelű minták a találmány szerinti anyagok, a 6—8 minták pedig nem az Igényelt tartományba eső, kontrol anyagok.
» « ♦ φ ·>·->
3. táblázat
Fém adalékanyag koncentráció (atom %) | ||
i t | Nd2Fe14B | Szemcseba- tár-fázisok |
1 | 1,7 | 8,1 |
2 | | 1,6 | 8,3 |
1,8 | 8,5 | |
4 1 | 1,8 | 8.6 |
5 1,8 | 8,9 | |
8 j | 2,7 | 4,2 |
7 ) | 4,4 | 5,7 |
8 | | 3,8 | 5,4 |
Amint az a 3, táblázaton látható, a találmány előnyős kiviteti alakjaira vonatkozó 5 minden konkrét példa esetében, ahol Ti hozzáadása történt, a Ti koncentráció az Nd^FeuB típusú vegyületben 2 atom % vagy kevesebb volt. Továbbá a Ti koncentráció az Nd2FeuB knstályszemcsék közötti szemcsehatáron nagyobb volt kb. 8 atom %-nál, ami sokkal nagyobb, mint a Ti koncentráció magukban az
Md:2Fe« krlstályszemcsékben. Továbbá a Ti koncentrációban mutatkozó kü10 lönbség az Nd2Fei4 {RsFe^B} fázis és a szemesehatár-fázisok között 6 atom % vagy több is volt, Másrészt, minden olyan összehasonlított példa esetében, ahol
Cr vagy V hozzáadása történt, a Cr vagy V koncentrációja az Nd2Fe-;4 fázisban nagyobb volt mint kb. 2 atom %,
Ha az adalék-M (pl. Ti) koncentrációja Nd2FeM. típusú vegyületben meghaladja 15 a 2 atom %-ot, akkor jelentősen csökken az NdaFe^ kristályszemcsék mágnesezödése, A mágoeseződés ilyen csökkenését elkerülendő, a Ti koncentrációja az Nd2Fe«. kristályszemcsékben előnyösen kb. 2 atom % vagy kevesebb en-34 *$·*» ♦ X K s. *» ·*♦ * X # « * X» · 4 * « Φ Φ 4<ΦΧ 9 nél még előnyösebben 1,8 atom % vagy kevesebb. Az NdsTeu kfisfályszemcsék Ti koncentrációja legelőnyösebben 1,65 atom % vagy kevesebb, hogy tovább nőjön a mágnesezetiség.
A. Cr vagy V koncentrációja az összehasonlított példák szemcsehatár-területein 5 nem különbözött nagyon a találmány előnyös kiviteli alakjaira vonatkozó példák szemcsehatár-területein mutatkozó Ti koncentrációtól Mivel azonban az öszszehasoniított példákban Ti hozzáadás történt, az összehasonlított példák struktúrájának tökéletesen másnak kell lennie, mint a találmány előnyös kiviteli alakjainak példáinál. Vagyis a kívánt struktúra, amelyben a vasalapú borid a nagy mágnesességgel szabadon diszpergál vagy film formában van jelen az IMdsFeuS kristályszemcsék vékony szemcsehatár-fázisaiban, nem alakulhat ki az összehasonlított példák egyikében sem. Éspedig azért, mert mivel az összehasonlitott példáknál nem került sor Ti-hozzáadásra, az NchFewB típusú vegyület kdstályszemcsélnek nukleizálódása nem mehetett végbe gyorsabban és ko rabban, mint az α-Fe fázisé,
Továbbá azokban az összehasonlított példákban, ahol Cr vagy V hozzáadása történt TI helyett, a nagy mágnesezödésű vasalapű borid nem annyira a szemcsehatár-zónákban képződött, hanem ehelyett egy olyan NdjFe^B fázis jött létre, amelyben igen sok Cr vagy V volt. Ennek eredményeként csökkent a mág20 neseződés és az eredményül kapott mágnes Br remanens mágneses indukciója kisebb lett kb, 0,8 T-nél.
A találmány fent ismertetett előnyős kiviteli alakjai szerinti vasalapú ritkaföldfém mágnes szerkezete egyedülálló, és benne a szemcsehatár-területeken lévő vasalapú borid befedi a kemény mágneses tulajdonságokkal rendelkező krís25 táiyszemcséket. Ily módon a vasalapú ritkaföldfém mágnes jobb korrózióvédő tulajdonságokat is mutat. Általában is elmondható, hogy egy olyan vasalapú ritkaföldfém mágnes, amely tartalmaz kemény mágneses tulajdonságokkal rendelkező RaTuQ típusú fázist, kevésbé ellenálló az oxidációval és a korrózióval szemben, hacsak nem kezelik valamiképpen. Éspedig azért, mert az Rj=Ttl30 pusú fázis nagy koncentrációban tartalmaz egy R könnyen oxidálódó ritkaföldfémelemet, A találmány előnyös kiviteli alakjaiban ezzel szemben az egy « fr «
R2T14Q típusú vegyüiet kFlstályszemcsélt a szemcsehatáron kis R koncentrációjú vasafapü borid; borítja. Ennek megfelelően az oxidáció vagy korrózió megáll a szemcsehatár-területeken, miáltal hatékonyan megakadályozható a jelentős oxidáció vagy korrózió. Továbbá a Tí, amely viszonylag nagy koncentrációban van jelen a szemcsehatár-területeken, szintén hozzájárul az oxidációval és korrózióval szembeni ellenállás növekedéséhez. Ennek az az oka, hogy a Ti fémelem, és nagy a kémiai stabilitása. Továbbá ez a struktúra képes megfelelően be tudja állítani a. csere összekapcsolódást ís, miáltal kitűnő mágnest ad, amely jói ki van egyensúlyozva a koercivitás és a remanencía.
A találmány különböző előnyös megvalósulási formál esetében a TI adalékot tartalmazó anyag ötvözet olvadékát gyorsan hütik és szilárdítják, miáltal olyan állandó mágnest nyerhető, amely kitűnő mágneses tulajdonságokat mutat, beleértve a magas koercívitást és a nagy mágnesezödést, miközben csökken a mágnesbe foglalandó minimális ritkaföldfémelem szükséges minimális mennyifő sége.
Továbbá, a találmány különböző előnyös kiviteli alakjai esetében, még ha a gyorsan szilárdult a 21 olvadék hirtelen lehűtését megvalósító eljárással készül is, csökkentett hűtési sebességgel, a Ti hozzáadása meg tudja akadályozni az cc-Fe fázis kicsapódását a 21 olvadék hirtelen lehűtését megvalósító folyamat során. Éppen ezért alkalmazható szalagöntéses eljárás vagy a 21 olvadék hirtelen lehűtését megvalósító, amely viszonylag alacsony hűtési sebességet eredményez és megfelelően alkalmazható a tömeggyártásban, ami előnyösen csökkenti a gyártási költséget.
Felh a figyelmet arra, hogy a fenti ismertetés csak a találmánybemutatására szolgái. A szakterületen jártas szakember számos alternatívát és módosítást találhat ki anélkül, hogy ezáltal eltérne a találmánytól Vagyis a találmány szándéka szerint vonatkozik minden olyan alternatívára, módosításra és variációra is, amely beleillik a csatolt igénypontok által meghatározott oltalmi körbe.
Claims (12)
1. Vasalapú ritkaföldfémmé! ötvözött nanokompozit mágnes, amely egy R3TUQ típusú vegyület kristályszemcséit tartalmazza, továbbá tartalmaz olyan ferromágneses vasalapú boridét, amely a szemcsehatáron található az RaTuG típc5 sú vegyület kristáiyszemcséi között, azza! jellemezve, hogy tömegszázalékos összetétele (Fei.;T1Trn)íöö.x.y.j;QxRyTiz, ahol T legalább egy kiválasztott elem a Co és Mi-bol álló csoportból, Q legalább egy kiválasztott elem a B és C-böl álló csoportból, és R legalább egy ritkaföldfémelem, amely lényegében nem tartalmaz La-t vagy Ce-t, továbbá az x, y, z és m mól frakciók megfelelnek az alábbi
10 egyenlőtlenségeknek:
10 atom %<x<15 atom %;
7 atom %<y<1ö atom %;
0,5 atom %<z<5 atom %; illetve Ö<m<Q,S;
15 ahol a mágnes kristáíyszemcséinek átlagos szemcsemérete kb. 20 nm és kb. 200 nm között van, és amelyben a ferrömágneses vasalapú borid a szemcsehatáron diszpergálödik vagy film formában van jelen a szemcsehatár felett, úgy, hogy legalább részben fedi az RaTuC típusú vegyület kristályszemcséinek felszínét.
20
2, Az 1. igénypont szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy a ferrömágneses vasalapú borid átlagos mérete legfeljebb kb. 50 nm a szemcsebalár vastagsága mentén mérve.
3. Az 1. vagy 2. igénypont szerinti mágnes, azza! jellemezve, hogy a ferrömágneses vasalapú borid film formában van jelen, melynek átlagos vastagsága kb.
25 20 nm vagy kevesebb az R2T14Q típusú vegyület kristály szemcséi közötti szemcsehatár felett .
4. Az 1. vagy 2. igénypont szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy a ferrömágneses vasalapú borid az R2T54Q típusú vegyület kristáiyszemcséi közötti szemcsehatárban van jelen, és átlagos fő tengely hossza kb. 1 nm - 50 nm tartó30 mánvba esik.
3 / »·
5, Az 1-4. igénypontok bármelyike szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy a mágnes egy tetszőleges keresztmetszetén az RjTuG típusú vegyüiet kristályszemcséinek átlagos mérete nagyobb, mint a íerromágneses vasalapú borid átlagos mérete,
6« Az 1-5. igénypontok bármelyike szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy az x és y mól frakciók megfelelnek az alábbi egyenlőtlenségeknek:
10 atom %< x<14 atom % és
0,5 atom %< z<4 atom %·..
7. Az 1-6. Igénypontok bármelyike szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy a vasalapú borid FejB-t és vagy FeaaBs-t tartalmaz,
8. Az 1-7. igénypontok bármelyike szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy vékony csík formájú, és vastagsága kb. 10 pm - 300 pm tartományba esik.
9. Az 1-7. Igénypontok bármelyike szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy por részecskékké van őrölve.
10. A 9. igénypont szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy a por részecskék részecske középmérete kb. 30 pm - 250 pm tartományba esik.
11. Az 1-10. igénypontok bármelyike szerinti mágnes, azzal jellemezve, hogy az alábbi paraméterekkel meghatározott kemény mágneses tulajdonságokkal rendelkezik: Bf remanens mágneses indukció legalább kb. 0,85 T, a maximum energia legalább kb. 120 kJ/rrri, és a koerclvítás Hej legalább kb. 480 kA/m,
12. Kötött mágnes, amely a 9. vagy 10, igénypont szerinti vasalapú ritkaföldfém ötvözetű mágnes porát tartalmazó, kötőgyanfával ősszeolvasztott mágnesporból van előállítva.
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2001144076 | 2001-05-15 | ||
JP2001357785 | 2001-11-22 | ||
PCT/JP2002/004499 WO2002093591A2 (en) | 2001-05-15 | 2002-05-08 | Iron-based rare earth alloy nanocomposite magnet and method for producing the same |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
HUP0400631A2 HUP0400631A2 (en) | 2004-06-28 |
HU227736B1 true HU227736B1 (en) | 2012-02-28 |
Family
ID=26615079
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
HU0400631A HU227736B1 (en) | 2001-05-15 | 2002-05-08 | Iron-based rare earth alloy nanocomposite magnet and method for producing the same |
Country Status (7)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US7208097B2 (hu) |
EP (1) | EP1388152A2 (hu) |
KR (1) | KR100535943B1 (hu) |
CN (1) | CN1212626C (hu) |
HU (1) | HU227736B1 (hu) |
RU (1) | RU2250524C2 (hu) |
WO (1) | WO2002093591A2 (hu) |
Families Citing this family (29)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US7217328B2 (en) | 2000-11-13 | 2007-05-15 | Neomax Co., Ltd. | Compound for rare-earth bonded magnet and bonded magnet using the compound |
DE60215665T2 (de) * | 2001-07-31 | 2007-02-08 | Neomax Co., Ltd. | Verfahren zum herstellen eines nanozusammensetzungsmagneten unter verwendung eines atomisierungsverfahrens |
JP4069727B2 (ja) * | 2001-11-20 | 2008-04-02 | 日立金属株式会社 | 希土類系ボンド磁石用コンパウンドおよびそれを用いたボンド磁石 |
WO2003052778A1 (en) * | 2001-12-18 | 2003-06-26 | Showa Denko K.K. | Alloy flake for rare earth magnet, production method thereof, alloy powder for rare earth sintered magnet, rare earth sintered magnet, alloy powder for bonded magnet and bonded magnet |
US20040025974A1 (en) * | 2002-05-24 | 2004-02-12 | Don Lee | Nanocrystalline and nanocomposite rare earth permanent magnet materials and method of making the same |
HU228834B1 (hu) * | 2002-10-17 | 2013-06-28 | Hitachi Metals Ltd | Nanokompozit mágnes és elõállítására szolgáló eljárás |
JP2004303375A (ja) * | 2003-03-31 | 2004-10-28 | Toshiba Corp | 垂直磁気記録媒体、及び磁気記録再生装置 |
WO2006004998A2 (en) * | 2004-06-30 | 2006-01-12 | University Of Dayton | Anisotropic nanocomposite rare earth permanent magnets and method of making |
WO2006064794A1 (ja) * | 2004-12-16 | 2006-06-22 | Neomax Co., Ltd. | 鉄基希土類系ナノコンポジット磁石およびその製造方法 |
JP4766045B2 (ja) * | 2005-03-24 | 2011-09-07 | 日立金属株式会社 | 鉄基希土類系ナノコンポジット磁石およびその製造方法 |
US20090129966A1 (en) * | 2005-03-24 | 2009-05-21 | Hitachi Metals, Ltd. | Iron-based rare-earth-containing nanocomposite magnet and process for producing the same |
CN1971780B (zh) * | 2005-11-23 | 2010-04-21 | 北京化工大学 | 纳米四氧化三铁包覆碳纳米管磁性复合材料的制备方法 |
US8465602B2 (en) | 2006-12-15 | 2013-06-18 | Praxair S. T. Technology, Inc. | Amorphous-nanocrystalline-microcrystalline coatings and methods of production thereof |
RU2490745C2 (ru) * | 2007-10-31 | 2013-08-20 | Улвак, Инк. | Способ изготовления постоянного магнита и постоянный магнит |
CN101572146B (zh) * | 2008-05-04 | 2012-01-25 | 比亚迪股份有限公司 | 一种钕铁硼永磁材料及其制备方法 |
CN101853723B (zh) | 2009-03-31 | 2012-11-21 | 比亚迪股份有限公司 | 一种复合磁性材料及其制备方法 |
US20100243946A1 (en) * | 2009-03-31 | 2010-09-30 | General Electric Company | Methods of making high resistivity magnetic materials |
US20100244603A1 (en) * | 2009-03-31 | 2010-09-30 | General Electric Company | Electric machine |
CN101877264B (zh) * | 2009-04-30 | 2012-12-12 | 比亚迪股份有限公司 | 一种稀土基永磁材料及其制备方法 |
EP2444985B1 (en) * | 2010-10-25 | 2018-07-11 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Production method of rare earth magnet |
JP5472236B2 (ja) * | 2011-08-23 | 2014-04-16 | トヨタ自動車株式会社 | 希土類磁石の製造方法、及び希土類磁石 |
WO2013103132A1 (ja) * | 2012-01-04 | 2013-07-11 | トヨタ自動車株式会社 | 希土類ナノコンポジット磁石 |
CN104425092B (zh) * | 2013-08-26 | 2018-02-09 | 比亚迪股份有限公司 | 一种钕铁硼磁性材料及其制备方法 |
CN103871708B (zh) * | 2014-03-04 | 2016-04-13 | 山西雷麦电子科技有限公司 | 一种铁钴基高磁化强度软磁材料及制备方法 |
CN106415742B (zh) * | 2014-07-22 | 2019-07-26 | 松下知识产权经营株式会社 | 复合磁性材料、使用其的线圈部件以及复合磁性材料的制造方法 |
JP2018518327A (ja) * | 2015-03-27 | 2018-07-12 | ゴルコンダ ホールディングス エルエルシー | 磁気表面被覆材のためのシステム、方法、および装置 |
JP6927906B2 (ja) * | 2017-09-29 | 2021-09-01 | トヨタ自動車株式会社 | 希土類磁石 |
WO2021035117A1 (en) * | 2019-08-21 | 2021-02-25 | Ut-Battelle, Llc | Indirect additive manufacturing process for fabricating bonded soft magnets |
CN113782292B (zh) * | 2021-06-04 | 2022-06-10 | 钢铁研究总院 | 一种具有改进温度稳定性的钇铈基稀土永磁材料 |
Family Cites Families (96)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CA1316375C (en) | 1982-08-21 | 1993-04-20 | Masato Sagawa | Magnetic materials and permanent magnets |
JPS5946008A (ja) | 1982-08-21 | 1984-03-15 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 永久磁石 |
EP0108474B2 (en) | 1982-09-03 | 1995-06-21 | General Motors Corporation | RE-TM-B alloys, method for their production and permanent magnets containing such alloys |
US4597938A (en) | 1983-05-21 | 1986-07-01 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Process for producing permanent magnet materials |
JPS609852A (ja) | 1983-06-24 | 1985-01-18 | ゼネラル・モ−タ−ズ・コ−ポレ−シヨン | 高エネルギ−積の稀土類−鉄磁石合金 |
US5230749A (en) | 1983-08-04 | 1993-07-27 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Permanent magnets |
US4585473A (en) | 1984-04-09 | 1986-04-29 | Crucible Materials Corporation | Method for making rare-earth element containing permanent magnets |
DE3577618D1 (de) | 1984-09-14 | 1990-06-13 | Toshiba Kawasaki Kk | Permanentmagnetische legierung und methode zu ihrer herstellung. |
JPS61140350A (ja) | 1984-12-13 | 1986-06-27 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | 金属薄帯の製造装置 |
JPH0789521B2 (ja) | 1985-03-28 | 1995-09-27 | 株式会社東芝 | 希土類鉄系永久磁石 |
US5538565A (en) | 1985-08-13 | 1996-07-23 | Seiko Epson Corporation | Rare earth cast alloy permanent magnets and methods of preparation |
US5225004A (en) | 1985-08-15 | 1993-07-06 | Massachusetts Institute Of Technology | Bulk rapidly solifidied magnetic materials |
JPH07107882B2 (ja) | 1985-09-12 | 1995-11-15 | 日立金属株式会社 | 永久磁石 |
JP2727505B2 (ja) | 1986-04-15 | 1998-03-11 | ティーディーケイ株式会社 | 永久磁石およびその製造方法 |
DE3779481T2 (de) | 1986-04-15 | 1992-12-24 | Tdk Corp | Dauermagnet und verfahren zu seiner herstellung. |
JPS63190138A (ja) | 1986-09-29 | 1988-08-05 | Tdk Corp | 希土類永久磁石材料 |
US4845837A (en) | 1986-10-06 | 1989-07-11 | Emerson Electric Co. | Method of making permanent magnet assembly |
EP0264153B1 (en) | 1986-10-10 | 1992-03-18 | Koninklijke Philips Electronics N.V. | Magnetic material comprising iron, boron and a rare earth metal |
JPS63155601A (ja) | 1986-12-18 | 1988-06-28 | Fuji Elelctrochem Co Ltd | ボンド磁石 |
JP2791470B2 (ja) | 1987-06-01 | 1998-08-27 | 日立金属 株式会社 | R−B−Fe系焼結磁石 |
HU199904B (en) | 1987-07-02 | 1990-03-28 | Vasipari Kutato Fejleszto | Process for production of alloy-dust based on rare earth metall-cobalt of improved quality |
JPS647501U (hu) | 1987-07-03 | 1989-01-17 | ||
JPS647502U (hu) | 1987-07-03 | 1989-01-17 | ||
US5022939A (en) | 1987-07-30 | 1991-06-11 | Tdk Corporation | Permanent magnets |
JPH01103805A (ja) | 1987-07-30 | 1989-04-20 | Tdk Corp | 永久磁石 |
JPS6481301A (en) | 1987-09-24 | 1989-03-27 | Daido Steel Co Ltd | Magnetic powder for manufacturing plastic magnet |
JPH01100242A (ja) | 1987-10-13 | 1989-04-18 | Tdk Corp | 永久磁石材料 |
JPH01162702A (ja) | 1987-12-17 | 1989-06-27 | Kobe Steel Ltd | 樹脂結合型磁石用希土類系磁性粉末 |
JPH01204401A (ja) | 1988-02-09 | 1989-08-17 | Kobe Steel Ltd | 希土類−Fe−B系磁性粉末の製造方法 |
US5190684A (en) | 1988-07-15 | 1993-03-02 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Rare earth containing resin-bonded magnet and its production |
JPH02247307A (ja) | 1989-03-17 | 1990-10-03 | Nippon Steel Corp | Nd合金フレーク製造方法 |
JPH02288305A (ja) | 1989-04-28 | 1990-11-28 | Nippon Steel Corp | 希土類磁石及びその製造方法 |
US4994109A (en) | 1989-05-05 | 1991-02-19 | Crucible Materials Corporation | Method for producing permanent magnet alloy particles for use in producing bonded permanent magnets |
JPH02298003A (ja) | 1989-05-12 | 1990-12-10 | Fuji Elelctrochem Co Ltd | 希土類永久磁石の製造方法 |
JPH0831385B2 (ja) | 1990-03-09 | 1996-03-27 | 富士電気化学株式会社 | 異方性希土類永久磁石の製造方法 |
JPH0831386B2 (ja) | 1990-03-09 | 1996-03-27 | 富士電気化学株式会社 | 異方性希土類永久磁石の製造方法 |
JPH03264653A (ja) | 1990-03-13 | 1991-11-25 | Hitachi Metals Ltd | 焼結磁石合金及びその製造方法 |
US5240513A (en) | 1990-10-09 | 1993-08-31 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | Method of making bonded or sintered permanent magnets |
JPH04147604A (ja) | 1990-10-11 | 1992-05-21 | Hitachi Metals Ltd | 磁気異方性磁石及びその製造方法 |
JP3502107B2 (ja) * | 1991-08-29 | 2004-03-02 | Tdk株式会社 | 永久磁石材料の製造方法 |
JP3248942B2 (ja) | 1992-03-24 | 2002-01-21 | ティーディーケイ株式会社 | 冷却ロール、永久磁石材料の製造方法、永久磁石材料および永久磁石材料粉末 |
JPH05315174A (ja) | 1992-05-12 | 1993-11-26 | Seiko Epson Corp | 希土類樹脂結合型磁石及びその製造方法 |
JPH0632471A (ja) | 1992-07-13 | 1994-02-08 | Mita Ind Co Ltd | 給紙部構造 |
JPH06140235A (ja) | 1992-10-29 | 1994-05-20 | Seiko Epson Corp | 一体成形磁石体および一体成形磁石の製造方法 |
JP3291836B2 (ja) | 1993-05-31 | 2002-06-17 | いすゞ自動車株式会社 | 希土類永久磁石原料 |
EP0632471B1 (en) | 1993-06-14 | 1997-09-24 | Santoku Metal Industry Co., Ltd. | Process of preparing a permanent magnet containing rare earth metal, boron and iron |
JP3304175B2 (ja) | 1993-10-20 | 2002-07-22 | エフ・ディ−・ケイ株式会社 | 希土類急冷粉体の製造方法、希土類急冷粉体、ボンド磁石の製造方法、およびボンド磁石 |
DE69434323T2 (de) | 1993-11-02 | 2006-03-09 | Tdk Corp. | Preparation d'un aimant permanent |
US5641363A (en) | 1993-12-27 | 1997-06-24 | Tdk Corporation | Sintered magnet and method for making |
JPH07226312A (ja) | 1994-02-10 | 1995-08-22 | Asahi Chem Ind Co Ltd | 磁性材樹脂複合材料 |
JP3705446B2 (ja) | 1994-08-09 | 2005-10-12 | 日立金属株式会社 | ナノ結晶合金のナノ結晶化熱処理方法 |
JP3311907B2 (ja) | 1994-10-06 | 2002-08-05 | 増本 健 | 永久磁石材料、永久磁石及び永久磁石の製造方法 |
JP3777199B2 (ja) | 1994-12-09 | 2006-05-24 | 株式会社Neomax | 高性能R−Fe−B系永久磁石材料の製造方法 |
US5666635A (en) | 1994-10-07 | 1997-09-09 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Fabrication methods for R-Fe-B permanent magnets |
JPH08124730A (ja) | 1994-10-25 | 1996-05-17 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 低保磁力希土類樹脂磁石 |
JPH09155513A (ja) | 1995-12-04 | 1997-06-17 | Santoku Kinzoku Kogyo Kk | ストリップキャスト用タンディッシュ |
JP3201944B2 (ja) | 1995-12-04 | 2001-08-27 | 株式会社三徳 | 希土類金属含有合金の製造システム |
JPH08322175A (ja) | 1996-01-29 | 1996-12-03 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 永久磁石型ステッピングモータ |
US6022424A (en) | 1996-04-09 | 2000-02-08 | Lockheed Martin Idaho Technologies Company | Atomization methods for forming magnet powders |
US5725792A (en) | 1996-04-10 | 1998-03-10 | Magnequench International, Inc. | Bonded magnet with low losses and easy saturation |
JPH1053844A (ja) | 1996-08-07 | 1998-02-24 | Toda Kogyo Corp | 希土類−鉄−ボロン系磁石合金及びその製造法並びに該希土類−鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石 |
US5872501A (en) | 1996-07-07 | 1999-02-16 | Toda Kogyo Corporation | Rare earth bonded magnet and rare earth-iron-boron type magnet alloy |
JPH1088294A (ja) | 1996-09-12 | 1998-04-07 | Alps Electric Co Ltd | 硬磁性材料 |
WO1998035364A1 (fr) | 1997-02-06 | 1998-08-13 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Procede de fabrication d'un aimant a plaque mince possedant une structure microcristalline |
KR100340383B1 (ko) | 1997-02-14 | 2002-06-12 | 오카모토 유지 | 미세 결정 조직을 갖는 박판 자석 |
DE69819953T2 (de) | 1997-03-25 | 2004-11-11 | Alps Electric Co., Ltd. | Auf Fe basierte hartmagnetische Legierung mit einer supergekühlter Spanne |
JPH10282790A (ja) | 1997-04-07 | 1998-10-23 | Canon Inc | 現像装置及びプロセスカートリッジ |
US5976271A (en) | 1997-04-21 | 1999-11-02 | Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. | Method for the preparation of rare earth based anisotropic permanent magnet |
JPH118109A (ja) | 1997-04-21 | 1999-01-12 | Shin Etsu Chem Co Ltd | 希土類永久磁石材料及びその製造方法 |
US5905424A (en) | 1997-08-04 | 1999-05-18 | Magnequench International, Inc. | Bonded magnet made from gas atomized powders of rare earth alloy |
DE69814762T2 (de) | 1997-08-22 | 2003-12-04 | Alps Electric Co Ltd | Hartmagnetische Legierung mit supergekühlter Schmelzregion,gesintertes Produkt davon und Anwendungen |
JPH1171646A (ja) | 1997-08-29 | 1999-03-16 | Alps Electric Co Ltd | スピーカ |
JP3515339B2 (ja) | 1997-09-25 | 2004-04-05 | アルプス電気株式会社 | 角度センサ |
US6332933B1 (en) | 1997-10-22 | 2001-12-25 | Santoku Corporation | Iron-rare earth-boron-refractory metal magnetic nanocomposites |
US6183572B1 (en) | 1997-12-30 | 2001-02-06 | Magnequench International, Inc. | Isotropic rare earth material of high intrinsic induction |
JPH11206075A (ja) | 1998-01-13 | 1999-07-30 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 希土類樹脂磁石埋設型回転子の製造方法 |
JPH11323509A (ja) | 1998-05-15 | 1999-11-26 | Alps Electric Co Ltd | 硬磁性合金圧密成形体およびその製造方法 |
JP3981788B2 (ja) | 1998-06-24 | 2007-09-26 | 株式会社アルバック | 希土類元素含有合金の鋳造装置および製造方法 |
DE69935231T2 (de) | 1998-07-13 | 2007-12-20 | Santoku Corp., Kobe | Leistungsfähige magnetische Materalien, die Eisen, Seltenerdmetalle, Bor, schwer schmelzende Metalle und Kobalt einschließen |
JP3604308B2 (ja) | 1998-12-07 | 2004-12-22 | 株式会社Neomax | ナノコンポジット磁石用原料合金、その粉末および製造方法、ならびにナノコンポジット磁石粉末および磁石の製造方法 |
US6302972B1 (en) | 1998-12-07 | 2001-10-16 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd | Nanocomposite magnet material and method for producing nanocomposite magnet |
TW436821B (en) * | 1998-12-17 | 2001-05-28 | Shinetsu Chemical Co | Rare earth/iron/boron-based permanent magnet and method for the preparation thereof |
EP1061532B1 (en) | 1999-06-11 | 2006-11-22 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder and isotropic bonded magnet |
JP3365625B2 (ja) | 1999-09-16 | 2003-01-14 | 住友特殊金属株式会社 | ナノコンポジット磁石粉末および磁石の製造方法 |
US6478889B2 (en) | 1999-12-21 | 2002-11-12 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Iron-base alloy permanent magnet powder and method for producing the same |
WO2001091139A1 (en) * | 2000-05-24 | 2001-11-29 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Permanent magnet including multiple ferromagnetic phases and method for producing the magnet |
JP3611108B2 (ja) | 2000-05-30 | 2005-01-19 | セイコーエプソン株式会社 | 冷却ロールおよび薄帯状磁石材料 |
JP2002064009A (ja) * | 2000-08-22 | 2002-02-28 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 鉄基希土類合金磁石およびその製造方法 |
US6648984B2 (en) | 2000-09-28 | 2003-11-18 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Rare earth magnet and method for manufacturing the same |
US7217328B2 (en) * | 2000-11-13 | 2007-05-15 | Neomax Co., Ltd. | Compound for rare-earth bonded magnet and bonded magnet using the compound |
US6790296B2 (en) * | 2000-11-13 | 2004-09-14 | Neomax Co., Ltd. | Nanocomposite magnet and method for producing same |
US6695929B2 (en) | 2001-02-07 | 2004-02-24 | Sumitomo Special Co., Ltd. | Method of making material alloy for iron-based rare earth magnet |
JP4023138B2 (ja) | 2001-02-07 | 2007-12-19 | 日立金属株式会社 | 鉄基希土類合金粉末および鉄基希土類合金粉末を含むコンパウンドならびにそれを用いた永久磁石 |
DE60215665T2 (de) * | 2001-07-31 | 2007-02-08 | Neomax Co., Ltd. | Verfahren zum herstellen eines nanozusammensetzungsmagneten unter verwendung eines atomisierungsverfahrens |
EP1446816B1 (en) * | 2001-11-22 | 2006-08-02 | Neomax Co., Ltd. | Nanocomposite magnet |
HU228834B1 (hu) * | 2002-10-17 | 2013-06-28 | Hitachi Metals Ltd | Nanokompozit mágnes és elõállítására szolgáló eljárás |
-
2002
- 2002-05-08 CN CNB028012313A patent/CN1212626C/zh not_active Expired - Fee Related
- 2002-05-08 HU HU0400631A patent/HU227736B1/hu not_active IP Right Cessation
- 2002-05-08 EP EP02769549A patent/EP1388152A2/en not_active Withdrawn
- 2002-05-08 RU RU2003122788/02A patent/RU2250524C2/ru not_active IP Right Cessation
- 2002-05-08 WO PCT/JP2002/004499 patent/WO2002093591A2/en active IP Right Grant
- 2002-05-08 US US10/381,005 patent/US7208097B2/en not_active Expired - Lifetime
- 2002-05-08 KR KR10-2003-7000616A patent/KR100535943B1/ko not_active IP Right Cessation
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US20040020569A1 (en) | 2004-02-05 |
WO2002093591A2 (en) | 2002-11-21 |
CN1212626C (zh) | 2005-07-27 |
EP1388152A2 (en) | 2004-02-11 |
CN1461486A (zh) | 2003-12-10 |
HUP0400631A2 (en) | 2004-06-28 |
WO2002093591A3 (en) | 2003-03-06 |
KR20030025271A (ko) | 2003-03-28 |
RU2003122788A (ru) | 2005-01-10 |
RU2250524C2 (ru) | 2005-04-20 |
US7208097B2 (en) | 2007-04-24 |
KR100535943B1 (ko) | 2005-12-12 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
HU227736B1 (en) | Iron-based rare earth alloy nanocomposite magnet and method for producing the same | |
EP1158545B1 (en) | Permanent magnet including multiple ferromagnetic phases and method for producing the magnet | |
KR960008185B1 (ko) | 희토류-철계 영구자석 및 이의 제조방법 | |
EP1762632A1 (en) | Iron-based rare-earth-containing nanocomposite magnet and process for producing the same | |
EP0195219B1 (en) | Quenched permanent magnetic material | |
EP1154445A2 (en) | Alloy for high-performance rare earth permanent magnet and manufacturing method thereof | |
EP1018751B1 (en) | Thin plate magnet having microcrystalline structure | |
JP2008192903A (ja) | 鉄基希土類合金磁石 | |
Liu et al. | Compositional optimization and new processes for nanocrystalline NdFeB-based permanent magnets | |
JP3560387B2 (ja) | 磁性材料とその製造法 | |
JPH118109A (ja) | 希土類永久磁石材料及びその製造方法 | |
JP3264664B1 (ja) | 複数の強磁性相を有する永久磁石およびその製造方法 | |
JP2000003808A (ja) | 硬磁性材料 | |
JP4715245B2 (ja) | 鉄基希土類ナノコンポジット磁石およびその製造方法 | |
JPH07263210A (ja) | 永久磁石並びに永久磁石合金粉末とその製造方法 | |
JP4703987B2 (ja) | 希土類磁石用合金薄帯、その製造方法、および希土類磁石用合金 | |
JP4670179B2 (ja) | 複数の強磁性相を有する永久磁石およびその製造方法 | |
JP3763774B2 (ja) | 鉄基希土類合金磁石用急冷合金、及び鉄基希土類合金磁石の製造方法 | |
JP3583116B2 (ja) | 鉄基希土類合金磁石およびその製造方法 | |
JP3710154B2 (ja) | 鉄基永久磁石とその製造方法並びにボンド磁石用鉄基永久磁石合金粉末と鉄基ボンド磁石 | |
JP2005272924A (ja) | 異方***換スプリング磁石材料およびその製造方法 | |
Yamamoto et al. | Magnetic properties of high-coercivity melt-spun Pr-Fe-Co-Ti-B-Si system ribbons and their bonded magnets | |
JP2000353611A (ja) | 異方性希土類永久磁石材料とその製造方法 | |
JP2001050935A (ja) | 磁気式センサ | |
Schultz et al. | Nanocomposite Magnetic Materials |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
GB9A | Succession in title |
Owner name: HITACHI METALS, LTD., JP Free format text: FORMER OWNER(S): SUMITOMO SPECIAL METALS CO., LTD., JP; NEOMAX CO., LTD., JP |
|
MM4A | Lapse of definitive patent protection due to non-payment of fees |