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Dokumentenidentifikation DE3889996T2 15.09.1994
EP-Veröffentlichungsnummer 0302947
Titel SELTENE-ERDEN-EISEN-TYP-DAUERMAGNET UND SEIN HERSTELLUNGSVERFAHREN.
Anmelder Seiko Epson Corp., Tokio/Tokyo, JP
Erfinder AKIOKA, Koji, Suwa-shi Nagano-ken 392, JP;
KOBAYASHI, Osamu, Suwa-shi Nagano-ken 392, JP;
SHIMODA, Tatsuya, Suwa-shi Nagano-ken 392, JP
Vertreter Klunker, H., Dipl.-Ing. Dr.rer.nat.; Schmitt-Nilson, G., Dipl.-Ing. Dr.-Ing.; Hirsch, P., Dipl.-Ing., Pat.-Anwälte, 80797 München
DE-Aktenzeichen 3889996
Vertragsstaaten AT, CH, DE, FR, GB, IT, LI, NL
Sprache des Dokument En
EP-Anmeldetag 01.03.1988
EP-Aktenzeichen 889022281
WO-Anmeldetag 01.03.1988
PCT-Aktenzeichen JP8800225
WO-Veröffentlichungsnummer 8806797
WO-Veröffentlichungsdatum 07.09.1988
EP-Offenlegungsdatum 15.02.1989
EP date of grant 08.06.1994
Veröffentlichungstag im Patentblatt 15.09.1994
IPC-Hauptklasse H01F 1/04
IPC-Nebenklasse C22C 38/16   C21D 6/00   

Beschreibung[de]

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Seltenerd-Eisen- Permanentmagneten, der hauptsächlich aus Seltenerdelementen und Eisen zusammengesetzt ist, und auch ein Verfahren zur Herstellung desselben.

Der Permanentmagnet ist eines der wichtigsten elektrischen und elektronischen Materialien, die in verschiedenen Anwendungsbereichen, die von elektrischen Haushaltsgeräten bis zu Peripherieausrüstung von großen Computern reichen, angewendet werden. Es gibt einen steigenden Bedarf an Permanentmagneten hoher Leistungsfähigkeit, um einem jüngeren Bedürfnis zu entsprechen, elektrische Geräte kleiner und wirkungsvoller als vorher zu machen.

Typisch für jetzt verwendete Permanentmagnete sind Alnico-Magnete, Hartferrit-Magnete und Seltenerd-Übergangsmetall-Magnete. Wegen ihrer überlegenen magnetischen Leistungsfähigkeit wurden viele Studien durchgeführt über Seltenerd-Cobalt-Permanentmagnete und Seltenerd- Eisen-Permanentmagnete, die zur Kategorie der Seltenerd-Übergangsmetall-Magnete gehören. Berichte über solche Studien sind zu finden in der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 60 152 008. Seltenerd-Eisen- Permanentmagnete erregen Aufmerksamkeit wegen ihres niedrigeren Preises und ihrer höheren Leistungsfähigkeit als Seltenerd-Cobalt- Permanentmagnete, die eine große Menge an teurem Cobalt enthalten.

Bisher gab es Seltenerd-Eisen-Permanentmagnete, die nach einem der folgenden drei Verfahren hergestellt waren.

(1) Einen, der hergestellt wird nach dem auf der Pulvermetallurgie basierenden Sinterverfahren. (Siehe japanische Patent-Offenlegungsschrift Nr. 46008/1984.)

(2) Einen, der hergestellt wird durch Binden dünner Bänder (etwa 30 um dick) mit einem Harz. Dünne Bänder werden hergestellt durch schnelles Abkühlen der geschmolzenen Legierung unter Verwendung einer Vorrichtung zur Herstellung amorpher Bänder. (Siehe japanische Patent-Offenlegungsschriften Nr. 211549/1984 und Nr. 61 268 001.)

(3) Einen, der hergestellt wird aus den dünnen Bändern (hergestellt wie in (2) oben erwähnt) unter mechanischer Ausrichtung nach dem Zweistufen-Heißpreß-Verfahren (siehe japanische Patent-Offenlegungsschrift Nr. 100402/1985.)

Die jetzigen Erfinder haben früher einen Magneten vorgeschlagen, der hergestellt wurde aus einem Gußstück, das einer mechanischen Ausrichtung durch das Einstufen-Warmverformen unterzogen worden war (siehe japanische Patentanmeldung Nr. 144532/1986 und japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 276803/1987.) (Dieses Verfahren wird hierin im folgenden als Verfahren (4) bezeichnet.)

Das oben angeführte Verfahren (1) beinhaltet die Schritte des Herstellens eines Legierungs-Gußstücks durch Schmelzen und Gießen, des Zerstoßens des Gußstücks in Magnetpulver von etwa 3 um Teilchengröße, des Mischens des Magnetpulvers mit einem Bindemittel (Formungs-Additiv), des Formpressens der Mischung in einem Magnetfeld, des Sinterns des Formstücks in einer Argonatmosphäre bei etwa 1100ºC für 1 Stunde und des schnellen Abkühlens des gesinterten Produkts auf Raumtemperatur. Das Sinterprodukt wird einer Wärmebehandlung bei etwa 600ºC unterzogen, um die Koerzitiv-Kraft zu erhöhen.

Bei dem oben angeführten Verfahren (2) werden schnell abgekühlte dünne Bänder aus R-Fe-B-Legierung hergestellt mittels einer Schmelz- Rotations-Vorrichtung bei einer optimalen Substrat-Geschwindigkeit. Das schnell abgekühlte Band ist etwa 30 um dick und ist eine Aggregation von Kristallkörnern mit einem Durchmesser von 1000Å oder weniger. Es ist spröde und neigt zum Brechen. Es ist magnetisch isotrop, weil die Kristallkörner isotrop verteilt sind. Um einen Magneten herzustellen, wird dieses dünne Band zu Pulver von geeigneter Teilchengröße zerkleinert, das Pulver wird mit einem Harz gemischt, und die Mischung wird dem Formpressen unterzogen.

Nach dem oben aufgeführten Verfahren (3) wird das nach dem Verfahren (2) erhaltene dünne Band einer mechanischen Ausrichtung unterzogen durch ein Zweistufen-Heißpressen im Vakuum oder einer Inertgas-Atmosphäre. So wird ein anisotroper R-Fe-B-Magnet erhalten. In der Preß-Stufe wird Druck in einer Achse angewendet, so daß die Achse leichter Magnetisierung in der Richtung parallel zur Preßrichtung ausgerichtet wird. Dieses Ausrichtungs-Verfahren bringt Anisotropie zustande. Dieses Verfahren wird so durchgeführt, daß die Kristallkörner in dem dünnen Band einen kleineren Teilchendurchmesser haben als den von Kristallkörnern, die die maximale Koerzitiv-Kraft zeigen, und dann werden die Kristallkörner dazu bestimmt, während des Heißpressens auf einen optimalen Teilchendurchmesser anzuwachsen.

Das oben angeführte Verfahren (4) ist dazu vorgesehen, einen anisotropen R-Fe-B-Magneten herzustellen durch Warmverformen eines Legierungs-Gußstücks im Vakuum oder einer Inertgas-Atmosphäre. Das Verfahren veranlaßt die Achse leichter Magnetisierung dazu, sich in der Richtung parallel zur Verformungsrichtung auszurichten, was, wie in dem oben angeführten Verfahren (3), zu Anisotropie führt. Verfahren (4) unterscheidet sich jedoch von Verfahren (3) insofern, als das Warmverformen in nur einer Stufe durchgeführt wird und das Warmverformen die Kristallkörner kleiner macht.

Die oben angeführten Technologien nach dem Stand der Technik ermöglichen es, die Seltenerd-Eisen-Permanentmagnete herzustellen; aber sie haben einige Nachteile, wie unten angeführt.

Ein Nachteil von Verfahren (1) geht auf die Tatsache zurück, daß es wesentlich ist, die Legierung fein zu pulverisieren. Unglücklicherweise ist die R-Fe-B-Legierung gegenüber Sauerstoff so aktiv, daß Pulverisieren starke Oxidation verursacht, mit dem Ergebnis, daß der Sinterkörper unvermeidbar Sauerstoff in hohen Konzentrationen enthält. Ein anderer Nachteil von Verfahren (1) ist, daß das Pulverformen eines Formungs-Additivs wie Zinkstearat bedarf. Das Formungs-Additiv kann in dem Sinterschritt nicht vollständig entfernt werden, sondern verbleibt teilweise in Form von Kohlenstoff in dem Sinterkörper. Dieser Restkohlenstoff verschlechtert die magnetische Leistungsfähigkeit des R-Fe- B-Permanentmagneten beträchtlich. Ein zusätzlicher Nachteil von Verfahren (1) ist, daß die durch Pressen des mit einem Formungs- Additiv gemischten Pulvers gebildeten Grünlinge sehr spröde und schwer zu handhaben sind. Daher beansprucht es viel Zeit, sie Seite an Seite regelmäßig in den Sinterofen einzubringen.

Wegen dieser Nachteile erfordert die Herstellung gesinterter R-Fe-B- Magnete eine teure Ausrüstung und leidet unter schlechter Produktivität. Das führt zu hohen Produktionskosten, was die geringen Materialkosten aufwiegt.

Ein Nachteil der Verfahren (2) und (3) ist, daß sie eine Schmelz- Rotations-Vorrichtung erfordern, die teuer ist und schlecht in der Produktivität. Darüber hinaus liefert Verfahren (2) einen Permanentmagneten, der im Prinzip isotrop ist. Der isotrope Magnet hat ein niedriges Energieprodukt und eine wenig quadratische Hysterese- Schleife. Er ist auch nachteilig hinsichtlich der Temperaturcharakteristika für die praktische Verwendung.

Ein Nachteil von Verfahren (3) ist schlechte Effizienz bei der Massenproduktion, was vom Durchführen des Heißpressens in zwei Stufen herrührt. Ein anderer Nachteil ist, daß das Heißpressen bei 800ºC oder darüber grobe Kristallkörner verursacht, die zu einem Permanentmagneten führen, der wegen einer extrem geringen Koerzitivkraft unpraktisch in der Verwendung ist.

Das oben angeführte Verfahren (4) ist unter den vier Verfahren das einfachste; es bedarf keines Pulverisierungsschritts, sondern nur eines Schritts der Warmverformung. Dennoch hat es einen Nachteil insofern, als es einen Permanentmagneten liefert, der hinsichtlich der magnetischen Leistungsfähigkeit gegenüber den nach Verfahren (1) oder (3) hergestellten ein wenig schlechter ist.

OFFENBARUNG DER ERFINDUNG

Die vorliegende Erfindung wurde gemacht, um die oben angeführten Nachteile, insbesondere den Nachteil von Verfahren (4), einen Permanentmagneten von schlechter magnetischer Leistungsfähigkeit zu liefern, auszuschalten. Daher ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen Seltenerd-Eisen-Permanentmagneten von hoher Leistungsfähigkeit und geringem Preis zu liefern.

Nach einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zur Verfügung gestellt, wie in Anspruch 1 wiedergegeben.

Nach einem anderen Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zur Verfügung gestellt, wie in Anspruch 6 wiedergegeben.

Nach einem noch anderen Aspekt der Erfindung wird ein anisotroper Permanentmagnet zur Verfügung gestellt, wie in Anspruch 10 wiedergegeben.

Das oben angeführte Material hat eine Zusammensetzung, die durch die chemische Formel RFeBCu dargestellt wird. Die Legierung sollte bevorzugt zusammengesetzt sein aus 8 bis 30% (Atomprozent) an R, 2 bis 28% an B, und weniger als 6% an Cu, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Es ist zulässig, zur Verbesserung der Temperaturcharakteristika weniger als 50 Atom-% an Fe durch Co zu ersetzen. Es ist auch zulässig, zur Verbesserung der magnetischen Kenngrößen weniger als 6 Atom-% von einem oder mehr als einem Element hinzuzufügen, das ausgewählt ist aus Ga, Al, Si, Bi, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Ni, Mn, Ti, Zr und Hf. Die Legierung kann als unvermeidbare Verunreinigungen weniger als 2 Atom-% S, weniger als 4 Atom-% C und weniger als 4 Atom-% P enthalten.

Das obige Verfahren (4) ist dazu gedacht, anisotrope Magnete herzustellen durch Unterwerfen eines Gußstücks unter eine Warmverformung, wie oben aufgeführt. Ein Vorteil dieses Verfahrens ist es, daß es den Pulverisierungs-Schritt und die Verwendung des Formungs-Additivs überflüssig macht und beseitigt, mit dem Ergebnis, daß der Magnet Sauerstoff und Kohlenstoff in sehr niedrigen Konzentrationen enthält. Zusätzlich ist das Verfahren sehr einfach. Der nach diesem Verfahren hergestellte Magnet ist jedoch hinsichtlich der magnetischen Eigenschaft gegenüber denen nach den Verfahren (1) und (3) hergestellten schlechter, wegen der schlechten Ausrichtung der Kristallachse.

Um diesen Nachteil zu beseitigen, untersuchten die jetzigen Erfinder die hinzuzufügenden Elemente und fanden, daß Cu stark zu dem erhöhten Ausmaß an Ausrichtung beiträgt.

Das Hinzufügen von Cu zu R-Fe-B-Legierungen ist schon in der japanischen Patent-Offenlegungsschrift Nr. 132105/1984 offenbart. Nach dieser Offenbarung wird Cu jedoch nicht als ein Element betrachtet, das zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften unbedingt hinzugefügt werden soll. Vielmehr wird es als eine der unvermeidbaren Verunreinigungen betrachtet, die eingebracht wird, wenn billiges Fe geringer Reinheit verwendet wird, und es wird auch als eine Substanz betrachtet, die die magnetischen Eigenschaften verschlechtert, im Gegensatz zu der Erkenntnis bei der vorliegenden Erfindung. Tatsächlich offenbart das Patent, daß die magnetischen Eigenschaften auf etwa 10 MGOe in (BH) max absinken, wenn er nur 1 Atom-% an Cu enthält. Zusätzlich offenbart die japanische Patent-Veröffentlichung Nr. 60-218457 ein Begrenzen des Kupfers auf einen noch kleineren Prozentsatz und sogar ein Ersetzen des Kupfers durch Titan oder Zircon. Andererseits wird gemäß der vorliegenden Erfindung Cu tatsächlich hinzugefügt, um die magnetischen Eigenschaften in einem großen Ausmaß zu verbessern. Es liegt in dieser Bedeutsamkeit, daß die vorliegende Erfindung völlig unterschiedlich ist von den beiden oben angeführten japanischen Patent-Offenlegungsschriften.

Die durch die Hinzufügung von Cu erzeugte tatsächliche Wirkung wird im folgenden erklärt. Der Magnet der vorliegenden Erfindung hat wegen des hinzugefügten Cu ein erhöhtes Energieprodukt und eine erhöhte Koerzitivkraft, unabhängig davon, ob der Magnet aus einem Gußstück durch einfache Wärmebehandlung ohne Warmverformen hergestellt wird oder ob der Magnet aus einem Gußstück durch Warmverformen hergestellt wird, um Anisotropie zustandezubringen. Die Wirkung von Cu ist stark unterschiedlich von der anderer Elemente, (wie Dy), die wirksam sind hinsichtlich der Erhöhung der Koerzitivkraft. Im Falle von Dy findet dies Steigerung der Koerzitivkraft statt, weil Dy eine intermetallische Verbindung aus R2-xDyxFe&sub1;&sub4;B bildet, welche das Seltenerd- Element der Hauptphase in dem Magneten betreffend die vorliegende Erfindung ersetzt und folglich das anisotrope Magnetfeld der Hauptphase erhöht. Im Gegensatz dazu ersetzt Cu nicht Fe in der Hauptphase, sondern liegt gemeinsam mit dem Seltenerdelement in der Seltenerdreichen Phase an der Korngrenze vor.

Wie gut bekannt ist, stammt die Koerzitivkraft von R-Fe-B-Magneten sehr wenig aus der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase als der Hauptphase; sondern sie wird nur erzeugt, wenn die Hauptphase mit der Seltenerd-reichen Phase als die Korngrenzen-Phase gemeinsam vorliegt. Es ist bekannt, daß andere Elemente (wie Al, Ga, Mo, Nb und Bi) außer Cu die Koerzitivkraft erhöhen. Es wird jedoch gemeint, daß sie nicht direkt die Hauptphase beeinflussen, sondern daß sie die Korngrenzenphase beeinflussen. Kupfer wird als ein derartiges Element betrachtet. Die Hinzufügung von Cu verändert die Struktur der Legierung nach dem Gießen und Warmverformen. Die Veränderung tritt in zwei Arten auf wie folgt:

(1) Das Feinen der Kristallkörner zur Zeit des Gießens.

(2) Die Bildung der einheitlichen Struktur nach dem Verformen, was der verbesserten Formbarkeit zuschreibbar ist.

Es wird gemeint, daß der nach dem oben angeführten Verfahren (4) hergestellte R-Fe-B-Magnet Koerzitivkraft erzeugt nach dem Mechanismus der Bildung von Kristallkeimen, im Hinblick auf das scharfe Ansteigen der Anfangsmagnetisierungs-Kurve. Das bedeutet, daß die Koerzitivkraft von der Größe der Kristallkörner abhängt. Mit anderen Worten, Cu steigert die Koerzitivkraft eines Gußmagneten, weil die Kristallkorngröße in einem Gußmagneten zum Zeitpunkt des Gießens bestimmt wird.

Der R-Fe-B-Magnet hat die verbesserten Warmverformungscharakteristika, die der Seltenerd-reichen Phase zuzuschreiben sind. Mit anderen Worten, diese Phase hilft den Teilchen, sich zu drehen, wodurch sie die Teilchen davor schützt, durch das Verformen gebrochen zu werden. Cu liegt gemeinsam mit der Seltenerd-reichen Phase vor und erniedrigt deren Schmelzpunkt. Vermutlich führt dies zu der verbesserten Formbarkeit, der gleichförmigen Struktur nach dem Verformen und dem erhöhten Ausrichtungsgrad der Kristallkörner in der Preßrichtung.

Der Permanentmagnet der vorliegenden Erfindung sollte eine spezielle Zusammensetzung haben, aus Gründen, die im folgenden erklärt werden. Er enthält ein oder mehr als ein Seltenerdelement, das ausgewählt ist aus Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu. Pr erzeugt die maximale magnetische Leistungsfähigkeit. Daher werden für die praktische Verwendung Pr, Nd, Pr-Nd- Legierung und Ce-Pr-Nd-Legierung ausgewählt. Eine kleine Menge an schweren Seltenerdelementen wie Dy und Tb ist wirksam für die Steigerung der Koerzitivkraft. Der R-Fe-B-Magnet hat die Hauptphase aus R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B. Mit R weniger als 8 Atom-% enthält der Magnet nicht diese Verbindung, hat aber die Struktur desselben kubisch raumzentrierten α-Eisens. Daher zeigt der Magnet nicht die hohe magnetische Leistungsfähigkeit. Umgekehrt, mit mehr als 30 Atom-% R, enthält der Magnet mehr nichtmagnetische R-reiche Phase und ist daher extrem schlecht in der magnetischen Leistungsfähigkeit. Aus diesem Grund sollte der Gehalt an R 8 bis 30 Atom-% sein. Für Gußmagnete sollte der Gehalt an R bevorzugt 8 bis 25 Atom-% sein.

B ist ein wesentliches Element zur Bildung der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase. Mit weniger als 2 Atom-% bildet der Magnet die rhomboedrische R-Fe- Struktur aus und erzeugt deshalb nur wenig Koerzitiv-Kraft. Mit mehr als 28 Atom-% enthält der Magnet mehr nichtmagnetische B-reiche Phase und hat daher eine äußerst niedrige Restflußdichte. Im Fall von Gußmagneten ist der geeignete Gehalt an B weniger als 8 Atom- %. Mit B oberhalb dieser Grenze hat der Gußmagnet eine niedrige Koerzitivkraft, weil er nicht die R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase von feiner Struktur besitzt, außer wenn er in einer speziellen Weise abgekühlt wird.

Co erhöht wirksam den Curie-Punkt des Seltenerd-Eisen-Magneten. Im Grunde ersetzt es die Stelle des Fe in R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B unter Bildung von R&sub2;Co&sub1;&sub4;B. Wenn die Menge an dieser Verbindung ansteigt, wird die Koerzitivkraft des Magneten insgesamt geringer, weil sie nur einen kleinen Betrag an kristallinem, anisotropen Magnetfeld erzeugt. Daher sollte die erlaubte Menge an Co weniger als 50 Atom-% sein, so daß der Magnet eine Koerzitivkraft von mehr als 1 kOe hat, die notwendig ist, damit der Magnet als ein Permanentmagnet betrachtet wird.

Cu trägt zur Verfeinerung der säulenförmigen Struktur und zur Verbesserung der Warmverformungscharakteristika bei, wie oben erwähnt. Daher bewirkt es, daß bei dem Magneten Energieprodukt und Koerzitivkraft ansteigen. Dennoch sollte die Menge an Cu in dem Magneten weniger als 6 Atom-% sein, weil es ein nicht-magnetisches Element ist und daher die Restflußdichte erniedrigt, wenn es übermäßig zu dem Magneten hinzugefügt wird.

Zu den Elementen die,zusätzlich zu Cu, die Koerzitivkraft erhöhen, gehören Ga, Al, Si, Bi, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Ni, Mn, Ti, Zr und Hf. Irgendeines dieser 15 Elemente sollte zu der R-Fe-B-Legierung für eine synergistische Wirkung in Kombination mit Cu hinzugefügt werden, anstatt allein hinzugefügt zu werden. Alle dieser Elemente, außer Ni, beeinflussen nicht direkt die Hauptphase, sondern beeinflussen die Korngrenzen-Phase. Daher rufen sie ihre Wirkung auch dann hervor, wenn sie in vergleichsweise kleinen Mengen verwendet werden. Die geeignete Menge dieser Elemente, außer Ni, ist weniger als 6 Atom-%. Wenn sie zu mehr als 6 Atom-% hinzugefügt werden, erniedrigen sie die Restflußdichte wie im Fall von Cu. (Ni kann zu so viel wie 30 Atom-% hinzugefügt werden ohne einen beträchtlichen Verlust an magnetischer Gesamtleistungsfähigkeit, weil es mit der Hauptphase eine feste Lösung ausbildet. Die bevorzugte Menge an Ni ist weniger als 6 Atom-%, für eine gewisse Höhe an Restflußdichte.) Die oben angeführten 15 Elemente können zu der R-Fe-B-Cu-Legierung in Kombination miteinander hinzugefügt werden.

Der Magnet der vorliegenden Erfindung kann andere Elemente wie S, C und P als Verunreinigungen enthalten. Das erlaubt einen breiten Auswahlbereich für Rohmaterialien. Zum Beispiel kann als ein Rohmaterial Ferrobor verwendet werden, das üblicherweise C, S, P, etc. enthält. Ein solches Verunreinigungen enthaltendes Rohmaterial führt zu einer beträchtlichen Einsparung an Rohmaterialkosten. Der Gehalt an S, C und P in dem Magneten sollte jedoch weniger als 2,0 Atom-%, 4,0 Atom-%, bzw. 4,0 Atom-% betragen, weil derartige Verunreinigungen die Restflußdichte proportional zu ihrer Menge verringern.

Der Magnet der vorliegenden Erfindung ist frei von dem Nachteil, der verbunden ist mit Magneten, die nach dem oben erwähnten Gußverfahren oder Verfahren (4) hergestellt wurden, und hat eine verbesserte magnetische Leistungsfähigkeit, die vergleichbar ist mit der von Magneten, die hergestellt wurden nach dem oben angeführten Sinterverfahren oder Verfahren (1). Das Verfahren der vorliegenden Erfindung ist einfach und nutzt vorteilhaft die Besonderheit des Gießverfahrens aus. So trägt die vorliegende Erfindung stark bei zum praktischen Nutzen von Permanentmagneten von hoher Leistungsfähigkeit und niedrigem Preis.

BESTE ART ZUR DURCHFÜHRUNG DER ERFINDUNG Beispiel 1

Eine Legierung gewünschter Zusammensetzung wurde in einem Induktionsofen geschmolzen, und die Schmelze wurde in eine Form gegossen. Das sich ergebende Gußstück wurde verschiedenen Arten der Warmverformung unterzogen, so daß dem Magneten Anisotropie vermittelt wurde. In diesem Beispiel wurde das Flüssigkeit-Dynamik-Verdichtungs-Verfahren zum Gießen verwendet, welches wegen des schnellen Abkühlens feine Kristallkörner erzeugt. (Siehe T.S. Chin et al. J. Appl. Phys. 59 (4), 15. Februar 1986, S. 1297.) Das in diesem Beispiel verwendete Warmverformen beinhaltet (1) Extrudieren, (2) Walzen, (3) Prägen bzw. Schmieden und (4) Pressen, was bei 1000ºC durchgeführt wurde. Das Extrudieren wurde dergestalt durchgeführt, daß auch von der Form Kraft aufgebracht wurde, so daß das Werkstück isotrop Kraft erfahrt. Wälzen und Prägen wurden bei einer geeigneten Geschwindigkeit ausgeführt, um die Beanspruchungsrate zu minimieren. Das Warmverformen richtet die Achse leichter Magnetisierung von Kristallen in der Richtung aus, die parallel ist zu der Richtung, in der die Legierung verformt wird.

Tabelle 1 unten zeigt die Zusammensetzung der Legierung und die Art von Warmverformung, die in diesem Beispiel verwendet wurde. Nach dem Warmverformen wurde das Werkstück bei 1000ºC 24 Stunden lang wärmebehandelt.

Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt. Zum Vergleich ist in der Spalte ganz rechts von Tabelle 2 die Restflußdichte der Probe ohne Warmverformung angegeben.

TABELLE 1
Nr. Zusammensetzung Warmverformen Extrudieren Walzen Pressen Prägen
TABELLE 2

Es ist zu ersehen aus Tabelle 2, das alle Arten von Warmverformen (Extrudieren, Walzen, Prägen bzw. Schmieden und Pressen) die Restflußdichte erhöhten und die magnetische Anisotropie erzeugten. Besonders gute Ergebnisse (oder hohes Energieprodukt) werden mit Legierungen erhalten, die Cu und Ga enthalten.

Beispiel 2

In diesem Beispiel wurde das Gießen in der üblichen Weise durchgeführt. Eine Legierung der Zusammensetzung wie in Tabelle 3 gezeigt, wurde in einem Induktionsofen geschmolzen, und die Schmelze wurde in eine Form gegossen, um säulenförmige Kristalle zu entwickeln. Das sich ergebende Gußstück wurde der Warmverformung (Pressen) unterzogen mit einem Verformungsgrad höher als 50%. Das Gußstück wurde bei 1000ºC 24 Stunden lang wärmebehandelt zur Magnetisierung. Der mittlere Teilchendurchmesser nach der Wärmebehandlung war etwa 15 um. Im Fall des Gießens wird ein ebener, anisotroper Magnet erhalten, der sich die Anisotropie säulenförmiger Kristalle zunutze macht, wenn er ohne Warmverformung in einer gewünschten Form hergestellt wird.

Tabelle 4 zeigt die Ergebnisse, die erhalten wurden mit den Proben, die ohne Warmverformung wärmebehandelt wurden, und mit den Proben, die nach dem Warmverformen wärmebehandelt wurden.

TABELLE 3
Nr. Zusammensetzung
TABELLE 4
Nr. Ohne Warmverformen Mit Warmverformen

Es ist zu ersehen aus Tabelle 4, daß das Warmverformen sowohl (BH) max als auch iHc in großem Ausmaß erhöht. Das liegt an der Ausrichtung von Kristallkörnern durch Warmverformen, was wiederum stark dem Quadratcharakter Form der 4π I-H-Schleife verbessert. Der große Anstieg von iHc ist ein spezielles Merkmal der vorliegenden Erfindung. In dem oben angeführten Fall von Verfahren (3) neigt das Warmpressen eher dazu, iHc zu verringern. Die Ergebnisse dieses Beispiels geben die geeignete Menge an Cu und die erlaubten Grenzen von Verunreinigungen wie C, S und P an.

Beispiel 3

Die Magnete (mit Warmverformung) der Zusammensetzungen Nrn. 1, 4 und 10 von Beispiel 2 wurden einem Korrosionsbeständigkeitstest unterworfen in einem thermostatischen Bad bei 60ºC und 95% RF (relative Feuchtigkeit). Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt.

TABELLE 5
Probe Nr. Anteil an gerosteter Oberfläche

Die Zusammensetzung bei Probe Nr. 1 ist eine Standardzusammensetzung, die für die Pulvermetallurgie verwendet wird, und die Zusammensetzungen bei den Proben Nrn. 4 und 10 sind geeignet für die Verwendung in dem Verfahren der vorliegenden Erfindung. Man sieht aus Tabelle 5, daß die Magnete der vorliegenden Erfindung eine stark verbesserte Korrosionsbestandigkelt haben. Man glaubt, daß die verbesserte Korrosionsbestandigkeit dem in der Korngrenze anwesenden Cu und dem geringeren B-Gehalt als in der Zusammensetzung Nr. 1 zuzuschreiben ist. (In dem Zusammensetzungsbereich mit niedrigem B-Gehalt entsteht keine Bor-reiche Phase, die keinen passiven Zustand ausbildet und Korrosion verursacht.)

Beispiel 4

Magnete der Zusammensetzung, wie sie in Tabelle 6 gezeigt ist, wurden auf gleiche Weise wie in Beispiel 2 hergestellt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 gezeigt. (Nr. 1 stellt das Vergleichsbeispiel dar.) Es wird festgestellt, daß ein zusätzliches, in Kombination mit Cu hinzugefügtes Element die magnetischen Eigenschaften, insbesondere die Koerzitivkraft, verbessert.

TABELLE 6
Nr. Zusammensetzung
TABELLE 7
Nr. Ohne Warmverformen Mit Warmverformen


Anspruch[de]

1. Verfahren zur Herstellung eines anisotropen Permanentmagneten, folgende Schritte aufweisend:

Einbeziehen von Kupfer in der Menge von nicht mehr als 6 Atom-% in ein zu gießendes Material;

Einbeziehen von mindestens einem Seltenerdelement, Eisen und Bor in das zu gießende Material;

Gießen des Materials zur Herstellung eines Gußkörpers mit mindestens einer Hauptphase und einer Korngrenzen-Phase, wobei in der Korngrenzen-Phase das Kupfer gemeinsam mit dem Seltenerdelement vorliegt; und

Warmverformen des Körpers bei 500ºC oder darüber.

2. Verfahren nach Anspruch 1, weiterhin aufweisend ein Unterwerfen des Gußkörpers einer Wärmebehandlung bei 250ºC oder darüber vor und/oder nach dem Warmverformen.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, bei dem das Material ein Material ist, das zusammengesetzt ist aus 8-30% an R, 2-28% an B und 6% oder weniger an Cu (in Atom-%), Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.

4. Verfahren nach Anspruch 3, bei dem das Material ein Material ist, bei dem 50 Atom-% oder weniger des Fe durch Co ersetzt sind.

5. Verfahren nach Anspruch 3, bei dem das Material ein Material ist, bei dem R ein oder mehr als ein Glied ist, das ausgewählt ist aus Pr, Nd, Pr-Nd-Legierung, Ce-Pr-Nd-Legierung und schweren Seltenerdelementen.

6. Verfahren zur Herstellung eines anisotropen Permanentmagneten, folgende Schritte aufweisend:

Einbeziehen von Kupfer in der Menge von nicht mehr als 6 Atom-% in ein zu gießendes Material;

Einbeziehen von mindestens einem Seltenerdelement, Eisen und Bor in das zu gießende Material;

Gießen des Materials zur Erzeugung eines Gußkörpers mit mindestens einer Hauptphase und einer Korngrenzen-Phase, wobei in der Korngrenzen-Phase das Kupfer gemeinsam mit dem Seltenerdelement vorliegt; und

Unterwerfen des Gußbarrens unter eine Wärmebehandlung bei 250ºC oder darüber.

7. Verfahren nach Anspruch 6, bei dem das Material zusammengesetzt ist aus 8-30% an R, 2-28% an B und 6% oder weniger an Cu (in Atom-%), Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.

8. Verfahren nach Anspruch 7, bei dem in dem Material 50 Atom-% oder weniger des Fe durch Co ersetzt sind.

9. Verfahren nach Anspruch 7, bei dem in dem Material das R ein oder mehr als ein Glied ist, das ausgewählt ist aus Pr, Nd, Pr-Nd- Legierung, Ce-Pr-Nd-Legierung und schweren Seltenerdelementen.

10. Anisotroper Permanentmagnet, der hergestellt ist nach dem Verfahren irgendeines vorhergehenden Anspruchs.







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