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DE69716588T2 - Gusslegierung für die Herstellung von Dauermagneten mit seltenen Erden und Verfahren zur Herstellung dieser Legierung und dieser Dauermagneten - Google Patents

Gusslegierung für die Herstellung von Dauermagneten mit seltenen Erden und Verfahren zur Herstellung dieser Legierung und dieser Dauermagneten

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DE69716588T2
DE69716588T2 DE69716588T DE69716588T DE69716588T2 DE 69716588 T2 DE69716588 T2 DE 69716588T2 DE 69716588 T DE69716588 T DE 69716588T DE 69716588 T DE69716588 T DE 69716588T DE 69716588 T2 DE69716588 T2 DE 69716588T2
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DE
Germany
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phase
alloy
rich
strip
phases
Prior art date
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Application number
DE69716588T
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English (en)
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DE69716588D1 (de
Inventor
Hiroshi Hasegawa
Yoichi Hirose
Shiro Sasaki
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Resonac Holdings Corp
Original Assignee
Showa Denko KK
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
Application filed by Showa Denko KK filed Critical Showa Denko KK
Application granted granted Critical
Publication of DE69716588D1 publication Critical patent/DE69716588D1/de
Publication of DE69716588T2 publication Critical patent/DE69716588T2/de
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Expired - Lifetime legal-status Critical Current

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Description

    HINTERGRUND DER ERFINDUNG 1. Gebiet der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine Gusslegierung, die für die Herstellung eines Permanentmagnets verwendet wird, welcher Seltenerdelemente enthält, und auf ein Verfahren zur Herstellung der Gusslegierung. Die vorliegende Erfindung bezieht sich auch auf ein Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmagnets.
    • 2. Beschreibung der verwandten Stands der Technik
  • Zusammen mit der Miniaturisierung und Leistungssteigerung von elektronischen Geräten nimmt die Herstellmenge von Seltenerdmagneten beständig zu. Besonders die Herstellmenge von NdFeB-Magneten steigt zunehmend an, da diese dem SmCo- Magneten unter den Gesichtspunkten hoher Leistung und niedriger Materialkosten überlegen sind. Mittlerweile nimmt die Nachfrage nach NdFeB-Magneten zu, deren Leistung weiter verbessert wurde.
  • Die ferromagnetische Phase des NdFeB-Magnets, die eine wichtige Rolle bei der Realisierung der magnetischen Eigenschaften spielt, ist die R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase. Diese Phase wird als Hauptphase bezeichnet. Im NdFeB-Magnet kommt auch eine nichtmagnetische Phase vor, die Seltenerdelemente wie Nd o. dgl. in hoher Konzentration enthält. Diese Phase wird als R-reiche Phase bezeichnet und spielt, wie folgt, auch eine wichtige Rolle.
  • (1) Die R-reiche Phase hat einen niedrigen Schmelzpunkt und wird somit beim Sinterschritt des Magnetherstellungsprozesses in eine flüssige Phase überführt. Die R-reiche Phase trägt deshalb zur Verdichtung des Magnets und somit zur Verbesserung der Magnetisierung bei.
  • (2) Die R-reiche Phase eliminiert die Mängel der Korngrenzen der R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase, die zu Kernbildungsstellen mit umgekehrten magnetischen Feldern führen. Die Koerzitivkraft ist somit aufgrund der Reduktion der Kernbildungsstellen vergrößert.
  • (3) Da die R-reiche Phase nichtmagnetisch ist, sind die Hauptphasen magnetisch voneinander getrennt. Dadurch wird die Koerzitivkraft vergrößert.
  • Aus den oben erwähnten Rollen wird klar, dass im Falle von ungenügender Feinverteilung der R-reichen Phase, die die Korngrenzen der Hauptphasen bedecken soll, eine lokale Abnahme der Koerzitivkraft an den unbedeckten Korn< lrenzen auftritt und von daher das Rechteckigkeitsverhältnis des Magnets beeinträchtigt ist. Da darüber hinaus die Sintereigenschaften beeinträchtigt sind, ist die Magnetisierung und somit das maximale Energieprodukt herabgesetzt.
  • Da mittlerweile der Anteil der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase, d. h. der ferromagnetischen Phase, bei dem Hochleistungsmagnet erhöht sein sollte, nimmt der Volumenanteil der R-reichen Phase unweigerlich ab. In manchen Fällen jedoch erzielt solch eine angestrebte Zunahme im Anteil der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase nicht unbedingt hohe Leistung, da das Problem der lokalen Unzulänglichkeit der R-reichen Phasen nicht gelöst wird. Es wurden deshalb viele Studien darüber veröffentlicht, wie ein Verfahren bereitgestellt werden könnte, um eine Leistungsabnahme aufgrund der unzureichenden R-reichen Phase verhindern zu können. Diese lassen sich grob in zwei Gruppen einteilen.
  • Eine Gruppe schlägt vor, die R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Hauptphase und die R-reiche Phase jeweils aus zwei verschiedenen Legierungen zu beziehen. Dieser Vorschlag wird im allgemeinen als Verfahren zum Mischen zweier Legierungen bezeichnet. Eine Magnetlegierung mit einer besonderen Zusammensetzung kann unter Verwendung der beiden Legierungen durch das Verfahren zum Mischen zweier Legierungen hergestellt werden, deren Zusammensetzung aus einem breiten Bereich ausgewählt werden kann. Insbesondere kann eine der Legierungen, d. h. die Legierung, die die R-reiche Phase liefern soll, aus einem großen Sortiment von Zusammensetzungen ausgewählt und durch verschiedene Verfahren hergestellt werden. Dahingehend wurden mehrere interessante Ergebnisse berichtet.
  • Beispielsweise kann eine amorphe Legierung, die bei Sintertemperatur in eine flüssige Phase überführt wird, als eine der Legierungen zum Bereitstellen der Korngrenzenphase verwendet werden (die im Folgenden als die "Grenzphasenlegierung" bezeichnet wird). Da sich die amorphe Legierung dabei in einem Ungleichgewichtszustand befindet, wird der Fe-Gehalt dieser Legierung höher eingestellt als derjenige der gewöhnlichen Zusammensetzung der R-reichen Phase. Soll ein Magnet unter Verwendung der amorphen Grenzphasenlegierung hergestellt werden, kann das Mischungsverhältnis der Grenzphasenlegierung entsprechend des hohen Fe-Gehalts der amorphen Grenzphasenlegierung hoch ausgelegt werden. Im Ergebnis sind die Kreichen Phasen, wenn sie bei den Sinterschritten ausgebildet werden, gut verteilt und die magnetischen Eigenschaften von daher mit Erfolg erhöht.
  • Darüber hinaus kann die amorphe Legierung die Pulveroxidation wirksam unterdrücken (E. Otsuki, T. Otsuka und T. Imai, 11th International Workshop on Rare Earth Magnets and Their Application, Band 1, S. 328 (1990)).
  • Nach einen anderen Bericht wird eine Legierung mit hohem Co-Gehalt als Grenzphasenlegierung verwendet, um die Pulveroxidation mit Erfolg zu verhindern (M. Honshima und K. Ohashi, Journal of Materials Engineering and Performance, Band 3 (2), April 1994, S. 218-222),
  • Die andere Gruppe schlägt vor, die Legierung mit der endgültigen Zusammensetzung bandzugießen. Dieses Verfahren bewerkstelligt eine höhere Abkühlgeschwindigkeit als dies mit dem herkömmlich Verfahren des Gießens in einer Metallform der Fall ist, und ermöglicht es somit, die R-reichen Phasen in der hergestellten Legierungsstruktur fein zu verteilen. Da die R-reichen Phasen in der Gusslegierung fein verteilt sind, ist auch deren Verteilung nach dem Zerstoßen und Sintern so hervorragend, dass die magnetischen Eigenschaften erfolgreich verbessert sind (ungeprüfte japanische Patentveröffentlichungen Nr. 5-222,488 und 5-295,490).
  • Da, abgesehen von den oben angeführten Diskussionen, der Volumenanteil der R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase im Hochleistungsmagnet hoch ist, kommt seine Zusammensetzung nahe an die stöchiometrische R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Zusammensetzung heran. Das &alpha;-Fe muss sich unter der peritektischen Reaktion ausbilden. Das &alpha;-Fe im Pulver erfährt bei der Zerstoßwirkung in der Magnetherstellung eine Reduktion. Verbleibt das &alpha;-Fe nach dem Sintern im Magnet, ist die Magnetleistung herabgesetzt. Das &alpha;-Fe muss deshalb verringert werden, indem ein Rohblock längere Zeit einer homogenisierenden Wärmebehandlung unterzogen wird, falls der Rohblock durch das herkömmliche Metallformgießen hergestellt wurde. Das Bandgussverfahren hat gegenüber dem Metallformgussverfahren Vorteile, da die Ausscheidung eines &alpha;-Eisens durch Anheben der Erstarrungsgeschwindigkeit unterdrückt und somit die Legierung auf eine Temperatur unter der peritektischen Reaktion herabgekühlt wird.
  • Das Verfahren zum Mischen zweier Legierungen und das Bandgussverfahren können so miteinander kombiniert werden, dass die Hauptphasenlegierung und eine Legierung mit niedrigem R-Gehalt bandgegossen werden. Obwohl auch in diesem Fall der R-Gehalt so niedrig ist, um &alpha;-Fe zu bilden, sind die Auswirkungen des Bandgießens, d. h. die Unterdrückung der &alpha;-Fe-Bildung und die Verbesserung der Zerstoßwirkung zu erkennen.
  • Wird die Legierung mit einem relativ niedrigen R-Gehalt in dem Verfahren zum Mischen zweier Legierungen verwendet, ist der R-Gehalt der Hauptphasenlegierung entsprechend hoch. Selbst wenn die Hauptphasenlegierung durch das herkömmliche Metallformgießverfahren gegossen wird, wird die Menge des sich bildenden &alpha;-Fe als klein erachtet. Wird solch eine Hauptphasenlegierung mit dem Bandgießverfahren gegossen, wird, da die &alpha;-Fe-Bildung eingehend unterdrückt wird, eine extrem gute Zerstoßeigenschaft und eine gute Kornverteilung erzielt.
  • Das Bandgießverfahren, kombiniert mit dem Verfahren zum Mischen zweier Legierungen, verbessert auch die Verteilung der R-reichen Phasen (ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr. 7-45,413).
    • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • Wie vorstehend beschrieben, erzielen das Verfahren zum Mischen zweier Legierungen, und das kombinierte Verfahren zum Mischen zweier Legierungen und Bandgießen, eine gute Verteilung der R-reichen Phase nach dem Sintern und somit eine Verbesserung bei den magnetischen Eigenschaften. Dennoch erreichen die magnetischen Eigenschaften nicht den gewünschten Grad. Es ist deshalb eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, das Verfahren aus dem Stand der Technik weiter dergestalt zu verbessern, dass gute magnetische Eigenschaften, insbesondere hohe Restmagnetisierung (Br) stabil realisiert werden/wird.
  • Gemäß den Aufgaben der vorliegenden Erfindung wird eine Gusslegierung bereitgestellt, die zur Herstellung eines Seltenerdmagnets verwendet wird (im Folgenden als "die erfindungsgemäße Gusslegierung" bezeichnet), die 27 bis 34 Gew.-% mindestens eines Seltenerdelements (R) einschließlich Yttrium enthält, 0,7 bis 1,4 Gew.- % Bor, und wobei der Rest im wesentlichen Eisen und wahlweise andere Übergangselemente ist/sind, und eine R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase, eine R-reiche Phase enthält. Die durchschnittliche Korngröße der R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase entlang der kurzen Achsen der säulenartigen Körner beträgt von 10 bis 100 um. Die R-reiche Phase ist lamellar und teilweise gekörnt und an einer Grenzfläche und innerhalb dieser R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase kristallisiert. Der durchschnittliche Zwischenraum zwischen benachbarten R-reichen Phasen beträgt 3 bis 15 um.
  • Gusslegierungen nach den Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung umfassen Folgendes:
  • (1) eine erfindungsgemäße Gusslegierung, deren R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase eine durchschnittliche Korngröße von 15 bis 35 um hat.
  • (2) Eine erfindungsgemäße Gusslegierung, die einen R-Gehalt von 30 bis 34 Gew.- %,
  • einen B-Gehalt von 0,95 bis 1,05 Gew.-% und einen durchschnittlichen Zwischenraum zwischen den benachbarten R-reichen Phasen von 3 bis 15 um hat.
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zur Herstellung einer Gusslegierung bereitgestellt, das dadurch gekennzeichnet ist, dass eine Schmelze, die eine der oben erwähnten Zusammensetzungen aufweist, auf eine Drehgießwalze aufgebracht und in einem Temperaturbereich vom Schmelzpunkt bis 1000ºC bei einer Abkühlrate von 300ºC pro Sekunde oder darüber, vorzugsweise 500ºC pro Sekunde oder darüber, abgekühlt wird, und darüber hinaus in einem Temperaturbereich von 800 bis 600ºC bei einer Abkühlrate von 1º pro Sekunde oder weniger, vorzugsweise 0,75º pro Sekunde oder weniger abgekühlt wird.
  • Es wird auch ein Verfahren zur Herstellung eines Magnets bereitgestellt, das dadurch gekennzeichnet ist, dass die erfindungsgemäße Gusslegierung nach den Ansprüchen 1 bis 3 zerstoßen und zu einem ersten Pulver pulversiert wird, das einen durchschnittlichen Zwischenraum von 5 bis 12 um zwischen der benachbarten R-reichen Phasen aufweist, und ein erstes und zweites Pulver, das hauptsächlich Eisen und Seltenerdelemente in einer Menge enthält, die im wesentlichen größer ist als diejenige des ersten Pulvers, miteinander vermischt werden, und das Pulvergemisch unter einem Magnetfeld kompaktiert und dann gesintert wird.
  • Die vorliegenden Erfinder berücksichtigten das Verhältnis zwischen der Struktur der R-T-B-Legierung und den magnetischen Eigenschaften und kamen so zu der vorliegenden Erfindung. Die von den vorliegenden Erfindern aufgedeckten Fakten liegen darin, dass beim Bandgießverfahren für die Magnetlegierung die Restmagnetisierung durch eine Steuerung der Abkühlbedingung dadurch vergrößert wird, dass der Volumenanteil der R-reichen Phase gesenkt wird; und der Volumenanteil der R-reichen Phase nach dem Gießen durch eine Wärmebehandlung noch weiter gesenkt wird. Wenn die Gusslegierung zur Bereitstellung eines Magnets verarbeitet und die Auswertung der magnetischen Eigenschaften durchgeführt wird, wird die Vergrößerung der Restmagnetisierung erkannt.
  • Die oben genannten Fakten werden auch beim Verfahren zum Mischen zweier Legierungen erkannt, bei dem die Hauptphase bandgegossen wird.
  • Gemäß der vorangehenden Erklärung der R-reichen Phasen, sind diese an den Korngrenzen der R-T-B-Magnetlegierung vorhanden, die eine bandgegossene Legierung sein kann oder auch nicht, und, um die R-reichen Phasen gleichmäßig und fein zu verteilen, sollten die Zwischenräume zwischen diesen verkleinert werden, d. h. die Korngrößen der Hauptphasenkristalle sollten verkleinert werden. Im Gegensatz dazu fallen nach der Entdeckung der Erfinder die R-reichen Phasen und die Korngrenzen der Hauptphase nicht unbedingt zusammen, und verbesserte magnetische Eigenschaften werden erzielt, indem die Korngröße der Gusslegierung vergrößert und die Zwischenräume zwischen den benachbarten R-reichen Phasen verkleinert werden, und solch eine Struktur kann dadurch ausgebildet werden, dass die Ahkühlbedingung eines Rohblocks im Gussprozess gesteuert wird.
  • Eine Gusslegierung nach der vorliegenden Erfindung enthält R (mindestens ein Seltenerdelement einschließlich Yttrium), T (Übergangselement, wobei aber Eisen wesentlich ist) und B als Basiselemente, und besitzt einen niedrigen Volumenanteil an Kreichen Phasen, einen optimalen Zwischenraum zwischen den benachbarten R-reichen Phasen (der im Folgenden als "Zwischenraum zwischen R-reicher Phasen" genannt wird) und eine gesteuerte Korngröße der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phasen. Der Magnet, der unter Verwendung der Gusslegierung hergestellt wird, hat eine hohe Restmagnetisierung (Br).
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer Gusslegierung, die R (mindestens ein Seltenerdelement einschließlich Yttrium), T (Übergangselement, wobei aber Eisen wesentlich ist) und B als Basiselemente enthält, steuert nach der vorliegenden Erfindung die Erstarrungsbedingung und Abkühlrate oder Wärmebehandlung nach dem Gießen auf eine Weise, dass der Volumenanteil der R-reichen Phase gesenkt, der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen optimiert und die Korngröße der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phasen gesteuert wird.
  • Bevor nun die vorliegende Erfindung beschrieben wird, wird die gewöhnliche Hauptphasenlegierung beschrieben. Diese Legierung hat gewissermaßen eine R-reiche Zusammensetzung verglichen mit der stöchiometrischen R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Zusammensetzung und durchläuft die Erstarrung und Strukturänderungen bei der Wärmebehandlung wie für ein Beispiel eines ternären Nd-Fe-B-Magnets beschrieben wird.
  • Bei der herkömmlichen Erstarrung mittels einer Metallform ist die Abkühlrate um die Mitte herum, d. h. an der halben Dicke eines Rohblocks, besonders langsam. Zuerst bilden sich die primären &alpha;-Fe-Kristalle aus, und das gleichzeitige Vorhandensein der beiden Phasen, d. h. der flüssigen Phase und der primären &alpha;-Fe-Kristalle, findet in der Mitte eines Rohblocks statt. Dann bilden sich die Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase aus der flüssigen Phase und die primären &alpha;-Fe-Kristalle bei 1155ºC in der peritektischen Reaktion. Da die peritektische Reaktion langsam vonstatten geht, verbleiben die unreagierten primären &alpha;- Fe-Kristalle in der Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase. Nach dem nachfolgenden Temperaturabfall bildet sich die Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase weiter aus der flüssigen Phase, der Volumenanteil der flüssigen Phase nimmt dementsprechend ab, und die Zusammensetzung der flüssigen Phase verschiebt sich zur Nd-reichen Seite hin. Schließlich erstarrt die flüssige Phase bei 665ºC bei der ternären eutektischen Reaktion, um drei Phasen, die Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase, die Nd- reiche Phase und die B-reiche Phase auszubilden.
  • Da nun im Falle des Bandgießverfahrens die Erstarrungsrate so hoch ist, dass die Legierungsschmelze wie vorstehend beschrieben unter die Temperatur der peritektischen Reaktion heruntergekühlt wird, wird die Bildung primärer &alpha;-Fe-Kristalle unterdrückt, und die Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase kann sich direkt aus der flüssigen Phase bilden. Eine nachfolgende Abkühlung erfolgt auch so schnell, dass die Erstarrung abgeschlossen ist, bevor sich die Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase gebildet hat. Der Volumenanteil der Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase ist kleiner als der vom Phasendiagramm vorhergesagte. Dazu hat die Nd-reiche Phase, die sich mit einer hohen Abkühlrate bildet, eine niedrigere Nd-Konzentration als die vom Phasendiagramm bei Gleichgewicht vorhergesagte. Der Volumenanteil der Nd-reichen Phase ist als Ergebnis des niedrigen Volumenanteils der Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase hoch.
  • Obwohl sich die Beschreibungen in den vorhergehenden beiden Abschnitten auf ein Beispiel des ternären Nd-Fe-B beziehen, können sie auf das allgemeine R-T-B ausgeweitet werden, d. h. es finden ähnliche Veränderungen statt, aber mit einer leichten Abänderung bei der Reaktionstemperatur u. dgl.
  • Die vorliegende Erfindung wird nun im Einzelnen beschrieben.
    • (1) Durchschnittliche Korngröße der R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase
  • Die durchschnittliche Korngröße der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase ist dadurch gekennzeichnet, dass sie von 10 bis 100 um beträgt, gemessen in der Richtung einer kurzen Achse. Wenn die durchschnittliche Korngröße der Hauptphase in der Gusslegierung 10 um oder weniger beträgt, und wenn die Gusslegierung zu einer Partikelgröße im Bereich von 3 bis 5 um fein pulverisiert wird, um unter einem magnetischen Feld kompaktiert zu werden, wird der Anteil der Pulverpartikel, bei dem eine kristalline Korngrenze vorhanden ist, im gesamten Pulver höher. Es sind deshalb in einem einzelnen Partikel zwei oder mehr Hauptphasen mit einer unterschiedlichen Ausrichtung vorhanden, wodurch die Ausrichtung und Restmagnetisierung eines Magnets verringert wird. Es bietet sich deshalb an, die durchschnittliche Korngröße der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase groß auszulegen. Bei über 100 um wird der hochgradige Abkühleffekt des Bandgießens allerdings so abgeschwächt, dass Nachteile auftauchen wie beispielsweise Ausscheidung von &alpha;-Fe. Ist R relativ so hoch wie ca. 30 Gew.-% oder mehr, dann beträgt die durchschnittliche Kristallkorngröße des R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B vorzugsweise 10 bis 50 um, noch bevorzugter 15 bis 35 um. Andererseits beträgt, wenn die erfindungsgemäße Gusslegierung als Hauptphasenlegierung in dem Verfahren zum Mischen zweier Legierungen verwendet wird und einen relativ niedrigen "r"-Gehalt hat, die durchschnittliche Korngröße des R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B am bevorzugtesten 20 bis 50 um.
  • Eine weitere Ausführungsform der erfindungsgemäßen Gusslegierung weist eine durchschnittliche Korngröße der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase von 15 bis 35 um auf.
  • Jedes Kristallkorn der Hauptphase kann leicht erfasst werden, indem eine Legierung mit Schleifpapier poliert und dann mittels Aluminiumoxid, Diamant u. dgl. abgeschwabbelt wird, und die abgeschwabbelte Oberfläche dann mit einem magnetischen Kerr-Effekt-Mikrographen beobachtet wird. Unter dem magnetischen Kerr- Effekt-Mikrographen wird das einfallende polarisierte Licht von der Oberfläche des ferromagnetischen Körpers reflektiert und die Polarisationsebene je nach der Magnetisierungsrichtung gedreht. Ein Unterschied in den Polarisierungsebenen des von den jeweiligen Kristallkörnern reflektierten Lichts kann beim Unterschied in der Helligkeit ausgemacht werden.
    • (2) Zwischenräume zwischen R-reichen Phasen
  • Der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen ist dadurch gekennzeichnet, dass er 3 bis 15 um beträgt. Wenn der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen in der Gusslegierung 15 um oder mehr beträgt, und wenn die Gusslegierung zu einem Partikeldurchmesser im Bereich von 3 bis 5 um fein pulverisiert ist, um unter einem Magnetfeld kompaktiert zu werden, wird der Anteil der Pulverpartikel, in dem die R-reichen Phasen vorhanden sind, im gesamten Pulver niedrig. Wird dieses Pulver dem Herstellungsprozess für einen Magnet unterzogen, treten die folgenden Nachteile auf. Bei der Kompaktierung unter einem Magnetfeld ist die Verteilung der R-reichen Phase im rohen Pulverpressling schlecht. Die Sintereigenschaft dieses rohen Pulverpresslings ist schlecht. Das magnetisierte gesinterte Produkt weist stellenweise eine schwache Koerzitivkraft auf, die von der Segregation der R-reichen Phase herrührt. Im Ergebnis ist das Rechteckigkeitsverhältnis niedrig.
  • Beträgt andererseits der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen 3 um oder weniger, ist die Erstarrungsrate, unter der sich solch ein enger Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen ausbildet, zu hoch. Unter einer solch hohen Erstarrungsrate wird die Korngröße der Hauptphase nachteilig verfeinert. Wenn "r" relativ hoch wie ca. 30 Gew.-% oder mehr ist, beträgt der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen vorzugsweise 3 bis 10 um, noch bevorzugter 3 bis 8 um. Wird andererseits die erfindungsgemäße Gusslegierung als Hauptphasenlegierung für das Verfahren zum Mischen zweier Legierungen verwendet und hat einen relativ niedrigen R-Gehalt, dann beträgt der Zwischenraum zwischen den R-reichen Phasen am bevorzugtesten 5 bis 12 um.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform der erfindungsgemäßen Gusslegierung beträgt der R-Gehalt 30 bis 34 Gew.-%, und der durchschnittliche Zwischenraum zwischen den benachbarten Phasen beträgt 3 bis 5 um.
  • Die R-reiche Phase kann erfasst werden, indem eine Legierung mit Schleifpapier poliert und dann mittels Aluminiumoxid, Diamant u. dgl. abgeschwabbelt wird, und die abgeschwabbelte Oberfläche dann mit einem Rasterelektronenmikroskop (REM) einer Beobachtung unterzogen wird, um das rückgestreute Elektronenbild zu beobachten. Da die R-reiche Phase eine größere Ordnungszahl besitzt als die Hauptphase, ist das von der R-reichen Phase rückgestreute Elektronenbild heller als dasjenige der Hauptphase. Der durchschnittliche Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen kann durch die folgenden Beobachtungs- und Berechnungsmethoden erhalten werden. Zum Beispiel wird der Querschnitt eines Bandes beobachtet. Bei dieser Beobachtung wird eine zur Oberfläche eines Bandes parallele Linie einer Mittelachse bei der halben Dicke gezogen, die Anzahl der R-reichen Phasen gezählt, die die Linie schneiden, und die Länge der Liniensegmente durch die berechnete Anzahl geteilt.
    • (3) Herstellungsverfahren
  • Eines der Herstellungsverfahren ist durch das Bandgießverfahren gekennzeichnet.
  • Insbesondere wird die durchschnittliche Abkühlrate in einem Temperaturbereich vom Schmelzpunkt bis 1000ºC auf 300ºC/Sekunde oder darüber eingestellt, vorzugsweise auf 500ºC/Sekunde oder darüber, und die Abkühlrate von 800 bis 600ºC wird auf 1ºC/Sekunde oder weniger, vorzugsweise auf 0,75ºC/Sekunde oder weniger eingestellt.
  • Mittels des Bandgießens ist es möglich, die Legierung frei von &alpha;-Fe in der Form eines dünnen Bandes herzustellen. Vor kurzem wurde die Bandgießvorrichtung abgewandelt, um die Produktivität zu erhöhen.
  • Die Erstarrungs- und Abkühlrate in einem hohen Temperaturbereich bis hinunter nahe an die peritektische Temperatur üben einen Einfluss auf die Korngröße und Ausbildung des &alpha;-Fe aus. Eine niedrige Abkühlrate ist vorzuziehen, um große Korngrößen zu erhalten, während hohe Abkühlraten vorzuziehen sind, um die Ausbildung von &alpha;-Fe zu verhindern. Der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen hängt von der Abkühlrate im hohen Temperaturbereich und auch von der Abkühlrate in einem niedrigen Temperaturbereich nahe an der eutektischen Temperatur ab. Beispielsweise wird der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen kleiner, und die Verteilung der R-reichen Phasen wird feiner, wenn die Abkühlraten höher sind. Deshalb gibt es eine optimale Abkühlbedingung, um die optimale Struktur zu erhalten
  • Als Ergebnis umfangreicher Studien gelangte man zu der Erkenntnis, dass eine durchschnittliche Abkühlrate vom Schmelzpunkt bis 1000ºC 300ºC/Sekunde oder darüber betragen sollte. Bei einer Abkühlrate von weniger als 300ºC/Sekunde, bildet sich &alpha;-Fe, der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen ist groß und die Struktur nicht fein.
  • Einer der die Bandabkühlrate vor dem Ablaufen von einer Gusswalze am stärksten beeinflussenden Faktoren ist die Dicke des Bandes. Die Dicke des Bandes sollte 0,15 bis 0,60 mm betragen, vorzugsweise 0,20 bis 0,45 mm, um eine durchschnittliche Abkühlrate in einem Temperaturbereich vom Schmelzpunkt bis 1000ºC zu erzielen, die 300ºC/Sekunde oder darüber beträgt, und die Struktur auszubilden, bei der die Korngröße und der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen optimal sind. Beträgt die Dicke eines Bandes weniger als 0,15 mm, ist die Erstarrungsrate so hoch, dass die Korngröße kleiner ist als der bevorzugte Bereich. Obwohl eine genaue Messung der Abkühlrate schwierig ist, kann die Abkühlrate durch die folgende einfache Methode erlangt werden. Die Temperatur eines Bandes unmittelbar nach dem Ablaufen von der Gusswalze kann leicht gemessen werden und liegt in einem Bereich von ca. 700 bis 800ºC. Wird der Temperaturabfallwert durch die Zeitspanne vom Aufbringen der Schmelze auf die Gusswalze, über das Ablaufen vom Band bis hin zu der Temperaturmessung geteilt, dann kann die durchschnittliche Abkühlrate in diesem Temperaturbereich erhalten werden. Die durchschnittliche Abkühl rate in einem Temperaturbereich vom Schmelzpunkt bis 800ºC kann durch diese Methode erhalten werden. Bei dem gewöhnlichen Erstarrungs- und Abkühlprozess einschließlich des Prozesses der vorliegenden Erfindung, ist die Abkühlrate in einem hohen Temperaturbereich höher. Falls die durchschnittliche Abkühlrate vom Schmelzpunkt bis 800ºC, die durch die oben genannte Methode erhalten wird, nachgewiesenermaßen 300ºC/Sekunde oder darüber beträgt, kann gesagt werden, dass die Abkühlrate vom Schmelzpunkt bis 1000ºC ebenfalls 300ºC oder mehr beträgt. Obwohl die genaue obere Grenze der Abkühlrate schwer zu definieren ist, scheint die Abkühlrate von ca. 104ºC/Sekunde oder weniger zu bevorzugen zu sein.
  • Da die Abkühlrate beim Bandgießverfahren Hunderte bis Tausende ºC/Sekunde beträgt, ist der Volumenanteil der R-reichen Phasen in dem erhaltenen Band höher als der von einem Phasendiagramm für das Gleichgewicht vorhergesagte. Eine solche Struktur wurde bislang als die zu bevorzugende erkannt und angenommen. In der vorliegenden Erfindung ist der Volumenanteil der R-reichen Phase jedoch niedrig, weil die Abkühlrate in einem Temperaturbereich von 800 bis 600ºC 1ºC/Sekunde oder weniger beträgt. Diese relativ niedrige Abkühlrate trägt dazu bei, die Bildung der R&sub2;T&sub1;&sub4;B- Phase aus der Schmelze zu fördern, die eine längere Zeit im Temperaturbereich von 800 bis 600ºC bleibt. Überschreitet die Abkühlrate im Temperaturbereich von 800 bis 600ºC 1,0ºC/Sekunde, schließt die Erstarrung ab, während die Ausscheidung der R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase aus der flüssigen R-reichen Phase noch nicht abgeschlossen ist. Die R-reiche Phase verbleibt deshalb im Überschuss, und die Aufgaben der vorliegenden Erfindung sind nicht gelöst.
  • Dazu kommt, dass die vorstehend beschriebene Abkühlratensteuerung einen Effekt hat, einen angemessen großen Zwischenraum zwischen den R-reichen Phasen bereitzustellen.
  • Nach der vorliegenden Erfindung wird die Temperatur, bei der ein Band von der Gusswalze fällt, auf 700ºC oder höher eingestellt, und danach wird ein geeigneter Schritt zum Halten der Temperatur durchgeführt, wodurch die Abkühlrate in einem Bereich von 800 bis 600ºC gesteuert werden kann.
  • Das andere Herstellverfahren, das dieselben Wirkungen erzielt wie das bereits oben beschriebene Verfahren, ist durch ein Bandgießverfahren und eine Wärmebehandlung gekennzeichnet, wobei ein gegossenes und abgekühltes Band bei 600 bis 800ºC wärmebehandelt wird. Die Temperatur der Wärmebehandlung ist niedriger als die homogenisierende Wärmebehandlung, die den Zweck hat, das &alpha;-Fe zu reduzieren. Da das gegossene Band dünn ist, reicht eine mindestens 10-minütige Wärmebehandlung für gewöhnlich aus. Eine länger als drei Stunden währende Wärmebehandlung ist unnötig. Die Wärmebehandlung nach der vorliegenden Erfindung ist deshalb kürzer als diejenige der homogenisierenden Wärmebehandlung. Die Atmosphäre der Wärmebehandlung muss Vakuum oder inertes Gas sein, damit das Band nicht oxidiert. Die Abkühlung nach der Wärmebehandlung auf ca. 600ºC wird vorzugsweise langsam durchgeführt. Eine Vorrichtung zur Implementierung der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung ist deshalb hinsichtlich Investition und Kosten vorteilhaft im Vergleich zur Vorrichtung für die homogenisierende Wärmebehandlung.
  • Im übrigen wird auf mehrere in jüngster Zeit berichtete Erfindungen verwiesen, die das Bandgießmaterial betreffen.
  • Nach der in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 8-269,643 offenbarten Erfindung, wird die gewünschte Struktur erzielt, indem auch die Abkühlrate genau festgelegt wird. Die Schmelze wird einer ersten Abkühlung mittels einer Walze bei einer Rate von 2 · 10³ºC/Sekunde bis 7 · 10³ºC/Sekunde unterzogen. Nach dem Abkühlen auf die Bandtemperatur von 700 bis 1000ºC und dem Abtrennen des gegossenen Bandes von der Walze, wird das gegossene Band der zweiten Abkühlung bei einer Abkühlrate von 50-2 · 103ºC/Sekunde bis hinunter auf eine Temperatur unterworfen, die bei oder unter der Solidustemperatur liegt. Die auf diese Weise entstandene Struktur ist folgende: die R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phasen haben einen durchschnittlichen Kurzachsendurchmesser von 3 bis 15 um; die R-reiche Phase ist 5 um groß oder kleiner; und die R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phasen und R-reichen Phasen sind fein verteilt. Angeblich kann ein hoher Ausrichtungsgrad aufrechterhalten werden, und das pulverisierte Pulver enthält keine leicht oxidierbaren Feinstpartikel. Im Ergebnis können die magnetischen Eigenschaften erfolgreich gesteigert werden.
  • Mit erneutem Bezug auf die vorliegende Erfindung wird die Abkühlrate während des Gießens auch in den getrennten Bereichen hoher und niedriger Temperatur gesteuert, um eine gewünschte Struktur zu erhalten und somit die magnetischen Eigenschaften zu steigern. Die Legierungsstruktur, die von der vorliegenden Erfindung bereitgestellt wird, unterscheidet sich jedoch von derjenigen der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 8-269,643 in folgenden Punkten: die durchschnittliche Korngröße der R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase beträgt im hohen Temperaturbereich 10 bis 100 um und im niedrigen Temperaturbereich 3 bis 15 um; und der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen im hohen Temperaturbereich beträgt 3 bis 15 um, und ist für den niedrigen Temperaturbereich gar nicht spezifiziert, der nur die Größe der R-reichen Phasen offenbart. Im Hinblick auf die zweite Abkühlung, die sich teilweise mit dem niedrigen Temperaturbereich der vorliegenden Erfindung deckt, offenbart die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr. 8-269,643, dass, wenn die Abkühlrate niedrig ist, die Korngröße auftritt, die die iHc-Abnahme des gesinterten Magnets ausmacht. Eine bevorzugte zweite Abkühlrate beträgt in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 8-269,643 50ºC/Minute bis 2 · 10³ºC/Minute. Diese vorzuziehende höchste Abkühlrate wird im Hinblick auf Produktivität eingestellt, aber nicht auf die magnetischen Eigenschaften. Im Gegensatz dazu erzielt die erfindungsgemäße Steuerung der Abkühlrate im hohen und niedrigen Temperaturbereich eine große Korngröße der R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase, enge Zwischenräume zwischen den R-reichen Phasen und einen kleinen Volumenanteil der R-reichen Phasen. Beispielsweise ist die Abkühlrate im niedrigen Temperaturbereich von 800 bis 600ºC 1ºC/Sekunde langsam oder darunter, und liegt von daher deutlich unter der höchsten zweiten Abkühlrate der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 8-269,643, d. h. 2 · 10ºC/Minute (33,3ºC/Sekunde). Diese Veröffentlichung offenbart auf keine Weise die Wirksamkeit der Wärmebehandlung nach dem Gießen.
  • Nach der in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 8-264,363 offenbarten Erfindung wird ein dünnes Band Gusslegierung, das durch das Bandgießverfahren erhalten wurde, bei 800-1100ºC wärmebehandelt, um die ausgehärtete Oberflächenschicht zu entfernen und den Zerfall der Legierung und die Verfeinerung des Pulvers im nachfolgenden Wasserstoffabsorptionsschritt zu beschleunigen. Die Legierungsstruktur wird in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 8- 264,363 nicht definiert. Ein bevorzugter Wärmebehandlungsbereich unterscheidet sich von dem erfindungsgemäßen Bereich von 600 bis 800ºC.
  • Der Volumenanteil und Verteilungsstatus R-reicher Phasen übt möglicherweise wegen der folgenden Gründe einen Einfluss auf die Restmagnetisierung eines Magnets aus. Wenn der Volumenanteil der R-reichen Phasen hoch ist, sind sie in einem Ungleichgewichtszustand. Wird grob zerstoßene Legierung dem Wassersbffabscheidungsprozess unterzogen, der üblicherweise bei der Magnetherstellung zum Einsatz kommt, nehmen die R-reichen Phasen bevorzugt Wasserstoff auf und werden brüchig. Deshalb bilden sich vor allem Risse in den R-reichen Phasen und breiten sich entlang dieser aus. Deshalb übt der Volumenanteil und Verteilungsstatus der R-reichen Phasen einen Einfluss auf die Form des fein pulverisierten Pulvers und dessen Partikelgrößenverteilung aus. Es wurde nachgewiesen, dass die Form des Pulvers eher winklig ist, wenn der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen ca. 3 um oder weniger beträgt. Es wird angenommen, dass der Ausrichtungsgrad von fein pulverisiertem Pulver beim Kompaktieren unter einem Magnetfeld durch seine Größe und Partikelgrößenverteilung beeinflusst wird.
    • KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
  • Fig. 1 ist eine Photographie eines magnetischen Kerr-Effekt-Mikrographen, die die Korngröße der in Beispiel 1 hergestellten Legierung zeigt (in 200-facher Vergrößerung).
  • Fig. 2 ist eine Photographie eines rückgestreuten Elektronenbilds, die die Verteilung von R-reichen Phasen der in Beispiel 1 hergestellten Legierung zeigt (in 200- facher Vergrößerung).
  • Fig. 3 ist eine Photographie eines rückgestreuten Elektronenbilds, die die Verteilung von R-reichen Phasen der im Vergleichsbeispiel 1 hergestellten Legierung zeigt (in 200-facher Vergrößerung).
  • Fig. 4 ist eine Photographie eines magnetischen Kerr-Effekt-Mikrographen, die die Korngröße der im Vergleichsbeispiel 2 hergestellten Legierung zeigt (in 200-facher Vergrößerung).
  • Die vorliegende Erfindung wird nachstehend mit Bezug auf die Beispiele und Vergleichsbeispiele beschrieben.
    • Beispiel 1
  • Eisen-Neodymium-Legierung, Metalldysprosium, Ferrobor, Cobalt, Aluminium, Kupfer und Eisen wurden eingesetzt, um eine Legierungszusammensetzung bereitzustellen, die aus 30,7 Gew.-% Nd, 1,00 Gew.-% B, 2,00 Gew.-% Co, 0,30 Gew.-% Al, 0,10 Gew.-% Cu und Fe als Rest enthielt. Die Ausgangsmaterialien Wurden im Schamottetiegel eines Hochfrequenzvakuuminduktionsofens unter Argongasschutzatmosphäre geschmolzen. Es wurde ein ca. 0,33 mm dickes Band durch das Bandgießverfahren ausgebildet. Ein heißes Band, das von der Gusswalze abgetrennt wurde, wurde 1 Stunde in einer Kammer gehalten, die aus stark wärmeisolierendem Material bestand. Dann wurde das Band in eine Kammer mit einem Wasserkühlungsaufbau eingebracht, um das Band auf Raumtemperatur abzuschrecken. Die Temperaturveränderung des Bandes in der wärmeisolierenden Kammer wurde durch ein in der Kammer befindliches Thermoelement gemessen. Das Ergebnis war, dass die Temperatur des Bandes, als es in die wärmeisolierende Kammer fiel, 710ºC betrug. Dann verstrichen acht Minuten, bis die Temperatur 600ºC erreichte. Da die Zeit, die zum Abkühlen von 800ºC auf 710ºC benötigt wurde, vernachlässigbar kurz ist, beträgt die Abkühlrate von 800 auf 600ºC praktisch 0,56ºC pro Sekunde, und ist in Wirklichkeit niedriger als dieser Wert. Die Abkühlrate vom Schmelzpunkt auf 1000ºC wurde aus der Zeit berechnet, die verstrich, bis das Band in die Wärmekammer fiel, und sie betrug mehr als 400ºC pro Sekunde. In der Zwischenzeit wurde die Temperatur eines Bandes auf der Gusswalze mit einem Schwarzkugelthermometer gemessen. Dieses zeigte an, dass die Abkühlrate vom Schmelzpunkt bis 1000ºC mehr als 1000ºC pro Sekunde betrug.
  • Der Querschnitt des sich ergebenden Bandes wurde mit einem magnetischen Kerr-Effekt-Mikrographen beobachtet. Dieser zeigte an, dass die durchschnittliche Korngröße der Hauptphase, d. h. der R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase, ca. 28 um betrug. Das von einem Rasterelektronenmikroskop rückgestreute Elektronenbild wurde ebenfalls beobachtet. Diese Beobachtung enthüllte, dass die R-reichen Phasen entlang der Grenzen und innerhalb der Körner der Hauptphasen vorhanden sind. Die Morphologie der R-reichen Phasen ist streifenförmig oder teilweise gekörnt. Der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen betrug ca. 5 um. Eine geringe Menge an Phasen, die arm an Seltenerdmetall waren, die die B-reichen Phasen zu sein scheinen, war ebenfalls vorhanden. Der Volumenanteil (V') der Hauptphase, d. h. der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase, wurde mittels eines Bildprozessors gemessen und stellte sich mit 91% heraus. Der Volumenanteil (V) der Hauptphase und der ternären Phase betrug 92%.
  • Wasserstoff wurde bei Raumtemperatur in die sich ergebende Legierung adsorbiert und dann bei 600ºC aus der Legierung desorbiert. Das sich ergebende Pulver wurde mittels einer Brownmühle grob zerstoßen, um ein gemahlenes Legierungspulver mit einer Partikelgröße von 0,5 mm oder weniger zu erhalten. Das grob zerstoßene Pulver wurde dann mit einer Strahlmühle fein pulverisiert, um das Magnetpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 3,5 um zu erhalten. Das sich ergebende Pulver wurde unter einem Magnetfeld von 15 k0e und einem Druck von 1,5 t/cm² kompaktiert. Der sich ergebende Rohpressling wurde 4 Stunden lang bei 1050ºC gesintert. Dann wurde die zweistufige Wärmebehandlung 1 Stunde lang bei 850ºC und 1 Stunde lang bei 520ºC durchgeführt. Die magnetischen Eigenschaften des hergestellten Magnets sind in Tabelle 1 dargestellt.
    • Vergleichsbeispiel 1
  • Dieselbe Zusammensetzung wie im Beispiel 1 wurde mit demselben Bandgießverfahren wie im Beispiel 1 bandgegossen, um ein 0,3 mm dickes Legierungsband herzustellen. Ein von der Gusswalze gelöstes heißes Band wurde direkt in eine Kammer mit einem Wasserkühlungsaufbau eingebracht, um das Band auf Raumtemperatur abzuschrecken. Die Temperaturänderung des Bandes wurde mit einem in der Kammer befindlichen Thermoelement gemessen. Als das Band in die Kammer fiel, betrug seine Temperatur 710ºC. Dann verstrichen 15 Sekunden, bis die Temperatur 600ºC erreichte. Die Zeit, die zum Abkühlen von 800ºC auf 710ºC benötigt wurde, war kürzer als die Zeit, die verstrich, bis das Band in die Kammer gefallen war, und beträgt höchstens ca. 2 Sekunden. Diese Zeit wurde zu den fünfzehn Sekunden hinzugerechnet, um die durchschnittliche Abkühlrate von 800ºC auf 600ºC zu berechnen. Diese betrug praktisch 12ºC pro Sekunde und ist in Wirklichkeit größer als dieser Wert. Die Abkühlrate vom Schmelzpunkt auf 800ºC ist dieselbe wie in Beispiel 1.
  • Ein Querschnitt des sich ergebenden Bandes wurde mit einem magnetischen Kerr-Effekt-Mikrographen beobachtet. Dieser zeigte an, dass die durchschnittliche Korngröße der Hauptphase, d. h. der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase, ca. 28 um betrug. Ein von einem Rasterelektronenmikroskop rückgestreutes Elektronenbild wurde ebenfalls beobachtet. Diese Beobachtung enthüllte, dass die R-reichen Phasen entlang der Grenzen und innerhalb der Körner der Hauptphasen vorhanden sind. Die Morphologie der R = reichen Phasen ist streifenförmig oder teilweise gekörnt. Der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen betrug ca. 2 um. Der Volumenanteil (V') der Hauptphase, d. h. der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B- Phase, wurde mittels eines Bildprozessors gemessen und stellte sich mit 87% heraus. Der Volumenanteil (V) der Hauptphase und der ternären Phase betrug 87%.
  • Es wurde mit der wie oben nach demselben Verfahren wie in Beispiel 1 hergestellten Legierung ein gesinterter Magnet hergestellt. Die magnetischen Eigenschaften des Magnets sind in Tabelle 1 dargestellt.
    • Beispiel 2
  • Dieselbe Zusammensetzung wie in Beispiel 1 wurde mit demselben Bandgießverfahren wie in Beispiel 1 bandgegossen, um ein 0,33 mm dickes Band herzustellen. Ein von der Gusswalze gelöstes heißes Band fiel in eine Kammer, die aus demselben stark wärmeisolierenden Material wie in Beispiel 1 hergestellt war. Das Band wurde in der Kammer derart ausgebreitet, dass sich die gesamte untere Oberfläche auf dem Kammerboden befand. Das Band wurde 1 Stunde lang in der ausgebreiteten Form in der Kammer belassen. Dann wurde das Band in eine Kammer mit einem Wasserkühlungsaufbau gegeben, um das Band auf Raumtemperatur abzuschrecken. Die Temperaturveränderung des Bandes in der wärmeisolierten Kammer wurde mit einem in der Kammer befindlichen Thermoelement gemessen. Als das Band in die wärmeisolierte Kammer fiel, betrug seine Temperatur 710ºC. Dann vergingen vier Minuten, bis die Temperatur 600ºC erreichte. Die durchschnittliche Abkühlrate von 800 auf 600ºC betrug 0,80ºC pro Sekunde oder weniger. Die Abkühlrate vom Schmelzpunkt bis 800ºC ist dieselbe wie in Beispiel 1.
  • Ein Querschnitt des sich ergebenden Bandes wurde mit einem magnetischen Kerr-Effekt-Mikrographen beobachtet. Dieser zeigte an, dass die durchschnittliche Korngröße der Hauptphase, d. h. der R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase, ca. 28 um betrug. Ein von einem Rasterelektronenmikroskop rückgestreutes Elektronenbild wurde ebenfalls beobachtet. Diese Beobachtung enthüllte, dass die R-reichen Phasen entlang der Grenzen und innerhalb der Körner der Hauptphasen vorhanden sind. Die Morphologie der R-reichen Phasen ist streifenförmig oder teilweise gekörnt. Der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen betrug ca. 4 um. Der Volumenanteil (V') der Hauptphase, d. h. der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B- Phase, wurde mittels eines Bildprozessors gemessen und stellte sich mit 90% heraus. Der Volumenanteil (V) der Hauptphase und der ternären Phase betrug 91%.
  • Es wurde mit der wie oben nach demselben Verfahren wie in Beispiel 1 hergestellten Legierung ein gesinterter Magnet hergestellt. Die magnetischen Eigenschaften des Magnets sind in Tabelle 1 dargestellt.
    • Vergleichsbeispiel 2
  • Dieselbe Zusammensetzung wie in Beispiel 1 wurde mit demselben Bandgussverfahren wie in Beispiel 1 bandgegossen, um ein Legierungsband herzustellen, das als Hauptphasenlegierung verwendet werden sollte. Allerdings betrug die Dicke eines Bandes ca. 0,13 mm, da die Zufuhrrate der Schmelze verringert und die Umfangsgeschwindigkeit der Gusswalze im Vergleich mit dem Fall von Beispiel 1 verdoppelt wurde.
  • Ein von der Gusswalze gelöstes heißes Band wurde eine Stunde lang in einer Kammer belassen, die aus demselben wärmeisolierenden Material wie in Beispiel 1 bestand. Dann wurde das Band in eine Kammer mit einem Wasserkühlungsaufbau gegeben, um das Band auf Raumtemperatur abzuschrecken. Die Temperaturveränderung des Bandes in der wärmeisolierten Kammer wurde mit einem in der Kammer befindlichen Thermoelement gemessen. Als das Band in die wärmeisolierte Kammer fiel, betrug seine Temperatur 630ºC. Dann vergingen vier Minuten, bis die Temperatur 600ºC erreichte. Die durchschnittliche Abkühlrate von 800 auf 600ºC betrug 1,1ºC pro Sekunde oder weniger. Die Abkühlrate vom Schmelzpunkt bis 800ºC betrug 500ºC pro Sekunde oder darüber.
  • Ein Querschnitt des sich ergebenden Bandes wurde mit einem magnetischen Kerr-Effekt-Mikrographen beobachtet. Dieser zeigte an, dass die durchschnittliche Korngröße der Hauptphase, d. h. der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase, ca. 9 um betrug. Ein von einem Rasterelektronenmikroskop rückgestreutes Elektronenbild wurde ebenfalls beobachtet. Diese Beobachtung enthüllte, dass die R-reichen Phasen entlang der Grenzen und innerhalb der Körner der Hauptphasen vorhanden sind. Die Morphologie der R-reichen Phasen ist streifenförmig oder teilweise gekörnt. Der Zwischenraum zwischen R-reichen Phasen betrug ca. 4 um. Der Volumenanteil (V') der Hauptphase, d. h. der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B- Phase, wurde mittels eines Bildprozessors gemessen und stellte sich mit 90% heraus. Der Volumenanteil (V) der Hauptphase und der ternären Phase betrug 91%.
    • Vergleichsbeispiel 3
  • Dieselbe Zusammensetzung wie in Beispiel 1 wurde in eine Eisenform mit einem Wasserkühlungsaufbau gegossen, um einen 25 mm dicken Rohblock auszubilden. Die Querschnittsstruktur des Rohblocks wurde mit einem magnetischen Kerr-Effekt- Mikrographen gemessen. Die durchschnittliche Korngröße der Hauptphase, d. h. der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase, betrug ca. 150 um. Als aber ein von einem Rasterelektronenmikroskop rückgestreutes Elektronenbild beobachtet wurde, war eine große Menge &alpha;-Fe im gesamten Rohblock vorhanden. Dieser Rohblock eignete sich deshalb nicht zur Herstellung eines Magnets.
    • Beispiel 4
  • Die Legierungszusammensetzung war dieselbe wie in Beispiel 1, mit der Ausnahme, dass der Nd- bzw. Dy-Gehalt 30,8 Gew.-% bzw. 1,2 Gew.-% betrug. Diese Legierungszusammensetzung wurde mit demselben Verfahren wie in Beispiel 1 bandgegossen, um ein ca. 0,33 mm dickes Legierungsband auszubilden. Ein gesinterter Magnet wurde mit demselben Verfahren wie in Beispiel 1 hergestellt. Abkühlrate, Legierungsstruktur und Eigenschaften des gesinterten Magnets sind zusammen in Tabelle 1 dargestellt.
    • Beispiel 5
  • Das Verfahren zum Mischen zweier Legierungen wurde in diesem Beispiel durchgeführt. Die Hauptphasenlegierung, die aus 28,0 Gew.-% Nd, 1,09 Gew.-% B, 0,3 Gew.-% AI und Fe als Rest bestand, wurde mit demselben Verfahren wie in Beispiel 1 bandgegossen, um ein ca. 0,35 mm dickes Band herzustellen. Abkühlrate und Legierungsstruktur sind in Tabelle 1 dargestellt.
  • In der Zwischenzeit wurden Eisen-Neodymium-Legierung, Metalldysprosium, Ferrobor, Cobalt, Aluminium, Kupfer und Eisen miteinander vermischt, um eine Grenzphasenlegierungszusammensetzung bereitzustellen, die aus 38,0 Gew.-% Nd, 10,0 Gew.-% Dy, 0,5 Gew.-% B, 20 Gew.-% Co, 0,67 Gew.-% Cu, 0,3 Gew.-% Al und Fe als Rest bestand. Die Legierungszusammensetzung wurde unter Verwendung des Schamottetiegels in einem Hochfrequenzinduktionsvakuumofen unter Argongasschutzatmosphäre geschmolzen. Ein ca. 10 mm dicker Rohblock wurde durch das Schleudergussverfahren hergestellt.
  • Danach wurden 85 Gew-% der Hauptphasenlegierung uni 15 Gew.-% der Grenzphasenlegierung gemischt und bei Raumtemperatur der Wasserstoffadsorption, gefolgt von einer Wasserstoffdesorption bei 600ºC unterzogen. Die sich ergebende Pulvermischung wurde mittels einer Brownmühle grob zerstoßen, um ein gemahlenes Legierungspulver mit einer Partikelgröße von 0,5 mm oder weniger zu erhalten. Dieses Pulver wurde dann mit einer Strahlmühle fein pulverisiert, um das Magnetpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 3,5 um zu erhalten. Das sich ergebende feine Pulver wurde unter einem Magnetfeld von 15 k0e und einem Druck von 1,5 t/cm² kompaktiert. Der sich ergebende Rohpressling wurde 4 Stunden lang im Vakuum bei 1050ºC gesintert. Der gesinterte Pressling wurde dann 1 Stunde lang bei 850ºC der ersten Stufe der Wärmebehandlung und dann 1 Stunde lang bei 520ºC der zweiten Stufe der Wärmebehandlung unterzogen. Die magnetischen Eigenschaften des hergestellten Magnets sind in Tabelle 1 dargestellt.
    • Vergleichsbeispiel 5
  • Die Hauptphasenlegierung mit derselben Zusammensetzung wie in Beispiel 5 wurde mit demselben Verfahren wie in Beispiel 5 bandgegossen, um ein ca. 0,35 mm dickes Band auszubilden. Allerdings wurde bei dem Bandgussverfahren das von der Gusswalze gelöste Band direkt in eine Kammer mit einem Wasserkühlungsaufbau eingebracht, um das Band auf Raumtemperatur abzuschrecken. Die Abkühlrate und die Legierungsstruktur des Bandes sind in Tabelle 1 dargestellt.
  • Die Hauptphasenlegierung, die in diesem Vergleichsbeispiel hergestellt wurde, und die Grenzphasenlegierung, die in Beispiel 5 hergestellt wurde, wurden verwendet, um mit demselben Verfahren wie in Beispiel 5 einen gesinterten Magneten herzustellen. Die magnetischen Eigenschaften des gesinterten Magnets sind in Tabelle 1 dargestellt.
  • Wie vorstehend beschrieben wurde, kann ein starker Magnet mit einem maximalen Energieprodukt (BH)max von bis zu 40 MG0e oder darüber auf einfache Weise erhalten werden. Tabelle 1
  • V: Volumenanteil der Hauptphase und ternären Phase
  • V': Volumenanteil der Hauptphase
  • Im Beispiel 5 und Vergleichsbeispiel 5 sind R-Gehalt, Abkühlrate und Struktur wie bei der Hauptphasenlegierung.

Claims (4)

1. Gusslegierung zur Herstellung eines Seltenerdmagnets, umfassend
(a) ca. 27 bis 34 Gew.-% mindestens eines Elements, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus den Seltenerdelementen (R) und Yttrium besteht, 0,7 bis 1,4 Gew.-% Bor, wobei der restliche Teil im wesentlichen Eisen und wahlweise andere Übergangselemente ist/sind,
(b) wobei die Legierung eine R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase enthält, eine R-reiche Phase,
(c) bei der die durchschnittliche Korngröße dieser R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase entlang der kurzen Achsen der säulenartigen Körner von 10 bis 100 um beträgt,
(d) die R-reiche Phase lamellar und teilweise gekörnt ist und an einer Grenzfläche und innerhalb dieser R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase kristallisiert ist,
(e) der durchschnittliche Zwischenraum zwischen den benachbarten R-reichen Phasen über 3 um aber nicht mehr als 15 um beträgt.
2. Gusslegierung nach Anspruch 1, bei der die durchschnittliche Korngröße der R&sub2;T&sub1;&sub4;B-Phase entlang der kurzen Achsen der säulenartigen Körner ca. 15 bis 35 um beträgt.
3. Gusslegierung nach Anspruch 1, bei der der R-Gehalt 30% bis 34% für 0,95- 1,05 Gew.-% Bor beträgt.
4. Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmagnets, dadurch gekennzeichnet, dass eine Gusslegierung nach den Ansprüchen 1 bis 3 zerstoßen und zu einem ersten Pulver pulverisiert wird, das einen durchschnittlichen Zwischenraum von 5 bis 12 um zwischen den benachbarten R-reichen Phasen aufweist, und ein erstes und zweites Pulver, das hauptsächlich Eisen und Seltenerdelemente in einer Menge enthält, die im wesentlichen größer ist als diejenige des ersten Pulvers, miteinander vermischt werden, und das Pulvergemisch unter einem Magnetfeld kompaktiert und dann gesintert wird.
DE69716588T 1996-04-10 1997-04-10 Gusslegierung für die Herstellung von Dauermagneten mit seltenen Erden und Verfahren zur Herstellung dieser Legierung und dieser Dauermagneten Expired - Lifetime DE69716588T2 (de)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP11308596 1996-04-10

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