DE60102278T2 - Nanokomposit-Magnet und Herstellungsverfahren - Google Patents

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Description

  • Hintergrund der Erfindung
  • Gebiet der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung betrifft allgemein ein Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagneten, der in Motoren und Stellgliedern aller Art Verwendung finden kann. Die vorliegende Erfindung betrifft insbesondere ein Verfahren zur Herstellung einer Materiallegierung für einen Seltene-Erden-Nanokompositmagnet auf Eisenbasis entsprechend der Offenbarung in der Druckschrift WO-A-00/03403.
  • Beschreibung des Standes der Technik
  • Die Druckschrift WO-A-00/03403 offenbart ein Verfahren zur Herstellung einer Materiallegierung für einen Seltene-Erden-Nanokompositmagnet auf Eisenbasis entsprechend der allgemeinen Formel (RE1-yLay)vFe100-v-w-x-zCowMzBx. In diesem Verfahren wird durch einen Schnellverfestigungsvorgang eine Schmelze hergestellt, wobei die herkömmliche Materiallegierung eine R2Fe14B-Phase, eine α-Fe-Phase sowie weitere ferromagnetische Boridphasen auf Eisenbasis enthält. Darüber hinaus erfolgt bei dem herkömmlichen Verfahren eine Wärmebehandlung der hergestellten Materiallegierung, um eine spontane Kristallisation bei Temperaturen von ungefähr 400°C bis 800°C zu induzieren.
  • In jüngster Zeit ist in zunehmendem Maße notwendig geworden, das Leistungsvermögen von Geräten der Unterhaltungselektronik und Büroautomatisierung sowie von Geräten verschiedener anderer Arten zu verbessern sowie deren Größe und Gewicht zu verringern. Hierzu ist bei jedem dieser Geräte ein Permanentmagnet erforderlich, der das Verhältnis zwischen Leistung und Gewicht bei einem Betrieb desselben als magnetische Schaltung maximiert. So wird gegenwärtig beispielsweise ein Permanentmagnet mit einer Remanenz Br von 0,5 T oder mehr stark nachgefragt. Es wurden in großem Umfang harte Ferritmagneten verwendet, da Magneten dieses Typs vergleichsweise ko stengünstig sind. Dem steht gegenüber, das harte Ferritmagneten eine derart hohe Remanenz Br von 0,5 T oder mehr nicht aufweisen können.
  • Als typischer Vertreter für einen Permanentmagneten mit einer hohen Remanenz Br von 0,5 T oder mehr sind derzeit Magneten vom Sm-Co-Typ bekannt, die in einem pulvermetallurgischen Verfahren hergestellt werden. Magneten vom Sm-Co-Typ sind jedoch kostenintensiv, da sowohl Sm wie auch Co kostenintensive Materialien sind.
  • Dem steht mit Blick auf Magnete vom Nd-Fe-B-Typ gegenüber, dass der Magnet hauptsächlich aus dem vergleichsweise kostengünstigen Fe (typischerweise mit ungefähr 60 Gew.-% bis 70 Gew.-% des Gesamtgewichtes) besteht und daher erheblich kostengünstiger als Magneten vom Sm-Co-Typ ist. Zu den Beispielen für weitere Magneten mit hoher Remanenz zählen gesinterte Magneten vom Nd-Fe-B-Typ, die in einem pulvermetallurgischen Verfahren hergestellt werden, sowie ein schnellverfestigter Magnet vom Nd-Fe-B-Typ, der in einem Schmelzschockkühlungsvorgang (melt quenching) hergestellt wird. Ein gesinterter Magnet vom Nd-Fe-B-Typ wird beispielsweise in der offengelegten japanischen Veröffentlichung mit der Nummer 59-46008 offenbart; ein schnellverfestigter Magnet vom Nd-Fe-B-Typ wird beispielsweise in der offengelegten japanischen Veröffentlichung 60-9852 offenbart. Gleichwohl ist die Herstellung eines Magneten vom Nd-Fe-B-Typ nach wie vor kostenintensiv. Dies ist teilweise dadurch bedingt, dass große Geräte sowie eine große Anzahl von Herstellungs- und Verarbeitungsschritten von Nöten sind, um eine Trennung, Reinigung oder Erzeugung von Nd durch eine Reduktionsreaktion durchzuführen, wobei das Nd üblicherweise 10 At.-% bis 15 At.-% des Magneten ausmacht. Darüber hinaus sind bei einem pulvermetallurgischen Verfahren bedingt durch dessen Natur üblicherweise eine vergleichsweise hohe Anzahl von Herstellungs- und Verarbeitungsschritten von Nöten.
  • Im Vergleich zu einem in einem pulvermetallurgischen Verfahren hergestellten gesinterten Magneten vom Nd-Fe-B-Typ ist ein schnellverfestigter Magnet von Nd-Fe-B-Typ kostengünstiger in einem Schmelzschockkühlungsvorgang herzustellen. Dies rührt daher, dass ein schnellverfestigter Magnet vom Nd-Fe-B-Typ in drei vergleichsweise einfachen Verfahrensschritten hergestellt werden kann, nämlich einem Schritt des Schmelzens, einem Schritt des Schmelzschockkühlens und einem Schritt des Wärmebehandelns. Um jedoch einen Permanentmagneten in Massenfertigung in einem Schmelz schockkühlungsvorgang herzustellen, sollte ein Verbundmagnet beziehungsweise ein Kompositmagnet hergestellt werden, indem ein aus einer schnellverfestigten Legierung hergestelltes Magnetpulver mit einem Harzbindemittel vermischt wird. Entsprechend macht das Magnetpulver üblicherweise meistens ungefähr 80 Vol.-% des geschmolzenen Verbundmagneten aus. Darüber hinaus ist eine durch einen Schmelzschockkühlungsvorgang gebildete schnellverfestigte Legierung magnetisch isotrop.
  • Aus diesen Gründen weist ein schnellverfestigter Magnet vom Nd-Fe-B-Typ, der in einem Schmelzschockkühlungsvorgang hergestellt wurde, eine Remanenz Br auf, die niedriger ist als diejenige eines magnetisch anisotropen gesinterten Magneten vom Nd-Fe-B-Typ, der in einem pulvermetallurgischen Vorgang hergestellt wurde.
  • Wie in der offengelegten japanischen Veröffentlichung Nr. 1-7502 offenbart ist, verbessert die Technik des in Kombination erfolgenden Zugebens von wenigstens einem Element aus einer Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W enthaltenden Gruppe und wenigstens einem weiteren Element aus einer Ti, V und Cr enthaltenden Gruppe zu der Materiallegierung effektiv die magnetischen Eigenschaften eines schnellverfestigten Magneten vom Nd-Fe-B-Typ. Werden diese Elemente der Materiallegierung zugegeben, so weist der Magnet eine erhöhte Koerzitivität und ein erhöhtes Korrosionsschutzvermögen auf. Dem steht gegenüber, dass das einzige bekannte effektive Verfahren zur Verbesserung der Remanenz Br eine Erhöhung der Dichte des Verbundmagneten darstellt. Darüber hinaus wurde für den Fall, dass der schnellverfestigte Magnet vom Nd-Fe-B-Typ eine Seltene-Erden-Legierung mit 6 At.-% oder mehr enthält, im Stand der Technik oftmals ein Schmelzgießvorgang, in dem eine Schmelze der Metalllegierung auf eine Kühlwalze ausgestoßen wird, verwendet, um eine Schnellkühlung und Verfestigung der Materiallegierung mit erhöhter Geschwindigkeit zu bewirken.
  • Mit Blick auf einen schnellverfestigten Magneten vom Nd-Fe-B-Typ wurde ein alternatives magnetisches Material von R. Coehoorn et al. in „J. de Phys., C8, 1998, Seiten 669 bis 670 vorgeschlagen. Das Coehoorn-Material weist eine Zusammensetzung auf, die durch ein Seltene-Erden-Element mit einem vergleichsweise niedrigen Stoffmengenanteil (nämlich ungefähr Nd3,8Fe77,2B19, wobei die Indizes atomare Prozentanteile angeben) und eine Fe3-B-Phase als Hauptphase gekennzeichnet ist. Man erhält das Material des Permanentmagneten durch Erwärmen und Kristallisieren einer amorphen Legie rung, die in einem Schmelzschockkühlungsvorgang hergestellt wurde. Zudem weist das kristallisierte Material eine metastabile Struktur auf, in der eine weiche magnetische Fe3-B-Phase und eine harte magnetische Nd2Fe14B-Phase nebeneinander bestehen, und in der Kristallkörner sehr geringer Größe (nämlich in der Größenordnung von einigen Nanometern) fein und gleichmäßig als Verbund beziehungsweise Komposit dieser beiden kristallinen Phasen verteilt sind. Aus diesem Grunde wird ein aus diesem Material hergestellter Magnet „Nanokompositmagnet" genannt. Es wurde nachgewiesen, dass ein derartiger Nanokompositmagnet eine Remanenz Br von 1 T oder mehr aufweist. Dem steht gegenüber, dass dessen Koerzitivität HcJ vergleichsweise niedrig ist, nämlich in einem Bereich von 160 kA/m bis 240 kA/m. Entsprechend ist dieses Material für den Permanentmagneten nur dann einsetzbar, wenn der Betriebspunkt des Magneten bei 1 oder darüber liegt.
  • Man hat vorgeschlagen, dass zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften des Nanokompositmagneten verschiedene Metallelemente der Materiallegierung desselben zugesetzt werden. Man konsultiere in diesem Zusammenhang beispielsweise die offengelegte japanische Veröffentlichung Nr. 3-261104, die japanische Patentveröffentlichung Nr. 2727505, die japanische Patentveröffentlichung Nr. 2727506, die internationale PCT-Veröffentlichung Nr. WO03/03403 sowie den von W. C. Chan et at. verfassten Beitrag „The Effects of Refractory Metals on the Magnetic Properties of α-Fe/R2Fe14B-type nanocomposites", IEEE Trans. Magn. Nr. 5, INTERMAG, 99, Kyongiu, Korea, Seiten 3265 bis 3267, 1999. Gleichwohl ist keine der vorgeschlagenen Techniken in ausreichendem Maße derart verlässlich, dass durchgehend ein ausreichender „Kosten-Nutzen-Faktor" gegeben ist. Insbesondere wird durch keine dieser Techniken ein Nanokompositmagnet mit einer für die verschiedenen Anwendungsfälle ausreichend hohen Koerzitivität bereitgestellt. Daher weist keiner dieser Magneten Eigenschaften auf, durch die er wettbewerbsfähig würde.
  • Zusammenfassung der Erfindung
  • Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, die vorstehend beschriebenen Probleme zu überwinden und ein Verfahren zur Herstellung eines kostengünstigen Nanokompositmagneten mit verbesserter Koerzitivität bereitzustellen.
  • Die vorstehend beschriebene Aufgabe wird durch den Gegenstand des Anspruches 1 gelöst.
  • Bevorzugte Ausführungsbeispiele sowie weitere Verbesserungen an dem erfindungsgemäßen Verfahren sind in den abhängigen Ansprüchen 2 bis 24 niedergelegt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung eines Verbundmagneten enthaltend einen Schritt des Herstellens eines Pulvers einer Materiallegierung für den Seltene-Erden-Magneten auf Eisenbasis entsprechend dem Verfahren nach Anspruch 1 ist in Anspruch 25 niedergelegt.
  • Kurze Beschreibung der Zeichnung
  • 1 stellt die Anordnung einer als Beispiel angegebenen Abstreifwalze dar, die vorzugsweise in verschiedenen bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung Verwendung findet.
  • 2 stellt die Struktur eines Nanokompositmagneten dar, der durch Verfahren gemäß den bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung hergestellt ist.
  • 3 stellt eine Anordnung einer weiteren als Beispiel angegebenen Abstreifwalze dar, die vorzugsweise in verschiedenen bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung Verwendung findet.
  • 4 ist eine perspektivische Ansicht, die eine Rutsche (oder eine als Beispiel angegebene Führungsvorrichtung) zum Zwecke des Leitens einer geschmolzenen Legierung auf die Abstreifwalze gemäß bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung darstellt.
  • 5 zeigt, wie die Mittellinienrauheit Ra an der Oberfläche der Kühlwalze zur Verwendung bei einem Abstreifgießvorgang eine schnellgekühlte und verfestigte geschmolzene Legierung beeinflusst.
  • 6 zeigt, wie die Mittellinienrauheit Ra an der Oberfläche der Kühlwalze zur Verwendung bei einem Schmelzspinnvorgang eine schnellgekühlte und verfestigte geschmolzene Legierung beeinflusst.
  • 7A ist eine Querschnittansicht, die die Struktur einer schnellverfestigten Legierung vom R-T-B-Typ darstellt, die in einem Abstreifgießvorgang unter Zugabe von Ti hergestellt ist.
  • 7B ist eine Querschnittansicht, die die Struktur einer bekannten schnellverfestigten Legierung vom R-T-B-Typ darstellt, die in einem Abstreifgießvorgang ohne Zugabe von Ti hergestellt ist.
  • 8 ist ein Graph, der die Ergebnisse einer an den Proben Nr. 2 und 6 ausgeführten DTA (Differentialthermoanalyse) darstellt.
  • 9 ist ein Graph, der die Ergebnisse einer an den Proben Nr. 8 und 14 ausgeführten DTA (Differentialthermoanalyse) darstellt.
  • 10 ist ein Graph, der Pulver-XRD-Muster der Proben Nr. 8 und 14 vor einer Wärmebehandlung (das heißt nach gerade erfolgtem Gießen) darstellt.
  • 11 ist ein Graph, der die XRD-Muster von Nd9Fe73B12,6C1,4Ti4 (das heißt eines Beispiels der vorliegenden Erfindung mit p = 0,1) sowie von Nd9Fe73B7C7Ti4 (das heißt eines Vergleichsbeispiels mit p = 0,5) vor der Wärmebehandlung darstellt.
  • 12 ist ein Graph, der die Entmagnetisierungskurven von Nd9Fe73B12,6C1,4Ti4 sowie von Nd9Fe73B7C7Ti4 darstellt, die jeweils ein Beispiel für ein bevorzugtes Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung und ein Vergleichsbeispiel darstellen.
  • 13 ist ein Graph, der die Pulver-XRD-Muster einer gerade gegossenen schnellverfestigten Legierung und einer gerade ausgehärteten beziehungsweise vergüteten (oder wärmebehandelten) Legierung als Beispiel für ein bevorzugtes Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung darstellt.
  • 14 ist ein Graph, der die Entmagnetisierungskurven einer gerade gegossenen schnellverfestigten Legierung und einer gerade ausgehärteten beziehungsweise vergüteten (oder gerade wärmebehandelten) Legierung, gemessen mit einem Vibrationsprobenmagnetometer als Beispiel für ein bevorzugtes Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung darstellt.
  • 15 ist ein Graph, der die Prozentanteile der Massenzunahme des erfindungsgemäßen Nanokompositmagnetpulvers und herkömmlicher schnellverfestigter Magnetpulver bei einer Erwärmung dieser Pulver darstellt.
  • 16 ist ein Graph, der die Dichten von Presslingen für einen Verbundmagneten darstellt, der unter Verwendung von Nanokompositmagnetpulvern mit voneinander verschiedenen Verteilungen der Teilchengrößen hergestellt ist.
  • 17 ist eine perspektivische Explosionsansicht, die schematisch den Aufbau eines Schrittmotors 100 mit einem Permanentmagnet entsprechend einem bevorzugten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung darstellt.
  • 18A bis 18D sind Querschnittansichten, die einen Verbundmagnet-integrierten Rotor 200 und ein Herstellungsverfahren für denselben entsprechend einem bevorzugten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung darstellen.
  • 19 ist eine schematische Darstellung, die den Aufbau eines Magnet-eingebetteten Rotors 300 als weiteres bevorzugtes Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung darstellt.
  • 20A und 20B sind perspektivische Ansichten, die den Aufbau eines Umlaufverschlüsslers 411 als weiteres bevorzugtes Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung darstellen.
  • 21A und 21B sind Querschnittansichten, die die Struktur einer elektrofotografischen Prozesskartusche 501 mit einer magnetischen Walze 507 als weiteres bevorzugtes Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung schematisch darstellen.
  • Detaillierte Beschreibung der bevorzugten Ausführungsbeispiele
  • Bei einem erfindungsgemäßen Verfahren wird eine Schmelze einer Legierung auf Eisenbasis, enthaltend Fe, B, R (letzteres wenigstens ein Seltene-Erden-Element, darunter Y) und Ti, in einem Abstreifgießvorgang in einer Niederdruckatmosphäre schnellgekühlt, wodurch eine schnellverfestigte Legierung mit einer mikrokristallinen R2Fe14B-Phase hergestellt wird. Die schnellverfestigte Legierung kann anschließend wärmebehandelt werden, um in der schnellverfestigten Legierung verbliebene amorphe Bereiche zu kristallisieren.
  • Der Abstreifgießvorgang stellt eine Technik dar, bei der ein dünner Streifen einer schnellverfestigten Legierung dadurch hergestellt wird, dass eine Schmelze der Legierung in Kontakt mit der Oberfläche einer Kühlwalze gebracht wird und schnellkühlt, wodurch eine Verfestigung der Schmelze erfolgt. Entsprechend bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung erfolgt die Schnellkühlung und Verfestigung der Schmelze unter Verwendung einer Kühlwalze, deren Drehung schneller erfolgt, als dies bei bekannten Abstreifgießvorgängen der Fall ist. Im Vergleich zu einem Schmelzspinnvorgang, bei dem die Schmelze einer Legierung durch eine Düsenöffnung auf die Oberfläche einer Kühlwalze ausgestoßen wird, ist bei dem Abstreifgießvorgang eine niedrigere Kühlgeschwindigkeit gegeben. Gleichwohl ist der Abstreifgießvorgang, was seine Einsetzbarkeit bei der Massenfertigung angeht, überlegen, da dieser Vorgang einen dünnen Streifen einer schnellverfestigten Legierung mit einer vergleichsweise großen Breite und Dicke bereitstellt.
  • Entsprechend bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung können entweder eine Kristallstruktur mit einer mikrokristallinen R2Fe14B-Phase oder eine Struktur, in der eine mikrokristalline R2Fe14B-Phase und eine amorphe Phase nebeneinander bestehen, in der schnellverfestigten Legierung gebildet werden, und dies beinahe ohne dass ein Niederschlag einer weichen magnetischen α-Fe-Phase darin erfolgen würde. Daher wird ein übermäßiges Kornwachstum der R2Fe14B-Phase verhindert, und die durchschnittliche Kristallkorngröße hiervon kann sogar nach einer Wärmebehandlung der schnellverfestigten Legierung zwischen ungefähr 20 nm um ungefähr 150 nm liegen. Als Ergebnis steht ein Hochleistungs-Kompositpermanentmagnet zur Verfügung, in dem feine Kristallkörner der weichen magnetischen Phasen, so beispielsweise der α-Fe- Phase, verteilt sind. Darüber hinaus bestehen die feinen Kristallkörner der weichen magnetischen Phasen um die Korngrenzen oder Untergrenzen der R2Fe14B-Phase herum, wodurch Austauschwechselwirkungen zwischen den jeweiligen konstituierenden Phasen stark begünstigt werden.
  • Im Stand der Technik weist, auch bei dem Versuch, eine schnellverfestigte Legierung mit einem großen Anteil der R2Fe14B-Phase durch Schnellkühlen einer geschmolzenen Legierung mit einer Zusammensetzung ähnlich derjenigen der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung (das heißt einer Zusammensetzung enthaltend alle in der erfindungsgemäßen Zusammensetzung auftretenden Elemente außer Titan), herzustellen, die sich ergebende Legierung eine Struktur auf, in der ein beträchtlicher Teil der α-Fe-Phase grob gewachsen ist. Wenn daher die Legierung erwärmt und anschließend kristallisiert wird, nimmt die Korngröße der α-Fe-Phase übermäßig zu. Wenn weiche magnetische Phasen, darunter die α-Fe-Phase, übermäßig gewachsen sind, verschlechtern sich die magnetischen Eigenschaften der Legierung beträchtlich, wodurch es nahezu unmöglich wird, einen qualitativ hochwertigen Permanentmagneten aus einer derartigen Legierung herzustellen.
  • Insbesondere für den Fall, dass eine Materiallegierung enthaltend Bor mit einem vergleichsweise hohen Prozentanteil und ein Seltene-Erden-Element R mit einem vergleichsweise niedrigen Prozentanteil (weniger als 10 At.-%) entsprechend der Legierung der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung gegeben ist, können, wenn eine Schmelze einer derartigen Legierung mit niedriger Geschwindigkeit abgekühlt wird, kristalline Phasen wie die R2Fe14B-Phase in herkömmlichen Verfahren nicht einfach hergestellt werden. Im Stand der Technik erfolgt auch bei dem Versuch, eine schnellverfestigte Legierung enthaltend die R2Fe14B-Phase mit 60 Vol.-% oder mehr durch ausreichende Absenkung der Kühlgeschwindigkeit der Schmelze herzustellen, ein Niederschlag nicht nur der R2Fe14B-Phase, sondern auch der α-Fe-Phase oder eines Zwischenstoffs hiervon im Übermaß. Erfolgt daher eine Erwärmung und anschließende Kristallisation der Legierung, so ergibt sich ein weiteres Wachstum der α-Fe-Phase, was zu einer Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften der Legierung führt.
  • Es wird im Stand der Technik gemeinhin davon ausgegangen, dass die beste Art der Herstellung eines Nanokompositmagneten mit einer hohen Koerzitivität darin besteht, die Schmelze einer Legierung in einem Schmelzspinnvorgang mit erhöhter Geschwindigkeit herzustellen, sodass zunächst eine Amorphisierung eines Großteils der Legierung erfolgt und sich anschließend eine hochfeine und gleichmäßige Struktur durch Erwärmung und Kristallisation der amorphen Phasen ausbilden kann. Dies rührt daher, dass man im Stand der Technik als erwiesen ansieht, dass zur Herstellung einer Nanokompositstruktur, bei der feine Kristallkörner gleichmäßig verteilt sind, keine andere Alternative zur Verfügung hat, als die amorphen Phasen durch einen einfachen steuerbaren Wärmebehandlungsvorgang zu kristallisieren.
  • Aufgrund dieser gemeinhin verbreiteten Annahme, haben W. C. Chan et al. eine Technik entwickelt, bei der Nd2Fe14B- und α-Fe-Phasen mit Korngrößen in einer Größenordnung von einigen 10 Nanometern hergestellt werden. Entsprechend dieser Technik nach Chan wird der amorphe Bildner La einer Materiallegierung zugegeben. Anschließend erfolgt ein Schmelzspinnen, um eine schnellverfestigte Legierung zu erhalten, die hauptsächlich aus amorphen Phasen besteht. Sodann wird die Legierung erwärmt und kristallisiert, sodass eine Kernbildung sowie ein Wachstum sowohl der Nd2Fe14B-Phase wie auch der α-Fe-Phase gleichzeitig erfolgen kann. Man konsultiere hierzu den von W. C. Chan et al. verfassten Beitrag „The Effects of Refractory Metals on the Magnetic Properties of α-Fe/R2Fe14B-type nanocomposites", IEEE Trans. Magn. Nr. 5, INTERMAG, 99, Kyongiu, Korea, Seiten 3265 bis 3267, 1999. Dieser Beitrag lehrt darüber hinaus, dass die Zugabe eines feuerfesten Metallelementes, so beispielsweise von Ti, in äußerst kleiner Menge (beispielsweise 2 At.-%) die magnetischen Eigenschaften verbessert, und dass der Stoffmengenanteil von Nd, einem Seltene-Erden-Element, vorzugsweise von ungefähr 9,5 At.-% auf ungefähr 11,0 At.-% zu steigern ist, um die Korngrößen der Nd2Fe14B- und der α-Fe-Phase zu senken. Das feuerfeste Metal wird zugegeben, um zu verhindern, dass Boride wie R2Fe23B3 und Fe3B entstehen, und um einen Magnet, der im Wesentlichen aus Nd2Fe14B- und α-Fe-Phasen besteht, herzustellen.
  • Entsprechend der Technik von Chan wird die schnellverfestigte Legierung für einen Nanokompositmagnet in einem Schmelzspinnvorgang hergestellt, in dem eine geschmolzene Legierung durch eine Düse auf die Oberfläche einer Kühlwalze ausgestoßen wird, die sich mit sehr hoher Geschwindigkeit bewegt. Der Schmelzspinnvorgang ist besonders effektiv bei der Herstellung einer amorphen schnellverfestigten Legierung, da ein Vorgang dieses Typs eine außerordentlich hohe Kühlgeschwindigkeit zulässt.
  • Dem steht entsprechend den bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung gegenüber, dass eine geschmolzene Legierung in einem Abstreifgießvorgang mit einer Kühlgeschwindigkeit gekühlt wird, die niedriger ist als diejenige in einem bekannten Schmelzspinnvorgang. Gleichwohl kann das zugegebene Ti nicht nur die Kernbildung der γ-Fe-Phase (deren Umwandlung in α-Fe bei Kühlung erfolgt) während des Schnellvertestigungsvorgangs unterdrücken, sondern auch das Kornwachstum der weichen magnetischen Phasen, so beispielsweise der α-Fe-Phase, während des Erwärmungs-/Kristallisierungsvorgangs hemmen. Als Ergebnis erhält man eine schnellverfestigte Legierung, bei der feine Kristallkörner der R2Fe14B-Phasen gleichmäßig verteilt sind.
  • Entsprechend bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung kann, obwohl die vorzugsweise verwendete Materiallegierung ein Seltene-Erden-Element mit einem vergleichsweise niedrigen Prozentanteil (beispielsweise weniger als ungefähr 10 At.-%) enthält, ein Permanentmagnet mit einer hohen Magnetisierung (oder Remanenz) und Koerzivität in Massenfertigung hergestellt werden, wobei zudem noch eine ausgezeichnete Umlaufrechteckigkeit (Ioop squareness) der Entmagnetisierungskurve gegeben ist.
  • Entsprechend bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung kann die Koerzitivität dadurch gesteigert werden, dass eine Kernbildung der Nd2Fe14B-Phase und ein schnelleres und früheres Wachstum beim Kühlvorgang derart erfolgen, dass die Nd2Fe14B-Phase ihren Volumenprozentanteil erhöht, und eine Kornvergröberung der weichen magnetischen Phasen unterdrückt wird. Zudem kann die Magnetisierung gegebenenfalls erhöht werden, da das zugegebene Ti eine Boridphase (beispielsweise ferromagnetische Boride auf Eisenbasis) aus einer B-reichen nicht magnetischen amorphen Phase, die in der schnellverfestigten Legierung verbleibt, bilden kann.
  • Nachstehend wird ein Seltene-Erden-Legierungsmagnet auf Eisenbasis gemäß dem bevorzugten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung eingehend beschrieben.
  • Zunächst wird eine Schmelze einer Seltene-Erden-Materiallegierung auf Eisenbasis mit einer Zusammensetzung gemäß der allgemeinen Formel (Fe1-mTm)100-x-y-z-n(B1- pCP)xRyTizMn hergestellt, wobei T wenigstens ein Element aus einer Co und Ni enthaltenen Gruppe, R wenigstens ein Element aus einer Y (Yttrium) und die Seltene-Erden-Elemente enthaltenden Gruppe sowie M wenigstens ein Element aus einer Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb enthaltenden Gruppe bezeichnen, und wobei die Stoffmengenanteile x, y, z, m, n und p jeweils den nachstehenden Ungleichungen genügen:
    10 At.-% < x ≤ 25 At.-%
    6 At.-% ≤ y < 10 At.-%
    0,5 At.-% ≤ z ≤ 12 At.-%
    0 ≤ m ≤ 0,5
    0 At.-% ≤ n ≤ 10 At.-%
    0 ≤ p ≤ 0,25
  • Anschließend wird ein Kühlschritt ausgeführt. Genauer gesagt, es wird die Schmelze der Materiallegierung in einem Abstreifgießvorgang in einem atmosphärischen Gas verringerten Druckes abgekühlt, wodurch eine schnellverfestigte Legierung mit einer R2Fe14B-Phase mit einer kleinen durchschnittlichen Kristallkorngröße (beispielsweise ungefähr 150 nm oder weniger) mit annähernd 60 Vol.-% oder mehr hergestellt wird.
  • Die auf diese Art erhaltene schnellverfestigte Legierung wird sodann erwärmt und gegebenenfalls kristallisiert, um eine Nanokompositstruktur mit R2Fe14B- und ferromagnetischen Boridphasen auf Eisenbasis herzustellen. Als weiche magnetische Phasen kann eine mikrokristalline α-Fe-Phase zusätzlich zu den Boridphasen auf Eisenbasis enthalten sein. Die Schmelze wird schnellgekühlt, woraufhin die schnellverfestigte Schmelze erwärmt und kristallisiert wird, und zwar unter derartigen Bedingungen, dass die R2Fe14B-Phase eine durchschnittliche Kristallkorngröße von ungefähr 20 nm bis ungefähr 50 nm aufweist, und die Borid- und α-Fe-Phasen eine durchschnittliche Kristallkorngröße von ungefähr 1 nm bis ungefähr 50 nm in der Nanokompositstruktur aufweisen.
  • Entsprechend bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung kann zugegebenes Ti vorzugsweise zur Bildung einer großen Menge von R2Fe14B-Phasen beitragen, während die geschmolzene Legierung schnellgekühlt und verfestigt wird.
  • Bei dem sich ergebenden Magneten weist die R2Fe14B-Phase eine durchschnittliche Kristallkorngröße auf, die größer als diejenige der Borid- oder α-Fe-Phase auf Eisenbasis ist. Auch wenn die harte magnetische R2Fe14B-Phase eine vergleichsweise große durchschnittliche Korngröße aufweist, weisen die weichen magnetischen Phasen, so die α-Fe-Phase, eine ausreichende durchschnittliche Korngröße auf. Entsprechend sind diese konstituierenden Phasen magnetisch miteinander gekoppelt, indem Austauschwechselwirkungen erfolgen, wobei die Magnetisierungsrichtung der weichen magnetischen Phasen durch die harte magnetische Phase erzwungen wird. Folglich weist die Legierung als Ganzes eine hervorragende Umlaufrechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve auf.
  • Bei bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung können bei geeignet gesteuerten Verfahrensbedingungen, darunter die Zusammensetzung der Legierung, die Kühlgeschwindigkeit der Legierung und die Temperatur der Wärmebehandlung, Boride- und α-Fe-Phasen auf Eisenbasis mit einer Sättigungsmagnetisierung gleich oder größer als diejenige in der R2Fe14B-Phase hergestellt werden. Beispiele für hergestellte Boride auf Eisenbasis sind unter anderem Fe3B (mit einer Sättigungsmagnetisierung von ungefähr 1,5 T) und Fe23B6 (mit einer Sättigungsmagnetisierung von ungefähr 1,6 T). In diesem Fall weist die R2Fe14B-Phase eine Sättigungsmagnetisierung von ungefähr 1,6 T auf, wobei R gleich Nd ist, und die α-Fe-Phase eine Sättigungsmagnetisierung von ungefähr 2,1 T aufweist.
  • Bei bevorzugten Ausführungsbeispielen des erfindungsgemäßen Verfahrens werden derartige ferromagnetische Boride auf Eisenbasis einfach hergestellt. Dies rührt daher, dass, wenn eine schnellverfestigte Legierung, letztere hauptsächlich zusammengesetzt aus einer R2Fe14B-Phase, hergestellt wird, die in der verfestigten Legierung bestehenden amorphen Phasen übergroße Mengen an Bor enthalten. Entsprechend erfolgt bei einem Erwärmen und Kristallisieren der Legierung eine einfache Bindung des überschüssigen Bors an andere Elemente, wodurch eine übermäßige Kernbildung sowie ein übermäßiges Wachstum dieser Boride erfolgen. Erfolgen jedoch eine Bindung des in den amorphen Phasen enthaltenen Bors an andere Elemente und eine Erzeugung eines Gemisches mit einer niedrigen Magnetisierung vor der Wärmebehandlung, so weist der Magnet als Ganzes eine beträchtlich verschlechterte Magnetisierung auf. Im Zusam menhang mit der vorliegenden Beschreibung bezeichnet der Begriff „amorphe Phase" nicht nur eine Phase, in der die Atome in ausreichender Unordnung befindlich sind, sondern auch eine Phase, die äußerst kleine kristalline Bereiche (mit einer Größe von einigen Nanometern oder weniger), Kristallisierungsembryos und/oder atomare Cluster enthält. Insbesondere bezeichnet der Begriff „amorphe Phase" jede Phase mit einer Kristallstruktur, die nicht durch eine Röntgendiffraktionsanalyse oder eine TEM-Analyse bestimmt werden kann. Anders gesagt, es wird jede Phase mit einer Kristallstruktur, die durch eine Röntgendiffraktionsanalyse oder eine TEM-Analayse bestimmbar ist, im Zusammenhang mit der vorliegenden Beschreibung als „kristalline Phase" bezeichnet.
  • Durch die vorliegende Erfindung wird experimentell nachgewiesen und bestätigt, dass bei Zugabe von Ti keine Verschlechterung der Magnetisierung erfolgt, sondern vielmehr eine Verbesserung derselben, was im Gegensatz zu jedem beliebigen anderen metallischen zugegebenen Element, so beispielsweise V, Cr, Mn, Nb oder Mo steht. Darüber hinaus war bei der Zugabe von Ti die Umlaufrechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve erheblich besser als bei irgendeinem anderen der aufgeführten Elemente. Entsprechend wird im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung davon ausgegangen, dass Ti eine Schlüsselrolle bei der Unterdrückung und Minimierung der Bildung von Boriden mit niedrigen Magnetisierungen spielt. Insbesondere bei vergleichsweise kleinen Prozentanteilen von B und Ti in einer Materiallegierung mit einer Zusammensetzung entsprechend den bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung erfolgt ein einfaches Wachstum der Boride auf Eisenbasis mit ferromagnetischen Eigenschaften, während die Legierung einer Wärmebehandlung unterzogen wird. In solch einem Fall erfolgt eine Absorption des in den nicht magnetischen amorphen Phasen enthaltenen Bors in den Boriden auf Eisenbasis. Aus diesem Grunde sinken die Volumenanteile der in der erwärmten und kristallisierten Legierung verbliebenen nicht magnetischen amorphen Phasen, während die ferromagnetische kristalline Phase, was ihren Volumenprozentanteil angeht, zunimmt, wodurch die Remanenz Br steigt.
  • Darüber hinaus erfolgt bei Zugabe von Ti eine Unterdrückung und Minimierung des Kornwachstums der α-Fe-Phase, wodurch hervorragende harte magnetische Eigenschaften erhalten werden. Darüber hinaus können ferromagnetische Phasen neben den R2Fe14B- und α-Fe-Phasen hergestellt werden, wodurch die Ausbildung einer Struktur mit drei oder mehr ferromagnetischen Phasen in der Legierung möglich wird. Im Gegen satz hierzu wird bei Zugabe eines anderen beliebigen Metallelements (beispielsweise Nb, V, Cr usw.) außer Ti das Kornwachstum der α-Fe-Phase in einem vergleichsweise hohen Temperaturbereich bemerkenswert gefördert, wobei in diesem Bereich ein schnelles Wachstum der α-Fe-Phase erfolgt und die Magnetisierungsrichtung der α-Fe-Phase durch Austauschkopplung zwischen den α-Fe- und den harten magnetischen Phasen nicht effektiv erzwungen werden kann. Ein Ergebnis hiervon ist, dass die Entmagnetisierungskurve eine erheblich schlechtere Umlaufrechteckigkeit aufweist.
  • Man beachte, dass sogar bei Zugabe von Nb, Mo oder W anstelle von Ti gute harte magnetische Eigenschaften, darunter eine hervorragende Umlaufrechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve, erhalten werden können, indem eine Wärmebehandlung der Legierung in dem vergleichsweise niedrigen Temperaturbereich, in dem kein Niederschlag der α-Fe-Phase erfolgt, stattfindet. In einer Legierung, die bei einer derartig niedrigen Temperatur behandelt wurde, erfolgt gleichwohl eine Feinverteilung der kristallinen R2Fe14B-Teilchen in den nicht magnetischen amorphen Phasen, weshalb die Legierung keine Nanokompositmagnetstruktur aufweist. Zudem erfolgt, wenn die Legierung bei einer noch höheren Temperatur wärmebehandelt wird, eine Kernbildung der α-Fe-Phase sowie deren Herauswachsen aus den amorphen Phasen. Im Gegensatz zu derjenigen Situation, in der Ti zugegeben wird, wächst die α-Fe-Phase schnell und nimmt mit Blick auf ihre Korngröße nach der Kernbildung übermäßig zu. Als Ergebnis hiervon kann die Magnetisierungsrichtung der α-Fe-Phase nicht mehr effektiv durch Austauschkopplung zwischen der α-Fe-Phase und den harten magnetischen Phasen erzwungen werden, wodurch sich die Umlaufrechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve beträchtlich verschlechtert.
  • Dem steht gegenüber, dass bei Zugabe von V oder Cr anstelle von Ti jedes dieser zugegebenen Metallelemente anitferromagnetisch an Fe koppelt, um eine feste Lösung zu bilden, wodurch sich die Magnetisierung beträchtlich verschlechtert.
  • Wenn im Gegensatz hierzu der Materiallegierung Ti zugegeben wird, erfolgt eine Verlangsamung der Kristallisierungskinetik der α-Fe-Phase, das heißt, die Kernbildung und das Wachstum der α-Fe-Phase nehmen mehr Zeit in Anspruch. Es wird daher im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung davon ausgegangen, dass der Beginn der Kernbildung und des Wachstums der Nd2Fe14B-Phase erfolgt, bevor die α-Fe-Phase grob gewachsen ist. Aus diesem Grunde kann bei Zugabe von Ti ein ausreichendes Wachstum der Kristallkörner der Nd2Fe14B-Phase wie auch eine gleichmäßige Verteilung erfolgen, bevor die α-Fe-Phase übermäßig gewachsen ist.
  • Entsprechend wird, wenn nur Ti zugegeben wird, die Kristallkornvergröberung der α-Fe-Phase in ausreichendem Umfang unterdrückt und minimiert, weshalb Boride auf Eisenbasis mit ferromagnetischen Eigenschaften entstehen. Darüber hinaus spielt Ti, genauso wie B und C, eine wichtige Rolle als Element, das die Kristallisierung der anfänglichen Fe-Kristalle (das heißt von γ-Fe, das in α-Fe umgewandelt wird) während des Schmelzschockkühlungsvorgangs verzögert, wodurch die Herstellung einer supergekühlten Flüssigkeit erleichtert wird. Entsprechend erhält man, auch wenn eine Schmelze der Legierung enthaltend Titan bei einer vergleichsweise niedrigen Kühlgeschwindigkeit zwischen ungefähr 102°C/sec und ungefähr 104°C/sec schnellgekühlt und verfestigt wird, eine schnellverfestigte Legierung, in der kein Niederschlag der α-Fe-Phase mit übermäßig großer Korngröße erfolgt, sondern die vielmehr die mikrokristalline R2Fe14B-Phase mit ungefähr 60 Vol.-% oder mehr (und bisweilen auch Boride auf Eisenbasis) enthält.
  • In bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung kommt vorzugsweise ein Abstreifgießvorgang zum Einsatz, bei dem eine Schmelze über eine Rutsche (das heißt eine als Beispiel angegebene Führung, wie vorstehend beschrieben) auf eine Kühlwalze gegossen wird, ohne dass die Strömungsgeschwindigkeit der Schmelze durch Einsatz einer Düsenöffnung gesteuert würde. Entsprechend ist der erfindungsgemäße Vorgang im Vergleich zu einem Schmelzspinnvorgang, der auf eine Steuerung der Strömungsgeschwindigkeit durch Verwendung einer Düsenöffnung setzt, viel produktiver und kostengünstiger. Um die Schmelze der Seltene-Erden-Legierung vom R-Fe-B-Typ in einem Kühlgeschwindigkeitsbereich, der auch bei einem Abstreifgießvorgang praktikabel ist, amorph zu machen, wird üblicherweise B (Bor) mit vorzugsweise ungefähr 10 At.-% oder mehr zugegeben. Wird zu viel B zugegeben, so verbleiben nicht magnetische amorphe Phasen mit hohen B-Konzentrationen in der Struktur der Metalllegierung, und zwar auch nachdem eine Erwärmung und Kristallisierung der schnellverfestigten Legierung erfolgt ist. Dies bedeutet, dass keine gleichmäßige mikrokristalline Struktur erhalten wird. Als Ergebnis ist der Volumenprozentanteil der ferromagnetischen Phasen niedriger, und die Magnetisierung sinkt. Wird jedoch wie bei den bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung Ti zugegeben, so werden die vorstehend beschriebenen Phänomene beobachtet. Folglich werden Boride auf Eisenbasis mit einer hohen Sättigungsmagnetisierung gebildet, wobei die Magnetisierung unerwartet stark zunimmt.
  • Bevorzugte Zusammensetzung
  • Liegt der Gesamtstoffmengenanteil x von B und C bei ungefähr 10 At.-% oder weniger, so ist die Herstellung einer schnellverfestigten Legierung schwierig, bei der die mikrokristalline R2Fe14B-Phase und die amorphen Phasen bei einer niedrigen Kühlgeschwindigkeit von ungefähr 102°C/sec bis ungefähr 105°C/sec nebeneinander bestehen. Auch wenn die Legierung anschließend wärmebehandelt wird, ist die resultierende Koerzitivität nicht überaus hoch. Zudem werden, wenn der Stoffmengenanteil x bei ungefähr 10 At.-% oder weniger liegt, keine Boride auf Eisenbasis mit hohen Sättigungsmagnetisierungen erzeugt. Das in den Boriden auf Eisenbasis enthaltene Bor geht eine Bindung mit dem Titan ein, um eine chemisch stabile Substanz zu bilden. Entsprechend gilt: Je höher der Prozentanteil der Boride auf Eisenbasis ist, desto höher ist die Korrosionsbeständigkeit des resultierenden Magneten. Aus diesen Gründen ist x größer als ungefähr 10 At.-%. Dem steht gegenüber, dass, wenn der Gesamtstoffmengenanteil x von B und C annähernd 25 At.-% übersteigt, der Volumenprozentanteil der in der Legierung auch nach der Erwärmung und Kristallisierung derselben verbliebenen amorphen Phasen steigt. Zusätzlich besteht ein Nachteil darin, dass der Prozentanteil der α-Fe-Phase, die eine höhere Sättigungsmagnetisierung als jede andere konstituierende Phase aufweist, sinkt, was im Ergebnis auch die Remanenz Br verringert. Eingedenk dieser Überlegungen ist der Gesamtstoffmengenanteil x von B und C größer als 10 At.-% und gleich oder kleiner als 25 At.-%, vorzugsweise größer als 10 At.-% und gleich oder kleiner als 17 At.-%.
  • Das (atomare) Verhältnis p von C zu B und C liegt zwischen 0 und 0,25. Um die für den Zusatz C erwarteten Wirkungen zu erreichen, sollte das Verhältnis p vorzugsweise gleich oder größer als ungefähr 0,01 sein. Dies hat folgenden Grund. Ist p kleiner als ungefähr 0,01, so erhält man auch bei Zugabe von C nahezu keine erwarteten Wirkungen. Dem steht gegenüber, dass, wenn p weit größer als 0,25 ist, der Volumenprozentanteil der hergestellten α-Fe-Phase zu stark steigt, was eine Verschlechterung der resul tierenden magnetischen Eigenschaften bewirkt. Die untere Grenze für das Verhältnis p liegt vorzugsweise bei 0,02, während die obere Grenze hiervon vorzugsweise bei 0,20 liegt. Bevorzugt ist, wenn das Verhältnis p zwischen 0,08 und 0,15 liegt.
  • R ist wenigstens ein Element von den Seltene-Erden-Elementen (einschließlich Y). Vorzugsweise enthält R im Wesentlichen kein La oder Ce. Dies rührt daher, dass bei einem Vorhandensein von La oder Ce das in der R2Fe14B-Phase enthaltene R (typischerweise Nd) durch La oder Ce ersetzt werden könnte, was die Koerzitivität und die Umlaufrechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve senkt. Gleichwohl sind die magnetischen Eigenschaften nicht derart stark betroffen, wenn ein sehr kleiner Prozentanteil (das heißt ungefähr 0,5 At.-% oder weniger) von La oder Ce als unvermeidlicherweise enthaltene Verunreinigung vorhanden ist. Daher bedeuten die Wendungen „im Wesentlichen kein La oder Ce" oder „im Wesentlichen ohne La oder Ce" in der vorliegenden Beschreibung, dass der Gehalt an La oder Ce bei ungefähr 0,5 At.-% oder weniger liegt.
  • Insbesondere enthält R vorzugsweise Pr oder Nd als unerlässliches Element, von denen ein Teil durch Dy und/oder Tb ersetzt werden kann. Liegt der Stoffmengenanteil y von R bei weniger als ungefähr 6 At.-%, so kristallisieren feine Körner in der mikrokristallinen R2FeB-Struktur, die für die Koerzitivität erforderlich ist, nicht in ausreichendem Umfang, weshalb die gewünschte hohe Koerzitivität nicht erreicht werden kann. Dem steht gegenüber, dass, wenn der Stoffmengenanteil y von R gleich oder größer als ungefähr 10 At.-% ist, der Prozentanteil der Boride auf Eisenbasis mit ferromagnetischen Eigenschaften sinkt, wohingegen derjenige der B-reichen nicht magnetischen Phasen steigt. Im Ergebnis kann die gewünschte Nanokompositstruktur nicht ausgebildet werden, und die Magnetisierung fällt. Aus diesen Gründen ist der Stoffmengenanteil y des Seltene-Erden-Elementes R gleich oder größer als 6 At.-%, jedoch kleiner als 10 At.-% (beispielsweise von ungefähr 6 At.-% bis ungefähr 9,5 At.-%). Besonders bevorzugt liegt er zwischen ungefähr 8 At.-% und ungefähr 9,3 At.-%, und ganz besonders bevorzugt zwischen ungefähr 8,3 At.-% und ungefähr 9,0 At.-%.
  • Das zugegebene Ti trägt wirkungsvoller zur Kernbildung und zum Wachstum der harten Magnetphasen als der weichen Magnetphasen bei, während die geschmolzene Legierung schnellgekühlt und verfestigt wird. Zudem steigert das zugegebene Ti die Koerziti vität HcJ, die Remanenz Br und das maximale Energieprodukt (BA)max und verbessert die Umlaufrechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve.
  • Liegt der Stoffmengenanteil z von Ti bei weniger als ungefähr 0,5 At.-%, so können die vorstehend beschriebenen Wirkungen nicht in vollem Umfang eintreten, auch wenn Ti zugegeben wird. Gleichwohl steigt, wenn der Stoffmengenanteil z von Ti ungefähr 12 At.-% übersteigt, der Volumenprozentanteil der in der Legierung auch nach der Erwärmung und Kristallisierung derselben enthaltenen amorphen Phasen, und die Remanenz Br sinkt. Eingedenk dieser Überlegungen liegt der Stoffmengenanteil z von Ti in einem Bereich von 0,5 At.-% bis 12 At.-%. Die untere Grenze eines bevorzugten Bereiches für z liegt bei 1,0 At.-%, während die zugehörige obere Grenze bei 6 At.-% liegt. Ganz besonders bevorzugt ist eine untere Grenze von 5 At.-% für den Bereich von z.
  • Darüber hinaus gilt: Je höher der Gesamtstoffmengenanteil x von B und C ist, desto wahrscheinlicher erfolgt eine Bildung amorpher Phasen einschließlich eines übermäßigen Prozentanteils von beispielsweise Bor. Entsprechend sollte der Stoffmengenanteil z von Ti vorzugsweise aus demselben Grunde höher angesetzt werden. Ti hat eine starke Affinität zu B und wird um die Korngrenzen der harten magnetischen Phasen herum kondensiert. Gleichzeitig ist, wenn das Verhältnis des Stoffmengenanteils z von Ti zu dem Stoffmengenanteil x von B zu hoch ist, Ti um die Korngrenzen herum nicht mehr vorhanden, sondern geht in dem R2Fe14B-Gemisch auf, wodurch die Magnetisierung möglicherweise sinkt. Gleichwohl erfolgt, wenn das Verhältnis z/x zu gering ist, eine übermäßige Bildung nicht magnetischer B-reicher amorpher Phasen. Die vorliegende Erfindung bestätigt experimentell, dass die Stoffmengenanteile x und z vorzugsweise derart gewählt werden, dass die Ungleichung 0,05 ≤ z/x ≤ 0,4, bevorzugt die Ungleichung 0,1 ≤ z/x ≤ 0,35 und ganz besonders bevorzugt die Ungleichung 0,13 ≤ z/x ≤ 0,3 erfüllt ist.
  • Um verschiedene gewünschte Vorteile und Wirkungen zu erzielen, wird ein metallisches Element M beziehungsweise werden metallische Elemente M zugegeben. M ist wenigstens ein Element aus einer Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au und Ag enthaltenden Gruppe.
  • Der Balancestoff (Gleichgewichtsstoff, Balance) der Materiallegierung kann im Gegensatz zu den Elementen B, C, R, Ti und M allein Fe sein. Alternativ kann wenigstens ein Übergangsmetallelement T aus der Co und Ni enthaltenden Gruppe einen Teil des Fe ersetzen, da die gewünschten harten magnetischen Eigenschaften auch in diesem Fall erreichbar sind. Gleichwohl kann, wenn mehr als ungefähr 50% des Fe durch T ersetzt werden, eine hohe Remanenz Br von ungefähr 0,7 T oder mehr nicht erhalten werden. Aus diesem Grund ist der Prozentanteil des ersetzten Fe vorzugsweise in einem Bereich zwischen ungefähr 0% und ungefähr 50%. Durch Ersetzen eines Teils des Fe durch Co verbessert sich darüber hinaus die Umlaufrechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve, und die Curie-Temperatur der R2Fe14-Phase steigt, wodurch der Wärmewiderstand der Legierung zunimmt. Der Prozentanteil an durch Co einsetzbaren Fe liegt vorzugsweise in einem Bereich von zwischen 0,5% und ungefähr 40%.
  • Nachstehend werden spezielle Beispiele für die bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung unter Bezugnahme auf die begleitende Zeichnung im Detail beschrieben.
  • Zunächst wird ein erstes besonderes bevorzugtes Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung beschrieben.
  • Bei diesem bevorzugten Ausführungsbeispiel wird eine schnellverfestigte Legierung vorzugsweise unter Verwendung der in 1 gezeigten Abstreifwalze hergestellt. Der Vorgang der Herstellung der Legierung wird in einer Edelgasatmosphäre ausgeführt, um zu verhindern, dass die Materiallegierung, die leicht oxidierbare Seltene-Erden-Elemente R und Fe enthält, oxidiert. Das Edelgas kann beispielsweise entweder eines der Edelgase Helium oder Argon oder Stickstoff oder ein anderes geeignetes Gas sein. Die Edelgase Helium oder Argon werden dem Stickstoff vorgezogen, da Stickstoff mit den Seltene-Erden-Elementen R vergleichsweise schnell reagiert.
  • Die Abstreifwalze gemäß 1 ist in einer (nicht gezeigten) Kammer angeordnet, in der eine Edelgasatmosphäre niedrigen Drucks erzeugt werden kann. Wie in 1 gezeigt, umfasst die Abstreifwalze vorzugsweise ein Schmelzgefäß 1 mit einer Ausgießöffnung 2 an der Unterseite, eine Kühlwalze 7, eine Führung mit einer Fallrutsche 4 und einer Rutsche 5 sowie einen Ablösegassprüher 9. Zunächst wird eine Materiallegierung in dem Schmelzgefäß 1 zum Schmelzen gebracht. Anschließend wird die Schmelze 3 über die Ausgießöffnung 2 abgelassen und sodann über die Fallrutsche 4 und die Rutsche 5 auf die Kühlwalze 7 geleitet, sodass darauf eine Schnellkühlung und Verfestigung erfolgen kann. Die Schmelze 3 verlässt nach erfolgter Schnellverfestigung auf der Kühlwalze 7 letztere als dünner Streifen 8, während die Walze 7 eine Drehung ausführt. Der Ablösegassprüher 9 ist vorgesehen, um eine einfache Abnehmbarkeit der einen dünnen Streifen bildenden Legierung 8 von der Kühlwalze 7 zu ermöglichen.
  • Das Schmelzgefäß 1 ist derart ausgelegt, dass ein Leiten der durch Schmelzen der Materiallegierung hergestellten Schmelze 3 auf die Rutsche 5 mit einer im Wesentlichen konstanten Zuführgeschwindigkeit erfolgen kann. Die Zuführgeschwindigkeit ist beispielsweise durch eine Verkippung des Schmelzgefäßes 1 um einen gewünschten Winkel beliebig steuerbar. Die Fallrutsche 4 ist kein unverzichtbares Element der Konstruktion, sondern kann weggelassen werden. In diesem Fall wird die Schmelze 3 direkt aus dem Schmelzgefäß heraus auf die Rutsche 5 gegossen.
  • Der äußere Umfang der Kühlwalze 7 ist vorzugsweise aus einem Material mit einer vergleichsweise guten Wärmeleitfähigkeit (beispielsweise Kupfer) hergestellt. Die Walze 7 weist vorzugsweise einen Durchmesser von ungefähr 30 cm bis ungefähr 100 cm sowie eine Breite von ungefähr 15 cm bis ungefähr 100 cm auf. Die Walze 7 kann von einem (nicht gezeigten) Motor mit einer vorbestimmten Geschwindigkeit gedreht werden. Durch eine Steuerung dieser Drehgeschwindigkeit ist die Oberflächengeschwindigkeit der Kühlwalze 7 beliebig einstellbar. Die von der Abstreifwalze 7 erreichte Kühlgeschwindigkeit ist in einem Bereich von ungefähr 1 × 102°C/sec bis ungefähr 1 × 105°C/sec beispielsweise durch Wahl einer geeigneten Drehgeschwindigkeit der Kühlwalze 7 beliebig einstellbar.
  • Die Oberfläche der Rutsche 5, auf die die Schmelze 3 geleitet wird, bildet einen Kippwinkel α mit der horizontalen Ebene X. Der Abstand zwischen dem entfernten Ende der Rutsche 5 und der Oberfläche der Kühlwalze 7 beträgt vorzugsweise einige Millimeter oder weniger. Zudem ist die Rutsche 5 derart angeordnet, dass die das entfernte Ende der Rutsche 5 mit der Mitte der Kühlwalze 7 verbindende Linie einen Winkel β (wobei gilt: 0 ≤ β ≤ 90°) mit der horizontalen Ebene X bildet. Der Kippwinkel α der Rutsche 5 liegt vorzugsweise zwischen ungefähr 1° und ungefähr 80° und besonders bevorzugt zwischen ungefähr 5° und ungefähr 60°. Der Winkel β liegt vorzugsweise zwischen ungefähr 10° und ungefähr 55°.
  • Nach erfolgtem Gießen der Schmelze 3 auf die Rutsche 5 wird diese von dem entfernten Ende der Rutsche 5 auf die Oberfläche der Kühlwalze 7 geleitet, sodass sich auf letzterer eine Schmelzeschicht 6 ausbildet.
  • Die Rutsche 5 kann den Schmelzestrom 3 durch Verzögern der Strömungsgeschwindigkeit der Schmelze 3 bis zu einem Grad verringern, bei dem sogar eine vorübergehende Rückhaltung des Schmelzestromes 3 erfolgt, der mit einer vorbestimmten Strömungsgeschwindigkeit unablässig aus dem Schmelzgefäß 1 zugeführt wird. Dieser Effekt der Vergleichmäßigung kann zudem durch eine Stauplatte zum selektiven Rückstauen der Oberflächenströmung der auf die Rutsche 5 gegossenen Schmelze 3 gesteigert werden. Durch Verwendung dieser Rutsche 5 kann die Schmelze 3 derart gebildet werden, dass sie in Längsrichtung der Kühlwalze 7 eine im Wesentlichen konstante Breite aufweist. Im Zusammenhang mit der vorliegenden Beschreibung ist die „Längsrichtung" der Kühlwalze 7 äquivalent zur axialen Richtung der Walze 7 (das heißt der aus der Zeichenebene kommenden Richtung). Es kann zudem eine Ausbreitung der ausgegossenen Schmelze 3 derart erfolgen, dass diese eine im Wesentlichen gleichmäßige Dicke aufweist. Ist der Kippwinkel α der die Schmelze führenden Oberfläche der Rutsche 5 eingestellt, so ist die Zuführgeschwindigkeit der Schmelze sehr fein steuerbar. Aufgrund ihres Eigengewichtes strömt die Schmelze 3 auf der gekippten Führungsoberfläche der Rutsche 5 hinunter. Entsprechend weist die Schmelze 3 einen kinetischen Impuls auf, der im Wesentlichen parallel zur horizontalen Richtung (das heißt zur x-Achse) liegt. Dies bedeutet: je größer der Kippwinkel α der Rutsche 5 ist, desto höher ist die Strömungsgeschwindigkeit der Schmelze 3 und desto größer ist deren Impuls.
  • Darüber hinaus kann über die Rutsche 5 auch eine Verstellung der Temperatur der Schmelze 3, die auf die Kühlwalze 7 gelangt, vorgenommen werden. Die Temperatur der Schmelze 3 auf der Rutsche 5 ist vorzugsweise um etwa 100°C oder mehr höher als deren Liquidustemperatur. Dies rührt beispielsweise daher, dass, wenn die Temperatur der Schmelze 3 zu niedrig ist, die anfänglichen TiB2-Kristalle, die die Eigenschaften der resultierenden schnellverfestigten Legierung beeinflussen, örtlich zur Kernbildung übergehen und in der schnellverfestigten Legierung verbleiben können. Ist die Tempera tur der Schmelze zu niedrig, so sollte eine Erhöhung der Viskosität der Schmelze 3 und insbesondere eine Tropfenbildung erfolgen. Die Temperatur der Schmelze 3 auf der Rutsche 5 ist beispielsweise durch Ändern der Temperatur der Schmelze 3, die aus dem Schmelzgefäß 1 auf die Rutsche 5 gegossen wird, sowie durch Ändern der Wärmekapazität der Rutsche 5 steuerbar. Gegebenenfalls kann zu diesem Zweck eine (nicht gezeigte) Erwärmungsvorrichtung für die Rutsche vorgesehen sein.
  • Die Rutsche 5 des bevorzugten Ausführungsbeispiels weist vorzugsweise eine Mehrzahl von Fließkanälen auf, die in gleichmäßigen Abständen in axialer Richtung der Kühlwalze 7 voneinander beabstandet an deren entferntem Ende, das zu dem äußeren Umfang der Kühlwalze hin weist, angeordnet sind. Die Breite jedes dieser Fließkanäle (die der Breite jedes Schmelzestromes entspricht) liegt vorzugsweise in einem Bereich von ungefähr 0,5 cm bis ungefähr 10 cm, besonders bevorzugt in einem Bereich von ungefähr 0,7 cm bis ungefähr 4,9 cm. In dem vorliegenden bevorzugten Ausführungsbeispiel weist jeder Schmelzestrom eine Breite von ungefähr 1 cm in dem entsprechenden Fließkanal auf. Man beachte, dass jeder Schmelzestrom dazu neigt, seine Breite seitlich zu vergrößern, wenn der Schmelzestrom durch den zugehörigen Fließkanal weiterströmt. Da bei dem vorliegenden Ausführungsbeispiel eine Mehrzahl von Fließkanälen auf der Rutsche 5 vorgesehen ist, um eine Mehrzahl von Schmelzeströmen zu erzeugen, sollten nebeneinander strömende Schmelzestrompaare nicht miteinander in Berührung kommen.
  • Nachdem die Schmelze 3 auf die Rutsche 5 gegossen wurde, wird die Schmelze 3 in eine Vielzahl von Schmelzeströmen derart aufgeteilt, dass jeder Schmelzestrom im Wesentlichen die Breite des zugehörigen Fließkanals in axialer Richtung der Kühlwalze 7 aufweist. Sodann erfolgt eine Berührung zwischen jedem dieser Schmelzeströme und der Kühlwalze 7. Anschließend bewegt sich jeder Schmelzestrom 3, der mit einer vorbestimmten Breite auf die Kühlwalze 7 aufgebracht wurde, nach oben auf die Umfangsfläche der Walze 7, während eine Drehung der Walze 7 erfolgt. Auf diese Weise wird der Schmelzestrom 3 schnellgekühlt, während er sich mit der Walze 7 bewegt. Man beachte, dass zur Verhinderung eines Auslaufens der Schmelze der Abstand zwischen dem entfernten Ende der Rutsche 5 und der Kühlwalze 7 vorzugsweise ungefähr 3 mm oder weniger und besonders bevorzugt ungefähr 0,4 mm bis ungefähr 0,7 mm beträgt.
  • Der Abstand zwischen jedem benachbarten Paar von Fließkanälen liegt vorzugsweise zwischen ungefähr 1 cm und ungefähr 10 cm. Auf diese Weise kann die Schmelze 3 mit dem äußeren Umfang der Kühlwalze 7 an voneinander getrennten Orten in Berührung gebracht werden. Anschließend kann eine effektive Kühlung jedes durch den zugehörigen Fließkanal strömenden Schmelzestroms erfolgen. Folglich ist, sogar wenn die Schmelze 3 mit erhöhter Geschwindigkeit auf die Rutsche 5 auftrifft, die gewünschte Kühlgeschwindigkeit erzielbar.
  • Man beachte, dass die Rutsche 5 nicht zwangsweise die vorstehend beschriebene Ausgestaltung aufweisen muss. Alternativ kann die Rutsche 5 lediglich einen Fließkanal aufweisen, oder jeder Schmelzestrom kam mit größerer Breite aufgebracht werden. Weitere Anordnungen der Rutsche 5 können gegebenenfalls ebenfalls vorgenommen werden.
  • Nachdem die Schnellverfestigung der Schmelze 3 am äußeren Umfang der rotierenden Kühlwalze 7 erfolgt ist, verlässt die schnellverfestigte Legierung die Kühlwalze 7 als in Form eines dünnen Streifens vorliegende verfestigte Legierung B. Bei dem vorliegenden bevorzugten Ausführungsbeispiel wird jeder Schmelzestrom, der durch den zugehörigen Fließkanal geströmt ist, als Streifen mit vorbestimmter Breite verfestigt. Sodann wird die verfestigte Legierung aufgerollt und von einem (nicht gezeigten) Aufsammler aufgesammelt.
  • Wie vorstehend ausgeführt, umfasst der Abstreifgießvorgang der vorliegenden Erfindung im Vergleich zu einem Schmelzspinnvorgang keine Düse. Dies bedeutet, dass bei dem Abstreifgießvorgang keines der verschiedenen mit dem Schmelzspinnvorgang in Verbindung stehenden Probleme auftritt. Insbesondere ist bei dem Abstreifgießvorgang die Ausstoßgeschwindigkeit der Schmelze nicht durch den Durchmesser der Düse beschränkt. Zudem erfolgt auch keine Verfestigung der Schmelze an der Düse, wodurch eine Verstopfung der Düse mit unbeabsichtigt verfestigter Legierung erfolgt. Daher ist der Abstreifgießvorgang mit Blick auf eine Massenfertigung äußerst geeignet. Darüber hinaus werden keine Gerätschaften zum Erwärmen der Düse sowie Steuermechanismen für den Druck des Schmelzekopfes benötigt. Als Ergebnis hiervon werden die Kosten für die Arbeitsgeräte und deren Betrieb vorteilhafterweise gesenkt.
  • Darüber hinaus gilt für den Schmelzspinnvorgang, dass die Düse nicht wiederverwendbar ist und nach einmaliger Verwendung entsorgt werden muss, obwohl die Düse mit Blick auf ihre Herstellung ein kostenintensives Element ist. Demgegenüber erlaubt der Abstreifgießvorgang eine wiederholte Verwendung der Rutsche, was daher mit einem sehr viel kostengünstigeren Betrieb einhergeht.
  • Ferner gilt für den Abstreifgießvorgang, dass im Vergleich zum Schmelzspinnvorgang die Kühlwalze mit einer niedrigeren Geschwindigkeit gedreht und das Gewicht der ausgegossenen Schmelze gesteigert werden kann. Daher kann die als dünner Streifen vorliegende schnellverfestigte Legierung dicker ausfallen.
  • Beim Abstreifgießvorgang wird im Gegensatz hierzu die geschmolzene Legierung nicht heftig auf die Oberfläche der Kühlwalze ausgestoßen. Entsprechend ist es, wenn eine Drehung der Kühlwalze mit einer vergleichsweise hohen Geschwindigkeit von ungefähr 10 m/sec oder mehr erfolgt, schwierig, eine ausreichend stabile Schmelzeschicht 6 auf der Oberfläche der Kühlwalze 7 zu bilden. Da keine Düse Verwendung findet, ist darüber hinaus der von der Schmelze auf die Oberfläche der Walze ausgeübte Druck gering. Aus diesem Grunde ist es wahrscheinlich, dass sehr kleine Spalte zwischen der Schmelze und der Walzenoberfläche in demjenigen Bereich entstehen, in dem die Schmelze in engem Kontakt mit der Walzenoberfläche tritt. Folglich ist der bei dem Abstreifgießvorgang erfolgende Kontakt zwischen der Schmelze und der Walzenoberfläche dem bei einem Schmelzspinnvorgang auftretenden Kontakt unterlegen. Dieses Problem des zu geringen Kontaktes und Wege zu dessen Lösung werden nachstehend eingehend beschrieben.
  • Bei dem vorliegenden bevorzugten Ausführungsbeispiel ist die obere Grenze der Zuführgeschwindigkeit der Schmelze als Zuführgeschwindigkeit pro Einheitsbreite des Kontaktbereiches zwischen der Schmelze und der Walzenoberfläche festgelegt. Bei dem Abstreifgießvorgang tritt die Schmelze mit der Kühlwalze derart in Kontakt, dass eine vorbestimmte Kontaktbreite in axialer Richtung der Kühlwalze vorliegt. Entsprechend hängen die Gegebenheiten bei der Schockkühlung der Schmelze stark von der Zuführgeschwindigkeit der Schmelze pro Einheitskontaktbreite ab.
  • Ist die Zuführgeschwindigkeit der Schmelze zu hoch, erfolgt eine Schockkühlung der Kühlwalze mit verminderter Geschwindigkeit. Als Ergebnis hiervon entsteht unbeabsichtigterweise eine schnellverfestigte Legierung, die nicht in ausreichendem Umfang amorph gemacht oder nanokristallisiert wurde, sondern die eine kristalline Struktur mit übermäßigem Volumenprozentanteil und übermäßiger Teilchengröße enthält. Dies bedeutet, dass eine Materiallegierung, die zur Herstellung eines Nanokompositmagneten geeignet wäre, nicht erhalten werden kann. Daher liegt entsprechend dem vorliegenden bevorzugten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung die Zuführgeschwindigkeit (kg/min) pro Einheitskontaktbreite (cm) vorzugsweise bei ungefähr 3 kg/min/cm oder weniger.
  • Darüber hinaus sollte, wenn drei Schmelzeströme derart in Kontakt mit der Kühlwalze gebracht werden, dass jeder Schmelzestrom eine Kontaktbreite von ungefähr 2 cm aufweist, die Zuführgeschwindigkeit vorzugsweise bei ungefähr 0,5 kg/min/cm oder mehr liegen. In diesem Fall wird eine Verarbeitungsgeschwindigkeit von ungefähr 3 kg/min oder mehr erreicht.
  • Bei dem vorliegenden bevorzugten Ausführungsbeispiel wird die Schmelze mit einer Zuführgeschwindigkeit zugeführt, die innerhalb eines vorbestimmten Bereiches auf die Kühlwalze auftrifft, die wiederum mit einer Oberflächengeschwindigkeit rotiert, die ebenfalls in einem bestimmten Bereich liegt. Auf diese Weise kann eine gewünschte schnellverfestigte Legierung auch in einem Abstreifgießvorgang mit hoher Produktivität hergestellt werden. Der Abstreifgießvorgang setzt keine Düse ein, was beispielsweise im Vergleich zu einem Strahlgießvorgang (jet casting) die Herstellungskosten beträchtlich senkt. Entsprechend wird keine Düse benötigt, und Aussetzer beim Fertigungsvorgang bedingt durch eine Verstopfung der Düse werden verhindert.
  • Im vorliegenden bevorzugten Ausführungsbeispiel beträgt die Oberflächengeschwindigkeit der Kühlwalze 5 m/sec oder mehr, jedoch weniger als 20 m/sec. Der Grund hierfür ist wie folgt. Ist die Oberflächengeschwindigkeit der Walze kleiner als ungefähr 5 m/sec, so ist das Kühlvermögen der Walze zu gering, um die gewünschte schnellverfestigte Legierung zu erhalten. Dem steht gegenüber, dass es, wenn die Oberflächengeschwindigkeit der Walze bei ungefähr 20 m/sec oder mehr liegt, für die Walze schwierig ist, die Schmelze nach oben zu verbringen. Anstatt dessen bildet die abgekühlte und verfestigte Legierung dünne Flocken, wodurch es möglicherweise schwierig wird, die Legierung, wie vorgesehen, aufzusammeln. Die beste Oberflächengeschwindigkeit der Walze steht in Beziehung zur Struktur oder dem Material der Kühlwalze sowie zur Zuführgeschwindigkeit der Schmelze. Wenn jedoch die Oberflächengeschwindigkeit der Walze zu hoch ist, wird die resultierende als dünne Streifen vorliegende Legierung äußerst dünn. Ist der Streifen zu dünn, häuft er sich mit zu geringer Dichte in der Kammer auf und nimmt darin ein zu großes Volumen ein. Darüber hinaus erfolgt, wenn die Oberflächengeschwindigkeit der Walze zu hoch ist, ein Einflachen der Teilchen des Magnetpulvers, die durch Pulverisierung der als dünne Streifen vorliegenden Legierung entstehen. Wenn ein derartiges Magnetpulver geschmolzen wird, weist es daher ein verschlechtertes Strömungsvermögen auf. Darüber hinaus können die Gießhohlräume mit einem derartigen Magnetpulver nur zu einem verringerten Prozentanteil verfüllt werden. Als Ergebnis hiervon weist der resultierende Magnet einen verringerten Prozentanteil an Magnetpulver und daher verschlechterte magnetische Eigenschaften auf. Dem steht gegenüber, dass es bei einer zu niedrigen Oberflächengeschwindigkeit der Walze schwierig wird, eine in ausreichendem Umfang hohe Kühlgeschwindigkeit zu erreichen. Eingedenk dieser Aspekte wird die Oberflächengeschwindigkeit der Kühlwalze vorzugsweise zwischen 5 m/sec und ungefähr 20 m/sec, besonders bevorzugt zwischen ungefähr 6 m/sec und ungefähr 15 m/sec und ganz besonders bevorzugt zwischen ungefähr 10 m/sec und ungefähr 13 m/sec gewählt.
  • Man beachte, dass, wenn die Zuführgeschwindigkeit der Schmelze pro Einheitskontraktbreite annähernd 3 kg/min/cm übersteigt, die vorbestimmte Kühlgeschwindigkeit nicht erreicht werden kann, und es zudem schwierig wird, die gewünschte schnellverfestigte Legierung herzustellen. Ein geeigneter Bereich für die Zuführgeschwindigkeit pro Einheitskontaktbreite steht mit der Oberflächengeschwindigkeit und der Struktur der Walze in Beziehung. Vorzugsweise beträgt die Zuführgeschwindigkeit pro Einheitskontaktbreite ungefähr 2 kg/min/cm oder weniger, besonders bevorzugt ungefähr 1,5 kg/min/cm oder weniger.
  • Darüber hinaus sollte die Zuführgeschwindigkeit (oder Verarbeitungsgeschwindigkeit) der Schmelze in der gesamten Vorrichtung vorzugsweise ungefähr 3 kg/min oder mehr betragen. Dies rührt daher, dass eine Zuführgeschwindigkeit der Schmelze von weniger als ungefähr 3 kg/min eine geringe Produktivität bedeutet, was wiederum mit der Un möglichkeit einer Herstellung des Materials zu vernünftigen Kosten einhergeht. Um diese Gesamtzuführgeschwindigkeit der Schmelze zu erreichen, sollte die Zuführgeschwindigkeit pro Einheitskontaktbreite vorzugsweise bei ungefähr 0,4 kg/min/cm oder mehr liegen, wenn die Rutsche und die Kühlwalze geeignete Formen aufweisen.
  • Ist beispielsweise die Walze aus Kupfer hergestellt und weist einen Durchmesser von ungefähr 35 cm sowie eine Breite von ungefähr 15 cm auf, so sollte die Zuführgeschwindigkeit pro Einheitskontaktbreite vorzugsweise zwischen ungefähr 0,5 kg/min/cm und ungefähr 2 kg/min/cm bei einer Oberflächengeschwindigkeit der Walze von ungefähr 5 m/sec bis ungefähr 10 m/sec liegen. In diesem Fall kann ein Schnellkühlvorgang mit einer Gesamtzuführgeschwindigkeit von ungefähr 0,5 kg/min bis ungefähr 6 kg/min ausgeführt werden.
  • Durch geeignete Bestimmung beispielsweise der Form und Gestalt der Rutsche 5, der Breite und der Anzahl der Fließkanäle sowie der Zuführgeschwindigkeit der Schmelze kann die resultierende als dünner Streifen vorliegende schnellverfestigte Legierung eine durchschnittliche Dicke und Breite innerhalb jeweils bevorzugter Bereiche aufweisen. Die als dünner Streifen vorliegende schnellverfestigte Legierung weist vorzugsweise eine Breite von ungefähr 15 mm bis ungefähr 80 mm auf. Darüber hinaus sollte die als dünner Streifen vorliegende Legierung nicht zu dünn, aber auch nicht zu dick sein. Ist die verfestigte Legierung zu dünn, so ist deren Klopfdichte zu niedrig, sodass das beabsichtigte Aufsammeln der Legierung erschwert wird. Ist demgegenüber die verfestigte Schmelze zu dick, so ist möglich, dass die Legierung an der Kontaktfläche zwischen Schmelze und Walze und an der freien Oberfläche (das heißt der Oberfläche der Schmelze) mit unterschiedlichen Kühlgeschwindigkeiten gekühlt wurde. Dies bedeutet, dass gegebenenfalls ein Teil der Legierung im Bereich der freien Oberfläche mit einer nicht ausreichenden Geschwindigkeit gekühlt worden ist. Eingedenk dieser Betrachtungen weist die als dünner Streifen vorliegende Legierung vorzugsweise eine Dicke zwischen ungefähr 50 μm und ungefähr 250 μm, besonders bevorzugt zwischen ungefähr 60 um und ungefähr 200 μm und ganz besonders bevorzugt von ungefähr 70 μm und ungefähr 90 μm auf. Mit Blick auf die Fülldichte des Verbundmagnetkerns weist die als dünner Streifen vorliegende Legierung vorzugsweise eine Dicke von mehr als 80 μm auf.
  • Wärmebehandlung
  • Bei dem vorliegenden bevorzugten Ausführungsbeispiel wird die Wärmebehandlung in einer Argonatmosphäre ausgeführt. Vorzugsweise wird die Legierung mit einer Zunahmegeschwindigkeit der Temperatur von ungefähr 5°C/sec bis ungefähr 20°C/sec erwärmt, für einen Zeitraum von ungefähr 30 sec bis ungefähr 20 min auf einer Temperatur zwischen ungefähr 550°C und ungefähr 850°C gehalten und sodann auf Raumtemperatur abgekühlt. Diese Wärmebehandlung führt zu einer Kernbildung und/oder zum Kristallwachstum der metastabilen Phasen in einer verbleibenden amorphen Phase, wodurch sich eine mikrokristalline Nanokompositstruktur bildet. Entsprechend dem vorliegenden bevorzugten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung macht die mikrokristalline R2F14B-Phase (Nd2Fe14B) bereits ungefähr 60 Vol.-% oder mehr des Gesamtvolumens der Legierung vor der Wärmebehandlung (das heißt nach dem Gießvorgang) aus. Wenn daher die Wärmebehandlung unter diesen Bedingungen ausgeführt wird, nimmt die Größe der α-Fe-Phase und anderer kristalliner Phasen nicht allzu sehr zu, und die jeweiligen konstituierenden Phasen sind neben der mikrokristallinen Nd2Fe14B-Phase (das heißt den weichen magnetischen Phasen) fein und gleichmäßig an der Korngrenze zwischen den mikrokristallinen Nd2Fe14B-Körnern verteilt. Nach der Wärmebehandlung macht die R2Fe14B-Phase (Nd2Fe14B) ungefähr 65 Vol.-% bis ungefähr 85 Vol.-% des Volumens aus.
  • Ist die Temperatur der Wärmebehandlung niedriger als ungefähr 550°C, so kann eine große Menge amorpher Phasen auch nach der Wärmebehandlung zurückbleiben, und die resultierende Koerzitivität erreicht gegebenenfalls in Abhängigkeit von den Bedingungen des Schnellkühlvorgangs nicht das gewünschte Niveau. Dem steht gegenüber, dass, wenn die Temperatur der Wärmebehandlung ungefähr 850°C übersteigt, das Kornwachstum der jeweiligen konstituierenden Phasen zu weit fortschreitet, wodurch die Remanenz Br und die Umlaufrechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve schlechter werden. Aus diesen Gründen liegt die Wärmebehandlungstemperatur vorzugsweise in einem Bereich zwischen ungefähr 550°C und ungefähr 850°C und besonders bevorzugt zwischen ungefähr 570°C bis ungefähr 820°C.
  • Bei bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung ist eine ausreichende Menge der Kristallkörner der Nd2Fe14B-Phase gleichmäßig und fein in der schnellver festigten Legierung verteilt. Entsprechend kann, sogar wenn die schnellverfestigte Legierung nicht wärmebehandelt ist, die lediglich verfestigte Legierung ausreichende magnetische Eigenschaften aufweisen. Dies bedeutet, dass bei der vorliegenden Erfindung die Wärmebehandlung für die Kristallisierung nicht unverzichtbar ist. Um jedoch die magnetischen Eigenschaften weiter zu verbessern, wird (Nd2Fe14B) die Wärmebehandlung durchgeführt. Darüber hinaus können, obwohl die Wärmebehandlung bei Temperaturen ausgeführt wird, die niedriger als bei den bekannten Verfahren sind, die magnetischen Eigenschaften beträchtlich verbessert werden.
  • Um eine Oxidierung der Legierung zu verhindern, wird die Wärmebehandlung vorzugsweise in einer Edelgasatmosphäre (beispielsweise einem Argon- oder N2-Gas) bei ungefähr 50 kPa oder weniger ausgeführt. Die Wärmebehandlung kann auch in einem Vakuum von ungefähr 0,1 kPa oder weniger ausgeführt werden.
  • Vor der Wärmebehandlung kann die schnellverfestigte Legierung metastabile Phasen, so beispielsweise Fe3B-, Fe23B6-, R2Fe14B- und R2Fe23B3-Phasen zusätzlich zu den R2Fe14B-Phasen (Nd2Fe14B) und den amorphem Phasen enthalten. In diesem Fall verschwindet nach erfolgter Wärmebehandlung die R2Fe23B-Phase. Anstatt dessen wachsen gegebenenfalls Kristallkörner eines Borids auf Eisenbasis (beispielsweise Fe23B6), die eine Sättigungsmagnetisierung größer gleich derjenigen der R2Fe14B-Phase oder der α-Fe-Phase aufweisen. Man beachte, dass die Fe3B-Phase im Zusammenhang mit der vorliegenden Beschreibung eine „Fe3, 5B-Phase" enthält.
  • Bei dem bevorzugten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung können, sogar wenn weiche magnetische Phasen wie die α-Fe-Phase, die Kristallkorngrößen aufweisen, die im Vergleich zu der R2Fe14B-Phase kleiner sind, in dem resultierenden Magnet vorhanden sind, immer noch hervorragende magnetische Eigenschaften erreicht werden, da die weichen und harten magnetischen Phasen über Austauschwechselwirkungen miteinander gekoppelt sind.
  • Nach der Wärmebehandlung sollte die Nd2Fe14B-Phase vorzugsweise eine durchschnittliche Kristallkorngröße von ungefähr 300 nm oder weniger aufweisen, was der Größe einer einzelnen magnetischen Domäne entspricht. Die durchschnittliche Kristallkorngröße der Nd2Fe14B-Phase liegt vorzugsweise zwischen ungefähr 20 nm bis ungefähr 200 nm, besonders bevorzugt zwischen ungefähr 20 nm bis ungefähr 150 nm. Dem steht gegenüber, dass, wenn die ferromagnetischen Boride auf Eisenbasis und die α-Fe-Phasen eine durchschnittliche Kristallkorngröße von mehr als ungefähr 50 nm aufweisen, die Austauschwechselwirkungen zwischen den jeweiligen konstituierenden Phasen geschwächt werden, wodurch die Umlaufrechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve schlechter wird, und (BA)max sinkt. Üblicherweise bilden diese Phasen keinen Niederschlag in Form sehr kleiner Kristallite (mit einer Größe von weniger als 1 nm im Durchmesser), sondern werden als Kristallite mit einer Größe gebildet, die im Bereich einiger wenige Nanometer im Durchmesser liegt. Aus diesen Gründen sollten die weichen Magnetphasen, so beispielsweise Boride- und α-Fe-Phasen, vorzugsweise eine durchschnittliche Kristallkorngröße von ungefähr 1 nm bis ungefähr 50 nm, besonders bevorzugt von ungefähr 5 nm bis ungefähr 30 nm aufweisen. Um die magnetischen Eigenschaften weiter zu verbessern, weist die Nd2Fe14B-Phase vorzugsweise eine durchschnittliche Kristallkorngröße von ungefähr 1 nm bis ungefähr 30 nm auf. Zudem ist die durchschnittliche Kristallkorngröße der Nd2Fe14B-Phase vorzugsweise größer als diejenige der weichen magnetischen Phasen.
  • Entsprechend einem bevorzugten Ausführungsbeispiel kann darüber hinaus eine mikrokristalline Struktur beispielsweise entsprechend derjenigen in 2 erhalten werden, bei der feine Kristallkörner einer Boridphase (beispielsweise einer (Fe, Ti)-B-Mischphase) um die Korngrenzen oder Untergrenzen der Nd2Fe14B-Phase herum verteilt sind. Eine derartige Struktur maximiert auf geeignete Weise die Austauschwechselwirkungen zwischen den jeweiligen konstituierenden Phasen. Ti ist in dem Borid auf Eisenbasis vorhanden. Dies rührt wahrscheinlich daher, dass Ti eine enge Affinität zu B aufweist und leicht in dem Borid auf Eisenbasis konzentriert wird. Mit anderen Worten, Ti und B gehen in dem Borid auf Eisenbasis eine starke Bindung ein. Daher stabilisiert das zugegebene Ti das Borid auf Eisenbasis chemisch.
  • Man beachte, dass der dünne Streifen der schnellvertestigten Legierung vor der Wärmebehandlung grobgeschnitten oder pulverisiert werden kann. Nach der Wärmebehandlung kann die resultierende magnetische Legierung fein pulverisiert werden, um ein magnetisches Pulver zu erhalten. Im Anschluss können verschiedene Arten von Verbundmagneten aus diesem Pulver hergestellt werden, indem bekannte Verfahrensschritte an dem Pulver ausgeführt werden. Bei der Herstellung eines Verbundmagneten wird das Magnetpulver der resultierenden Legierung auf Eisenbasis mit einem Epoxid- oder Nylonharzbindemittel vermischt und sodann in eine gewünschte Form gegossen. In diesem Fall kann ein magnetisches Pulver eines beliebigen anderen Typs (beispielsweise Magnetpulver vom Sm-Fe-N-Typ oder ein hartes Ferritmagnetpulver) mit dem Nanokompositmagnetpulver vermischt werden.
  • Unter Verwendung des resultierenden Verbundmagneten der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung können Motoren, Stellglieder und verschiedene andere Drehmaschinen hergestellt werden.
  • Bei der Verwendung des Magnetpulvers gemäß verschiedenen bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung für einen spritzgegossenen Verbundmagneten wird das Pulver vorzugsweise derart pulverisiert, dass es eine durchschnittliche Teilchengröße von annähernd 200 μm oder weniger, besonders bevorzugt von ungefähr 300 μm bis ungefähr 150 μm aufweist. Demgegenüber erfolgt, wenn das erfindungsgemäße Magnetpulver für einen druckgegossenen Verbundmagneten verwendet wird, vorzugsweise eine Pulverisierung des Pulvers derart, dass eine durchschnittliche Teilchengröße von ungefähr 300 μm oder weniger, besonders bevorzugt von ungefähr 30 μm bis ungefähr 250 μm und ganz besonders bevorzugt von ungefähr 50 μm bis ungefähr 200 μm mit einer bimodalen Größenverteilung aufweist.
  • Nachstehend wird ein zweites besonderes bevorzugtes Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung beschrieben.
  • Wird die Schmelze einer Materiallegierung mit der vorstehend beschriebenen Zusammensetzung enthaltend Ti als unverzichtbares Element in einem Abstreifgießvorgang schnellgekühlt und verfestigt, so bildet sich wahrscheinlich ein Gemisch aus Ti und B (beispielsweise TiB2) in der Schmelze aus. Als Ergebnis wird die Liquidustemperatur der Schmelze höher als diejenige der Schmelze einer Materiallegierung für einen Seltene-Erden-Magneten auf Eisenbasis mit bekannter Zusammensetzung. Sobald die Liquidustemperatur der Schmelze angestiegen ist, sollte die Temperatur der Schmelze (beispielsweise auf ungefähr 100°C mehr als die Liquidustemperatur) angehoben werden, um die Viskosität der Schmelze ausreichend niedrig zu halten. Andernfalls kann die Schmelze nicht ausreichend konstant vergossen werden.
  • Wird jedoch die Temperatur der zu vergießenden, schnellzukühlenden und zu verfestigenden Schmelze auf der Oberfläche der Kühlwalze erhöht, so steigt auch die Oberflächentemperatur der Walze. In diesem Fall wird es für die resultierende in einem dünnen Streifen vorliegende schnellverfestigte Legierung schwieriger, die Kühlwalze zu verlassen. Infolgedessen wickelt sich die verfestigte Legierung leicht um die Walze. Sobald sich die in einem dünnen Streifen vorliegende Legierung um die Walze herum aufgewickelt hat, werden die Schmelzeströme nacheinander auf die aufgewickelte Legierung geleitet, wodurch die durchschnittliche Korngröße der in der schnellverfestigten Legierung erzeugten kristallinen Phasen beträchtlich ansteigt. Im Gefolge werden die resultierenden magnetischen Eigenschaften beträchtlich verschlechtert.
  • Ein derartiges Problem wird bei einem Schmelzspinnvorgang eher selten beobachtet, da bei diesem eine ein vergleichsweise geringes Gewicht aufweisende Schmelze durch eine Düse ausgestoßen wird. Bei dem Schmelzspinnvorgang ist die mit der Oberfläche der Kühlwalze in Kontakt tretende Menge der Schmelze sehr gering, und die heftig ausgestoßene Schmelze kann in engen Kontakt mit der Oberfläche der Walze treten. Im Ergebnis ist es weniger wahrscheinlich, dass sich die Fähigkeit der Walze, die Schmelze zu kühlen, verschlechtert, sodass die Schmelze gleichmäßig und mit einer ausreichend hohen Geschwindigkeit abgekühlt werden kann.
  • Dem steht gegenüber, dass es entsprechend dem Abstreifgießvorgang schwierig ist, eine große Menge von Schmelze gleichmäßig mit ausreichend hoher Geschwindigkeit zu kühlen, da keine Düse Verwendung findet. Zudem hängen, wenn die Materiallegierung die erfindungsgemäße Zusammensetzung aufweist, die mikrokristalline Struktur der schnellverfestigten Legierung und die resultierenden magnetischen Eigenschaften in großem Umfang von der Geschwindigkeit oder Gleichmäßigkeit ab, mit der die Schmelze schnellgekühlt wird. Aus diesen Gründen ist es bei einer Hochleistungsmassenfertigung von Nanokompositmagneten in dem Abstreifgießvorgang notwendig, ein Aufwickeln der in einem dünnen Streifen vorliegenden Legierung auf der Kühlwalze zu verhindern.
  • Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung wurde entdeckt, dass bei Zugabe von Nb in geeigneter Menge zu der Materiallegierung mit der vorstehend beschriebenen Zusammensetzung die Liquidustemperatur der Legierung um annähernd 10°C oder mehr (beispielsweise ungefähr 40°C bis ungefähr 80°C) sinkt. Sobald die Liquidustemperatur der Schmelze gesunken ist, steigt die Viskosität der Schmelze kaum mehr, auch wenn deren Temperatur gesenkt wird. Daher kann die Schmelze kontinuierlich und konstant mit niedrigerer Geschwindigkeit vergossen werden. Zudem kann, wenn die Temperatur der vergossenen Schmelze gesenkt ist, diese in ausreichendem Umfang auf der Oberfläche der Kühlwalze gekühlt werden. Folglich ist es möglich zu verhindern, dass sich die schnellverfestigte Legierung um die Walze herumwickelt. Darüber hinaus kann die schnellverfestigte Legierung eine gleichmäßige mikrokristalline Struktur und eine in großem Umfang verringerte durchschnittliche Korngröße aufweisen.
  • Daher wird bei dem vorliegenden bevorzugten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung eine Schmelze einer Materiallegierung mit einer Zusammensetzung gemäß der allgemeinen Formel (Fe1-mTm)100-x-y-z-n(B1-pCp)xRyTiZNbn in einem Abstreifgießvorgang schnellgekühlt und verfestigt. In dieser Formel ist T wenigstens ein Element aus einer Co und Ni enthaltenen Gruppe sowie R wenigstens ein Element aus einer Y (Yttrium) und die Seltene-Erden-Elemente enthaltenden Gruppe, wobei die Stoffmengenanteile x, y, z, m, n und p jeweils den nachstehenden Ungleichungen genügen:
    10 At.-% < x ≤ 25 At.-%
    6 At.-% ≤ y < 10 At.-%
    0,5 At.-% ≤ z ≤ 12 At.-%
    0 ≤ m ≤ 0,5
    0 At.-% ≤ n ≤ 10 At.-%
    0 ≤ p ≤ 0,25
  • Man beachte, dass zur Verhinderung, dass sich die verfestigte Legierung um die Kühlwalze wickelt, vorzugsweise nicht nur die Zugabe von Nb, sondern auch eine Steuerung des atmosphärischen Gasdrucks in einem geeigneten Bereich erfolgen sollte.
  • Bei dem vorliegenden bevorzugten Ausführungsbeispiel wird eine schnellverfestigte Legierung unter Verwendung der in 3 gezeigten Abstreifwalze hergestellt. Der Vorgang der Herstellung der Legierung wird vorzugsweise in einer Edelgasatmosphäre ausgeführt, um zu verhindern, dass die Materiallegierung, die leicht oxidierbare Seltene- Erden-Elemente R und Fe enthält, oxidiert. Das Edelgas kann entweder Helium oder Argon oder beispielsweise auch Stickstoff sein.
  • Die in 3 gezeigte Abstreifwalze ist in einer Kammer angeordnet, in der eine Edelgasatmosphäre niedrigen Drucks erzeugt werden kann. Entsprechend der Abstreifwalze von 1, umfasst die in 3 gezeigte Abstreifwalze vorzugsweise ebenfalls ein Schmelzgefäß 1, eine Kühlwalze 7, eine Rutsche (Gießwanne) 5 und einen Ablösegassprüher 9. Zunächst wird eine Materiallegierung in dem Schmelzgefäß 1 geschmolzen. Anschließend wird die Schmelze 3 aus dem Schmelzgefäß 1 über die Rutsche 5 derart auf die Kühlwalze 7 gegossen, dass eine Schnellkühlung und Verfestigung auf der Walze erfolgen kann. Die auf der Kühlwalze 7 schnellverfestigte Schmelze 3 verlässt sodann die Walze 7 als dünner Streifen 8, während die Walze 7 weiterrotiert. Der Ablösegassprüher 9 ist vorgesehen, um eine einfache Abnehmbarkeit der als dünne Streifen vorliegenden Legierung 8 von der Kühlwalze 7 zu ermöglichen.
  • Das Schmelzgefäß 1 ist derart ausgestaltet, dass ein Leiten der durch Schmelzen der Materiallegierung hergestellten Schmelze 3 auf die Rutsche 5 mit einer im Wesentlichen konstanten Geschwindigkeit erfolgen kann. Diese Zuführgeschwindigkeit ist beispielsweise durch Kippen des Schmelzgefäßes um einen gewünschten Winkel beliebig steuerbar.
  • Der äußere Umfang der Kühlwalze 7 ist vorzugsweise aus einem Material mit guter Wärmeleitfähigkeit (beispielsweise Kupfer) hergestellt. Die Walze 7 kann einen Durchmesser (= 2R) von ungefähr 30 cm bis ungefähr 100 cm sowie eine Breite von ungefähr 15 cm bis ungefähr 100 cm aufweisen. Die Drehung der Walze 7 wird durch einen (nicht gezeigten) Motor mit einer vorbestimmten Geschwindigkeit bewirkt. Durch eine Steuerung von dessen Drehgeschwindigkeit ist die Oberflächengeschwindigkeit der Kühlwalze 7 beliebig einstellbar. Die bei dieser Abstreifwalze erreichte Kühlgeschwindigkeit ist in einem Bereich von ungefähr 102°C/sec bis ungefähr 2 × 104°C/sec steuerbar, indem beispielsweise eine geeignete Drehgeschwindigkeit für die Kühlwalze 7 gewählt wird.
  • Die auf die Rutsche 5 gegossene Schmelze 3 wird von dem entfernten Ende der Rutsche 5 auf die Oberfläche der Kühlwalze 7 verbracht, ohne dass Druck ausgeübt würde, sodass sich auf der Oberfläche der Kühlwalze 7 eine Schmelzeschicht ausbildet.
  • Die Rutsche 5 kann beispielsweise aus keramischem Material hergestellt sein. Die Rutsche 5 kann den Strom der Schmelze 3 vergleichmäßigen, indem die Strömungsgeschwindigkeit der Schmelze 3 in einem Umfang verzögert wird, dass der Strom der Schmelze 3, der aus dem Schmelzgefäß mit einer vorbestimmten Strömungsgeschwindigkeit kontinuierlich zugeführt wird, vorübergehend anhält. Dieser vergleichmäßigende Effekt kann unter Zuhilfenahme einer Stauplatte zum selektiven Rückstauen des Oberflächenstromes der auf die Rutsche 5 gegossenen Schmelze 3 weiter verbessert werden.
  • Dieselben Bedingungen, wie im Zusammenhang mit dem besonderen bevorzugten ersten Ausführungsbeispiel erläutert, können auch bei dem Abstreifgießvorgang des zweiten besonderen bevorzugten Ausführungsbeispieles der vorliegenden Erfindung Verwendung finden. Sobald die schnellverfestigte Legierung hergestellt ist, können auch hier dieselben Verfahrensschritte, wie im Zusammenhang mit dem ersten besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiel erläutert, an der schnellverfestigten Legierung ausgeführt werden.
  • Bei dem zweiten besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung wird vorzugsweise Nb, zusammen mit Ti, der Seltene-Erden-Legierung auf Eisenbasis zugesetzt, wodurch die Liquidustemperatur der geschmolzenen Legierung gesenkt wird. Infolgedessen kann eine in ausreichendem Umfang konstante Massenfertigung der schnellverfestigten Legierung erfolgen.
  • Man beachte, dass der Stoffmengenanteil von Nb vorzugsweise zwischen ungefähr 0,1 At.-% und ungefähr 5 At.-%, bevorzugt zwischen ungefähr 0,5 At.-% und ungefähr 3 At.-% liegt.
  • Nachstehend wird ein drittes besonderes bevorzugtes Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung beschrieben.
  • Wie bereits im Zusammenhang mit dem zweiten besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiel beschrieben, wird ein Gemisch aus Ti und B (beispielsweise TiB2) in der Schmelze der Legierung mit erfindungsgemäßer Zusammensetzung leicht gebildet. Als ein Ergebnis wird die Liquidustemperatur der Schmelze höher als diejenige der Schmelze der Materiallegierung eines Seltene-Erden-Magneten auf Eisenbasis mit der bekannten Zusammensetzung.
  • Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung wurde entdeckt, dass bei Zugabe einer ausreichenden Menge von C (Kohlenstoff) in die Materiallegierung auf Eisenbasis mit Ti und B die Liquidustemperatur der Schmelze der Legierung um ungefähr 5°C oder mehr (beispielsweise ungefähr 10°C bis 40°C) sinkt. Sobald die Liquidustemperatur der Schmelze bedingt durch die Zugabe von Kohlenstoff gefallen ist, steigt die Viskosität der Schmelze kaum mehr, auch wenn die Temperatur der Schmelze gesenkt wird. Dies rührt daher, dass die Kristallisierung des Ti-B-Gemisches, beispielsweise des TiB2, gehemmt wird. Auf diese Weise kann ein konstanter Schmelzestrom kontinuierlich gebildet werden. Zudem kann, wenn die Temperatur der vergossenen Schmelze gesenkt wird, diese in ausreichendem Umfang auf der Oberfläche der Kühlwalze gekühlt werden. Infolgedessen ist es möglich, das Aufwickeln der schnellverfestigten Legierung auf der Walze zu verhindern. Darüber hinaus weist die schnellverfestigte Legierung eine gleichmäßige Struktur auf, wie auch eine in großem Umfang verringerte durchschnittliche Korngröße.
  • Bei dem vorliegenden bevorzugten Ausführungsbeispiel der Erfindung wird die Schmelze einer Materiallegierung mit einer Zusammensetzung gemäß der allgemeinen Formel (Fe1-mTm)100-x-y-z-n(B1-pCp)xRyTiZMn in einem Abstreifgießvorgang schnellgekühlt und verfestigt, wobei T wenigstens ein Element aus einer Co und Ni enthaltenen Gruppe, R wenigstens ein Element aus einer Y (Yttrium) und die Seltene-Erden-Elemente enthaltenden Gruppe sowie M wenigstens ein Element aus einer Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb enthaltenden Gruppe bezeichnen.
  • Darüber hinaus genügen die Stoffmengenanteile x, y, z, m, n und p jeweils den nachstehenden Ungleichungen:
    10 At.-% < x ≤ 25 At.-%
    6 At.-% ≤ y < 10 At.-%
    0,5 At.-% ≤ z ≤ 12 At.-%
    0 ≤ m ≤ 0,5
    0 At.-% ≤ n ≤ 10 At.-%
    0 ≤ p ≤ 0, 25
  • Um eine Schnellkühlung und Verfestigung der Schmelze der Legierung mit dieser Zusammensetzung zu ermöglichen, wird die in 3 gezeigte Abstreifwalze auch bei diesem besonderen bevorzugten dritten Ausführungsbeispiel verwendet. Bei diesem besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung wird eine Materiallegierung mit einer Sauerstoffkonzentration von ungefähr 1000 ppm oder weniger (Massenprozentanteil) geschmolzen, und die Sauerstoffkonzentration der geschmolzenen Legierung wird derart gewählt, dass sie bei ungefähr 3000 ppm oder weniger (Massenprozentanteil) liegt. Die Sauerstoffkonzentration der Schmelze steht in Beziehung zu dem Partialdruck des Sauerstoffs in der Atmosphäre und/oder der Zeit, die die Schnellkühlung und Verfestigung der geschmolzenen Legierung in Anspruch nimmt. Entsprechend werden bei diesem besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiel diese Bedingungen derart gewählt, dass die Sauerstoffkonzentration ungefähr 3000 ppm nicht übersteigt.
  • Die auf die Rutsche 5 aufgegossene Schmelze 3 wird von dem entfernten Ende der Rutsche 5 auf die Oberfläche der Kühlwalze 7 verbracht, ohne dass Druck ausgeübt würde, wodurch eine Schmelzeschicht 6 auf der Oberfläche der Kühlwalze 7 ausgebildet wird. Bei diesem besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiel wird der Materiallegierung Kohlenstoff zugesetzt, um die Liquidustemperatur der Schmelze ausreichend niedrig zu halten. Entsprechend kann, wenn die Temperatur der Schmelze bei ungefähr 1200°C oder mehr liegt, die kinematische Viskosität der Schmelze bei annähernd 5 × 10–6 m2/sec oder weniger gehalten werden. Ein Ergebnis hiervon ist eine ausreichend kontinuierlich strömende Schmelze.
  • Die Temperatur der Schmelze auf der Rutsche 5 ist vorzugsweise höher als die Liquidustemperatur derselben, und zwar um ungefähr 100°C oder mehr. Dies rührt daher, dass, wenn die Temperatur der Schmelze zu niedrig ist, anfänglich vorhandene Kristalle, die die Eigenschaften der schnellverfestigten Legierung beeinflussen, örtlich Kerne bilden und in der schnellverfestigten Legierung verbleiben.
  • Dieselben Bedingungen, wie im Zusammenhang mit dem ersten besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiel erläutert, finden auch bei dem Abstreifgießvorgang des dritten besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiels Verwendung. Sobald die schnellverfestigte Legierung hergestellt ist, werden auch hier dieselben Verfahrensschritte, wie im Zusammenhang mit dem ersten besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiel erläutert, mit der schnellverfestigten Legierung ausgeführt.
  • Man beachte, dass die resultierende als dünne Streifen vorliegende schnellverfestigte Legierung oftmals eine Klopfdichte von ungefähr 0,5 g/cc oder weniger aufweist. Entsprechend wird nach der Schnellkühlung oder Verfestigung der Schmelze die schnellverfestigte Legierung vorzugsweise mittels eines geeigneten Pulverisierer pulverisiert, sodass sie eine Klopfdichte von annähernd 1 g/cc oder mehr aufweist, bevor sie aufgesammelt wird.
  • Ist der Abstreifgießvorgang beendet, werden dieselben Verfahrensschritte, wie im Zusammenhang mit dem ersten besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiel erläutert, ausgeführt.
  • Bei dem dritten besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiel wird vorzugsweise C, genauso wie Ti, der Seltene-Erden-Materiallegierung auf Eisenbasis zugesetzt, sodass die Liquidustemperatur der Schmelze der Legierung sinkt. Infolgedessen kann eine in ausreichendem Umfang kontinuierliche Massenfertigung der schnellverfestigten Legierung erfolgen.
  • Nachstehend wird ein viertes besonderes bevorzugtes Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung beschrieben.
  • Bei dem bekannten Abstreifgießvorgang erfolgt die Drehung der Kühlwalze mit der sehr niedrigen Oberflächengeschwindigkeit von ungefähr 1 m/sec bis ungefähr 2 m/sec. Weist die Materiallegierung die erfindungsgemäße Zusammensetzung einschließlich des zugegebenen Ti auf, so kann eine qualitativ hochwertige schnellverfestigte Legierungsstruktur aus der Materiallegierung hergestellt werden, auch wenn die Geschwindigkeit vergleichsweise niedrig ist. Um die resultierenden magnetischen Eigenschaften soweit als möglich zu verbessern, wird die Schmelze jedoch vorzugsweise mit einer Oberflächengeschwindigkeit gekühlt, die erheblich höher als diejenige ist, die normalerweise bei einem bekannten Abstreifgießvorgang zum Einsatz kommt.
  • Demgegenüber gilt für den Abstreifgießvorgang: Je höher die Geschwindigkeit der Kühlwalze, desto schwieriger ist es, mit der geschmolzenen Legierung, wie beabsichtigt, eine Bewegung nach oben auszuführen. Im Vergleich zu einem Schmelzspinnvorgang kann der Abstreifgießvorgang keinen in ausreichendem Umfang engen Kontakt zwischen der Schmelze und der Oberfläche der Kühlwalze gewährleisten. Dies rührt zum Teil daher, dass eine dünne Gasfilmschicht, die sich um die Kühlwalze herum ausbildet, gegebenenfalls in dem Spalt zwischen der Schmelze und der Walzenoberfläche rückgehalten wird. Wird daher die Kühlwalze mit einer übermäßig hohen Geschwindigkeit beim Abstreifgießvorgang gedreht, so gleitet die Schmelze von der Oberfläche der Walze herab, wodurch eine Bewegung der Schmelze in Aufwärtsrichtung erschwert wird. Dem steht gegenüber, dass bei einem Schmelzspinnvorgang ein als feine Linie vorliegender Schmelzestrahl mit großem kinematischem Impuls durch eine Düsenöffnung gegen die Oberfläche der Kühlwalze ausgestoßen wird, wodurch die Gasfilmschicht auf der Oberfläche der Walze zerstört wird. Infolgedessen kann auch bei einer Drehung der Kühlwalze mit ausreichend hoher Geschwindigkeit nach Bedarf eine schnellverfestigte Legierung erhalten werden.
  • Eingedenk dieser Betrachtungen fand, wenn die Kühlgeschwindigkeit erhöht wurde, im Stand der Technik der Schmelzspinnvorgang Verwendung, wobei die Kühlwalze mit einer vergleichsweise hohen Geschwindigkeit (beispielsweise ungefähr 20 m/sec oder mehr) gedreht wurde.
  • Wo die Kühlgeschwindigkeit im Gegenzug niedrig sein konnte, fand üblicherweise der Abstreifgießvorgang Verwendung, wobei die Kühlwalze mit einer vergleichsweise niedrigen Geschwindigkeit (beispielsweise ungefähr 1 m/sec bis ungefähr 2 m/sec) gedreht wurde.
  • Bei der Herstellung eines Seltene-Erden-Legierungsmagneten auf Eisenbasis in einem Schmelzschockkühlungsvorgang kann, wenn die Kühlgeschwindigkeit nicht übermäßig erhöht wird, die gewünschte mikrokristalline Struktur nicht erreicht werden. Insbesondere bei der Herstellung eines Nanokompositmagneten, bei dem die harte magnetische Nb-Fe-B-Phase und die weiche magnetische Phase, so beispielsweise die α-Fe-Phase, magnetisch über Austauschwechselwirkungen miteinander gekoppelt sind, wurde im Stand der Technik durchweg der Schmelzspinnvorgang eingesetzt. Dies rührt daher, dass die resultierende Kühlgeschwindigkeit zu niedrig war, um die gewünschte schnellverfestigte Legierungsstruktur zu erhalten. Dies bedeutet wiederum, dass es unmöglich war, in einem Abstreifgießvorgang Nanokompositmagneten in Massenfertigung herzustellen.
  • Zur Verwirklichung einer hohen Kühlgeschwindigkeit, von der man annahm, dass sie in keinem bekannten Abstreifgießvorgang erreichbar sein würde, wurde im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung ein Abstreifgießvorgang entwickelt, der ermöglicht, dass die Drehung der Kühlwalze mit einer Oberflächengeschwindigkeit von ungefähr 10 m/sec oder mehr erfolgen kann. Bei dem im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung entwickelten Abstreifgießvorgang wird eine Schmelze einer Materiallegierung auf eine gekippte Rutsche (das heißt eine als Beispiel angegebene Führung) gegossen, wodurch ein seitlicher Schmelzestrom durch die Wirkung des Eigengewichts der Schmelze auf der Rutsche ausgebildet wird. Auf diese Weise kann ein vergleichsweise großer kinematischer Impuls auf die Schmelze wirken, wodurch die Schmelze auf die Oberfläche der Kühlwalze in ausreichendem Umfang heftig ausgestoßen wird, und wodurch ein in ausreichendem Maße enger Kontakt zwischen der Schmelze und der Oberfläche der mit hoher Geschwindigkeit drehenden Kühlwalze sichergestellt ist.
  • Demgegenüber wurde im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung herausgefunden, dass bei dem erfindungsgemäßen Abstreifgießvorgang, der in Zusammenhang mit den hier beschriebenen bevorzugten Ausführungsbeispielen steht, sogar bei Zugabe von C oder Nb und sogar bei einer Schnellkühlung der Schmelze innerhalb einer Atmosphäre niedrigen Drucks bisweilen immer noch ein Aufwickeln der resultierenden schnellverfestigten Legierung um die Kühlwalze herum erfolgte. Sobald die schnellverfestigte Legierung sich um die Kühlwalze gewickelt hat, ist ein Anhalten des Schnellverfestigungsvorgangs von Nöten, was eine Fortsetzung desselben unmöglich macht. Ungeplantes Anhalten steht jedoch der Massenfertigung ernsthaft entgegen.
  • Daher betrifft das vierte besondere Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung eine Ausgestaltung der Rutsche sowie eine Anordnung von Rutsche und Walze, die speziell für die Ausbildung einer Schmelzeschicht auf der mit hoher Geschwindigkeit drehenden Kühlwalze ausgelegt ist, während gleichzeitig verhindert wird, dass die schnellverfestigte Legierung sich um die Kühlwalze wickelt.
  • Bei dem dargestellten besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung wird der Abstreifgießvorgang vorzugsweise unter Verwendung der in 3 gezeigten Abstreifwalze ausgeführt. Wie vorstehend beschrieben, bildet die für die Schmelzeverbringung gebrauchte Führungsoberfläche der Rutsche 5 einen Kippwinkel α mit der horizontalen Ebene, und bildet darüber hinaus einen Kanal, der die Schmelze zu der Kühlwalze 7 führt. Der Kippwinkel a, der zwischen der Führungsoberfläche der Rutsche 5 und der horizontalen Ebene ausgebildet ist, stellt einen wichtigen Parameter für die Feinsteuerung der Zuführgeschwindigkeit der Schmelze dar.
  • Die auf die Rutsche 5 aufgegossene Schmelze 3 wird sodann von dem entfernten Ende der Rutsche 5 auf die Oberfläche der Kühlwalze 7 verbracht, während sie einen horizontalen kinetischen Impuls erfährt, wodurch eine Schmelzeschicht 6 auf der Oberfläche der Kühlwalze 7 ausgebildet wird.
  • 4 ist eine perspektivische Ansicht, die die Oberfläche der Rutsche 5 darstellt. Wie in 4 gezeigt, umfasst die Rutsche 5 vorzugsweise eine Vielzahl von Führungen zum Führen der Schmelze, die an einer Stelle aufgenommen wird, an das entfernte Ende hiervon. Zwei der Führungen sind vorzugsweise auf der rechten Seite und der linke Seite des Kanals angeordnet, während die andere Führung vorzugsweise annähernd in der Mitte des Kanals befindlich ist, um die Schmelze in zwei getrennte Schmelzeströme zu teilen. Bei dem in 4 dargestellten Beispiel weist jede der beiden Schmelzeströme eine Breite von ungefähr 10 mm auf, wobei diese beiden Schmelzeströme auf die Oberfläche der Kühlwalze aufgebracht werden, während sie ungefähr 10 mm seitlich voneinander beabstandet sind. Durch eine Verwendung der Rutsche 5 mit diesen Ausführungen kann jeder Schmelzestrom 3 derart aufgebracht werden, dass er eine im Wesentlichen konstante Breite in Längsrichtung der Kühlwalze 7 aufweist. Der Begriff „Längsrichtung" der Kühlwalze 7 ist im Kontext der vorliegenden Beschreibung gleichwertig der axialen Richtung der Rolle 7 (das heißt der Richtung, die senkrecht zur Papierebene ist, siehe 3). Darüber hinaus kann sich die Schmelze ausbreiten, sodass sie eine im Wesentlichen gleichmäßige Dicke aufweist. Man beachte, dass jede der resultierenden schnellverfestigten Legierungsbänder vorzugsweise eine Breite von ungefähr 5 mm bis ungefähr 20 mm in dem dargestellten besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiel aufweisen sollte. Der Grund hierfür ist wie folgt. Ist die Breite des Bandes geringer als ungefähr 5 mm, so sinkt die Produktivität in der Massenfertigung. Dem steht gegenüber, dass, wenn die Breite des Bandes 20 mm überschreitet, eine beständige Ausführung des Gießvorgangs erschwert wird.
  • Üblicherweise besteht an der Oberfläche der Kühlwalze 7 bei deren Verwendung als Abstreifwalze in geringem Ausmaß eine Unebenheit. Weist die Walze 7 eine große Oberflächenrauhigkeit auf, so ist die effektive Kontaktfläche zwischen der Schmelze und der Kühlwalze 7 durch sehr kleine auf der Oberfläche der Walze befindliche Vertiefungen kleiner.
  • 5 zeigt schematisch die Querschnittsformen der Schmelze, die mit der Oberfläche der Kühlwalze 7 in Kontakt kommt, wobei sich die Kühlwalze mit einer Oberflächengeschwindigkeit von ungefähr 10 m/sec dreht. Atmosphärisches Gas wird unbeabsichtigterweise in der Lücke zwischen der Oberfläche der Kühlwalze 7 und dem unteren Ende der Schmelze 3 rückgehalten und bildet dort eine große Anzahl von Lufttaschen 50. Je größer die Oberflächenrauhigkeit der Kühlwalze 7 ist, desto kleiner ist der effektive Bereich des Kontaktes der Taschen der Walzenoberfläche und der Schmelze. Als Ergebnis sinkt die von der Kühlwalze 7 aus der Schmelze 3 entfernte Wärmemenge, und die Kühlgeschwindigkeit der Schmelze 3 fällt beträchtlich. Sobald das Kühlvermögen der Kühlwalze 7 sich auf diese Weise verschlechtert hat, sinkt die Temperatur der Legierung 8, die mit der Kühlwalze 7 in Kontakt ist und an dieser verfestigt wird, nicht mehr ausreichend.
  • Mit der Verfestigung der Legierung 8 geht eine Schrumpfung einher. Je geringer der Grad der Schrumpfung und Verfestigung ist, desto schwieriger ist es jedoch für die schnellverfestigte Legierung 8, die drehende Kühlwalze 7 zu verlassen, und desto einfacher wickelt sich die Legierung 8 um die Kühlwalze 7. Sobald sich die bandförmige schnellverfestigte Legierung 8 um die Kühlwalze 7 gewickelt hat, kann der Kühlvorgang nicht fortgesetzt werden. Insbesondere bei dem Abstreifgießvorgang ist die Größe des Kontaktbereiches zwischen der Schmelze und der Walzenoberfläche, gemessen in Umfangsrichtung der Walze, im Vergleich zu einem Schmelzspinnvorgang vergleichsweise groß. Daher kann bei einem Abstreifgießvorgang das Aufwickeln der schnellverfestigten Legierung 8 um die Kühlwalze 7 herum leicht erfolgen.
  • Dem steht gegenüber, dass bei einem Schmelzspinnvorgang ein vergleichsweise geringer Anteil der Schmelze durch eine Düse auf die Oberfläche der Kühlwalze 7 ausgestoßen wird, wodurch die Schmelze, wie in 6 gezeigt, gegen die Oberfläche der Walze geschleudert wird. Entsprechend kann, auch wenn die Kühlwalze 7 eine große Oberflächenrauhigkeit aufweist, die Schmelze dennoch in engem Kontakt mit der Walzenoberfläche bleiben, wodurch ein hohes Kühlvermögen der Kühlwalze 7 sichergestellt ist. Daher ist es in einem Schmelzspinnvorgang einfach, eine geschmolzene Legierung gleichmäßig und mit einer ausreichend hohen Geschwindigkeit abzukühlen.
  • Wie vorstehend bereits ausgeführt wurde, hat bei dem Abstreifgießvorgang des in den verschiedenen bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung verwendeten Typs die Mittellinienrauheit Ra, wenn die Kühlwalze mit einer hohen Oberflächengeschwindigkeit von ungefähr 10 m/sec oder mehr gedreht wird, an der Oberfläche der Kühlwalze 7 kritische Auswirkungen auf das Aufwickeln der schnellverfestigten Legierung 8 auf der Kühlwalze 7. Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung wurde entdeckt und experimentell bestätigt, dass bei einer Mittellinienrauheit Ra an der Oberfläche der Kühlwalze 7 von ungefähr 20 μm oder weniger ausreichende Kühlungswirkungen erhalten wurden, das heißt, man konnte so verhindern, dass ein Aufwickeln der schnellverfestigten Legierung 8 auf der Kühlwalze 7 erfolgte.
  • Eingedenk dieser Betrachtungen ist entsprechend den bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung die Mittellinienrauheit Ra an der Oberfläche der Kühlwalze vorzugsweise ungefähr 20 μm oder weniger. Für eine konstante und kontinuierliche Massenfertigung der schnellverfestigten Legierung ist die Oberflächenrauheit Ra an der Oberfläche der Kühlwalze vorzugsweise ungefähr bei 10 μm oder weniger, besonders bevorzugt bei ungefähr 7 μm oder weniger.
  • Bei dem erfindungsgemäßen Abstreifgießvorgang strömt die Schmelze 3 langsam über die gekippte Rutsche, wie in 3 und 4 gezeigt ist. Zur Ausbildung einer gewünschten Schmelzeschicht 6 an der Oberfläche der mit hoher Geschwindigkeit drehenden Kühlwalze spielt infolgedessen die kinematische Viskosität der Schmelze 3 eine wichtige Rolle. Die Ergebnisse von im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung ausgeführten Experimenten brachten zu Tage, dass bei einer kinematischen Viskosität der Schmelze 3 von mehr als ungefähr 5 × 10–6 m2/sec, keine Schmelzeschicht 6 an der Kühlwalze 7 ausgebildet wurde, sondern eine Tropfenbildung der Schmelze 3 erfolgte, was die Schnellkühlung und Verfestigung unterband. Daher sollte die kinematische Viskosität der Schmelze 3 vorzugsweise bei ungefähr 5 × 10–6 m2/sec oder weniger, besonders bevorzugt bei ungefähr 1 × 10–7 m2/sec oder weniger, liegen.
  • Ist die Oberflächentemperatur der Rutsche 5 zu niedrig, so kann die kinematische Viskosität der Schmelze 3 zu stark ansteigen, bevor die Schmelze die Kühlwalze 7 erreicht. Ist insbesondere die Oberflächentemperatur der Rutsche 5 ungefähr 300°C oder weniger, so kühlt die Schmelze auf der Rutsche 5 ab und weist eine auf mehr als ungefähr 5 × 10–6 m2/sec erhöhte kinematische Viskosität auf. Infolgedessen sollte die Oberflächentemperatur der Rutsche 5 vorzugsweise bei mehr als ungefähr 300°C, besonders bevorzugt bei ungefähr 450°C oder mehr und ganz besonders bevorzugt bei ungefähr 550°C oder mehr gehalten werden.
  • Zu den Beispielen für Materialien der Rutsche 5 zählen keramische Materialien, so beispielsweise Aluminiumoxid, Siliziumoxid, Zirkonoxid, Magnesiumoxid sowie Mullit- und Bornitrid (BN) oder aber auch andere geeignete Materialien. Unter anderem wird als bevorzugt verwendetes Material Aluminiumoxid (Al2O3) gewählt, da dieses eine ausgezeichnete Benetzbarkeit mit der Schmelze einer Seltene-Erden-Legierung auf Eisenbasis aufweist, und es bei dieser Substanz weniger wahrscheinlich ist, dass eine Reaktion mit einem Seltene-Erden-Element bei ungefähr 80 Vol.-% oder mehr erfolgt. Um zudem das Brechen der Rutsche 5 bedingt durch einen thermischen Schock zu verhindern, sollte das keramische Material vorzugsweise mehr porös als kompakt ausgebildet sein. Gleichwohl sollte die Oberfläche der Rutsche, auf der die Schmelze strömt, so glatt als möglich ausgebildet sein.
  • Zur Schnellkühlung der Schmelze unter beständiger Verwendung der Kühlwalze 7 sollte die Kühlwalze 7 vorzugsweise einen Grundkörper mit einer Wärmeleitfähigkeit von ungefähr 50 W/m/K oder mehr aufweisen. Beispiele für Materialien des Grundkörpers der Kühlwalze umfassen Kupfer, eine Kupferlegierung, Eisen, Kohlenstoffstahl, Wolfram, Molybdän, Beryllium und Tantal oder andere geeignete Materialien. Unter anderem sind Kupfer, Wolfram, Molybdän oder Beryllium mit einer Wärmeleiffähigkeit von ungefähr 100 W/m/K oder mehr besonders bevorzugt, um eine in ausreichendem Umfang erfolgende Kühlung der Schmelze zu erreichen.
  • Der Grundkörper der Kühlwalze 7 weist vorzugsweise eine Oberfläche auf, die mit Chrom, Nickel, einer Mischung aus beidem, oder einem beliebigen anderen Material mit einer Dicke von ungefähr 1 μm bis ungefähr 100 μm beschichtet ist. Auf diese Weise kann ein Ausgleich der Nachteile, die mit einem niedrig schmelzenden weichen Material (beispielsweise Kupfer) für den Grundkörper der Kühlwalze einhergehen, erhalten werden. Darüber hinaus kann die Oberfläche des Grundkörpers der Walze mit einer Beschichtung geschützt seien, sodass kein Anschmelzen oder Beschädigen derselben erfolgen kann, während die Schmelze abgekühlt wird. Infolgedessen ist die Oberflächenrauheit Ra der Walzenoberfläche für einen langen Zeitraum bei ungefähr 20 μm oder weniger zu halten. Zur Sicherstellung einer ausreichenden Filmstärke und Wärmeleiffähigkeit sollte der Beschichtungsfilm vorzugsweise eine Dicke von zwischen ungefähr 1 μm und ungefähr 100 μm, bevorzugt zwischen ungefähr 5 μm und ungefähr 70 μm und ganz besonders bevorzugt von zwischen ungefähr 10 μm und ungefähr 40 μm aufweisen.
  • Man beachte, dass, wenn die Schmelzschockkühlgeschwindigkeit (oder die Kühlverarbeitungsgeschwindigkeit) pro Schmelzestrom 3 weniger als ungefähr 1 kg/min beträgt, keine Schmelzeschicht 6 an der Oberfläche der Kühlwalze gebildet wird, und die Schmelze nicht konstant schockgekühlt werden kann. Dem steht gegenüber, dass bei einer Schockkühlgeschwindigkeit der Schmelze pro Schmelzestrom 3 von ungefähr 4 kg/min oder mehr das Volumen der vergossenen Schmelze 3 dasjenige der Schmelzeschicht 6 übersteigt, die an der Walzenoberfläche ausgebildet werden kann. Infolgedessen bildet die überschüssige Schmelze 3 Tropfen und wird nicht schnellgekühlt. Daher sollte die Schockkühlgeschwindigkeit der Schmelze pro Schmelzestrom 3 vorzugsweise bei ungefähr 0,7 kg/min oder mehr, jedoch bei weniger als ungefähr 4 kg/min, besonders bevorzugt bei ungefähr 1 kg/min oder mehr, jedoch weniger als ungefähr 3 kg/min und ganz besonders bevorzugt bei ungefähr 1 kg/min oder mehr, jedoch weniger als 2 kg/min liegen. Für eine Massenfertigung der schnellverfestigten Legierung sollten vorzugsweise mehrere Schmelzeströme auf die Kühlwalze gegossen werden, indem die in 4 gezeigten Führungen zum Einsatz kommen. Beim Giesen einer Anzahl von Schmelzeströmen zur gleichen Zeit strömt die Schmelze vorzugsweise seitlich beabstandet voneinander, sodass keine gegenseitige Vermischung auftritt.
  • Bei dem dargestellten besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiel wird die Oberflächengeschwindigkeit der Kühlwalze 7 derart gesteuert, dass sie vorzugsweise in einem Bereich von ungefähr 10 m/sec bis ungefähr 26 m/sec liegt. Durch ein Festlegen der Oberflächengeschwindigkeit der Walze bei ungefähr 10 m/sec oder mehr kann sogar eine noch wirksamere Niederschlagung der α-Fe-Phase beschleunigt werden. Wenn jedoch die Oberflächengeschwindigkeit der Walze ungefähr 26 m/sec übersteigt, kann keine Stabilisierung der auf der Walze auszubildenden Schmelzeschicht 6 erfolgen, weshalb wahrscheinlich ist, dass die Schmelze sich verteilt oder Tropfen bildet. Die gewünschte schnellverfestigte Legierung kann so nicht erhalten werden. Die obere Grenze für eine bevorzugte Oberflächengeschwindigkeit der Walze liegt daher bei ungefähr 23 m/sec, und die obere Grenze für einen besonders bevorzugten Bereich liegt bei ungefähr 20 m/sec.
  • Auf den Zustand der auszubildenden Schmelzeschicht 6 nimmt nicht nur die Oberflächengeschwindigkeit der Walze Einfluss, sondern auch die Geschwindigkeit, mit der die Schmelze auf die Walze aufgebracht wird. Um in ausreichendem Maße kontinuierlich eine Schmelzeschicht auszubilden, erfolgt vorzugsweise eine Steuerung derart, dass die Geschwindigkeit, mit der der Schmelzestrom auf die Kühlwalze 7 aufgebracht wird (das heißt die Zuführgeschwindigkeit der Schmelze) in dem vorstehend spezifizierten Bereich liegt.
  • Bei diesem besonderen bevorzugten Ausführungsbeispiel wird der Druck der Schnellkühlatmosphäre vorzugsweise derart gesteuert, dass er bei ungefähr 0,13 kPa oder mehr liegt, jedoch weniger als ungefähr 100 kPa beträgt. Der Grund hierfür ist folgender. Ist der Druck der Schnellkühlatmosphäre kleiner als ungefähr 0,13 kPa, so haftet die Schmelze gegebenenfalls an der Oberfläche der Kühlwalze derart stark an, dass eine Abnahme der schnellverfestigten Legierung von der Walze nicht mehr erfolgen kann. Ist andererseits der Druck der Schnellkühlatmosphäre größer als ungefähr 100 kPa, so verfängt sich atmosphärisches Gas in der Lücke zwischen der Walzenoberfläche und der Schmelze, sodass sehr leicht Gastaschen entstehen können. Sobald sich diese Gastaschen gebildet haben, kann eine gleichmäßige Schockkühlung der Schmelze nicht mehr erfolgen, und die resultierende schnellverfestigte Legierung weist eine ungleichmäßige Struktur auf. Auf diese Weise kann ein supergekühlter Zustand nicht stabil erreicht werden. Daher weist die Schnellkühlatmosphäre vorzugsweise einen Druck von ungefähr 1,3 kPa bis ungefähr 90 kPa, besonders bevorzugt ungefähr 10 kPa bis ungefähr 70 kPa, ganz besonders bevorzugt von ungefähr 10 kPa bis ungefähr 60 kPa und in außerordentlich besonderem Maße bevorzugt von ungefähr 30 kPa bis ungefähr 50 kPa auf.
  • Wird die geschmolzene Legierung auf diese Weise schnellgekühlt, so kann sie ihren Kontakt mit der Oberfläche der Kühlwalze halten, sodass eine in hohem Maße gleichmäßige und effiziente Schockkühlung erfolgen kann. Als Ergebnis kann die gewünschte schnellverfestigte Legierung erhalten werden, ohne dass ein unbeabsichtigtes Aufwickeln auf der Walze erfolgt.
  • Mikrokristalline Struktur der schnellverfestigten Legierung
  • 7A und 7B zeigen schematisch, wie die Zugabe von Ti die mikrokristalline Querschnittstruktur der schnellverfestigten Legierung verändert.
  • Wie aus 7A und 7B ersichtlich ist, ist eine schnellverfestigte, in Form eines Bandes vorliegende Metalllegierung, die in einem Abstreifgießvorgang hergestellt wurde, dicker als eine schnellverfestigte Legierung, die in einem Schmelzspinnvorgang hergestellt wurde. Entsprechend werden Kristallkörner nahe der freien Oberfläche der schnellverfestigten Legierung (das heißt an der oberen Fläche, die nicht in Kontakt mit der Kühlwalze steht) gebildet. Darüber hinaus werden Kristallkörner nahe der Walzenkontaktfläche der Legierung (das heißt der unteren Fläche, die mit der Kühlwalze in Kontakt steht) gebildet. Dies rührt von der Wahrscheinlichkeit her, dass ungleichmäßige Kristallkerne an der Walzenkontaktfläche gebildet werden, und Kristalle leicht um diese ungleichmäßigen Kerne herum wachsen. Darüber hinaus gilt, wie in 7A und 7B gezeigt ist, folgendes: je größer der Abstand von diesen beiden Flächen (oder je näher an der Mitte der verfestigten Legierung befindlich), desto kleiner ist die Kristallkorngröße, und desto kleiner ist die Volumendichte der Kristallkörner.
  • Bei Zugabe von Ti sind die gebildeten Kristallkörner im Allgemeinen, wie in 7A gezeigt, klein. Unter anderem sind die α-Fe-Kristalle besonders klein, was Größe und Anzahl angeht. Zudem bildet sich auch leicht ein amorpher Anteil um die Mitte der verfestigten Legierung herum, wobei die kristalline, nahe der Walzenkontaktfläche ausgebildete Schicht dünner als die kristalline, nahe der freien Oberfläche ausgebildete Schicht ist. Bei Zugabe von Ti erfolgt darüber hinaus ein Niederschlag von Bor auf Eisenbasis (das heißt von Fe-B). Dem steht gegenüber, dass ohne Zugabe von Ti ausgebildete Kristallkörner vergleichsweise große Größen aufweisen, wie in 7B gezeigt ist. Dies gilt insbesondere für α-Fe-Kristalle. In Verallgemeinerung gilt: Je dicker die schnellverfestigte Legierung, desto wahrscheinlicher ist, dass die Kristallkörner mit übermäßig großen Größen nahe der freien Oberfläche gebildet werden. Aus diesem Grunde verschlechtern sich, wenn die schnellverfestigte Legierung dicker wird, die resultierenden magnetischen Eigenschaften in zunehmendem Maße. Gleichwohl verhindert die Zugabe von Ti wirkungsvoll das übermäßige Wachstum von Kristallkörnern, wodurch die zulässige Dicke der schnellverfestigten Legierung steigt. Bei diesem bevorzugten Ausführungsbeispiel kann die schnellverfestigte Legierung eine Dicke von ungefähr 50 μm bis ungefähr 200 μm aufweisen. Um Pulverteilchen gewünschter Form durch Pulverisierung der schnellverfestigten Legierung und mithin gute magnetische Eigenschaften zu erhalten, weist die schnellverfestigte Legierung vorzugsweise eine Dicke von ungefähr 60 μm bis ungefähr 150 μm und besonders bevorzugt von ungefähr 70 μm bis ungefähr 120 μm auf. Auf diese Weise kann entsprechend den bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung eine schnellverfestigte Legierung mit einer Dicke von ungefähr 80 μm oder mehr hergestellt und ein Nanokompositmagnet mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften aus der Legierung erhalten werden, obwohl dies im Stand der Technik nahezu unbekannt ist. Man sollte jedoch beachten, dass die in 7A und 7B dargestellten Größen der Kristallkörner nicht maßstabsgetreu sind, sondern zu Darstellungszwecken vergrößert wurden. Das heißt, dass die Kristallkörner in Wirklichkeit viel kleiner als die Dicke der schnellverfestigten Legierung sind, was in 7A und 7B nicht darstellbar wäre.
  • Entsprechend dem mit hoher Geschwindigkeit erfolgenden Abstreifgießvorgang dieses bevorzugten Ausführungsbeispiels bestehen, obwohl um die Mitte der schnellverfestigten Legierung – im vertikalen Querschnitt betrachtet – amorphe Bereiche bestehen, immer noch kristalline Abschnitte in der Nähe der freien Oberfläche sowie in der Nähe der Walzenkontaktfläche (das heißt in der Nähe der oberen und unteren Oberflächen hiervon, die die Dickerichtung rechtwinklig schneiden). Auch bei Zugabe von Ti wird eine übermäßige Kornvergröberung von α-Fe verhindert, wodurch hervorragende magnetische Eigenschaften erreicht werden. Darüber hinaus kann bei dem Abstreifgießvorgang dieses bevorzugten Ausführungsbeispiels eine Drehung der Kühlwalze mit einer Oberflächengeschwindigkeit erfolgen, die sehr viel größer ist, als dies bei einem bekannten Abstreifgießvorgang der Fall ist. Dementsprechend wachsen die Kristallkörner nicht übermäßig, und man erhält eine schnellverfestigte Legierung mit einer mikrokristallinen Struktur, die zur Verwendung bei einem Nanokompositmagnet geeignet ist. Darüber hinaus weist die schnellverfestigte Legierung (in Form eines Bandes) eine mikrokristalline Struktur auf, bei der kristalline Phasen in der Nähe der freien Oberfläche wie auch der Walzenkontaktfläche vorhanden sind. Daher kann die schnellverfestigte Legierung einfach pulverisiert werden, und zwar auch vor einer Wärmebehandlung, wodurch die Wirksamkeit der Pulverisierung verbessert wird.
  • Man beachte, dass bei einem Einsatz eines durch das Verfahren dieses bevorzugten Ausführungsbeispieles hergestellten Nanokompositmagneten in einem Motor, der Magnet eine Koerzitivität HcJ in einem Bereich von ungefähr 600 kA/m oder mehr aufweisen sollte, um eine in ausreichendem Maße hohe Magnetisierung auch dann beizubehalten, wenn ein starkes Entmagnetisierungsfeld auf den Magneten einwirkt. Um eine derartig hohe Koerzitivität zu erreichen, sollte die R2Fe14-Phase in der Metallstruktur der schnellverfestigten Legierung mit ungefähr 60 Vol.-% oder mehr enthalten sein.
  • Im Vergleich zur stöchiometrischen Zusammensetzung des R2Fe14B-Gemisches weist die Seltene-Erden-Legierung auf Eisenbasis gemäß diesem bevorzugten Ausführungsbeispiel eine Zusammensetzung auf, bei der der Stoffmengenanteil von R vergleichsweise niedrig und derjenige von B vergleichsweise hoch ist. Wird Ti einem solchen Gemisch zugesetzt, erfolgt eine Bindung des überschüssigen B an Fe, wodurch auf einfache Weise Boride auf Eisenbasis gebildet werden. Die durch Zugabe von Ti gebildeten Boride auf Eisenbasis weisen eine Größe in der Größenordnung von mehreren Nanometern auf und zeigen ferromagnetische Eigenschaften. Dies bedeutet, dass die Zugabe von Ti nicht nur das übermäßige Kornwachstum von α-Fe verhindert, sondern auch ferromagnetische Boride auf Eisenbasis erzeugt, die eine sehr geringe Größe aufweisen. Entsprechend erfolgt eine starke Bindung des Borids auf Eisenbasis und der R2Fe14B-Phase aneinander, und zwar magnetisch über Austauschwechselwirkungen. Als Ergebnis erhält man harte magnetische Eigenschaften, die mit denjenigen eines Seltene-Erden-Legierungsmagneten auf Eisenbasis mit derselben stöchiometrischen Zusammensetzung wie bei R2Fe14B vergleichbar sind, ohne dass die Magnetisierung sinken würde.
  • Der Seltene-Erden-Magnet auf Eisenbasis enthält nicht nur die harte magnetische R2Fe14B-Phase, sondern auch eine weiche magnetische Phase auf Eisenbasis mit einer Sättigungsmagnetisierung, die gleich oder größer derjenigen der R2FeB-Phase derselben Struktur ist. Entsprechend bildet im Vergleich zu einer Legierung mit nahezu derselben Größenordnung der Koerzitivität die Legierung einen Magnet, der eine Rückpermeabilität beziehungsweise relative Permeabilität μr aufweist, die höher als diejenige eines Seltene-Erden-Legierungsmagneten auf Eisenbasis ist, der keine Boride auf Eisenbasis enthält. Insbesondere weist der Seltene-Erden-Legierungsmagnet dieses bevorzugten Ausführungsbeispieles eine Rückpermeabilität μr von ungefähr 1,1 bis ungefähr 1,4 auf, wenn der Stoffmengenanteil y des Seltene-Erden-Elementes R in einem Bereich von 8,5 At.-% bis 10 At.-% liegt, und eine Rückpermeabilität μr von ungefähr 1,2 bis ungefähr 2,0, wenn der Stoffmengenanteil y von 7 At.-% bis weniger als 8,5 At.-% reicht. Liegt der Stoffmengenanteil y zwischen 8,5 At.-% und 10 At.-%, so weist der Magnet dieses bevorzugten Ausführungsbeispiels eine Remanenz Br von ungefähr 0,7 T bis ungefähr 0,9 T sowie eine Koerzitivität HcJ, von ungefähr 600 kA/m bis ungefähr 1200 kA/m auf. Dem steht gegenüber, dass bei einem Stoffmengenanteil y von 7 At.-% bis weniger als 8,5 At.-% der Magnet dieses bevorzugten Ausführungsbeispiels eine Remanenz Br von ungefähr 0,7 T bis ungefähr 0,95 T sowie eine Koerzitivität HcJ von ungefähr 500 kA/m bis ungefähr 950 kA/m aufweist. Die Rückpermeabilität wurde mittels eines Verfahrens gemessen, das durch den japanischen Industriestandard JIS C2501-1989 festgelegt ist.
  • Die Rückpermeabilität μr kann als wichtiger Parameter zur Bewertung der Leistung eines Magneten, der in einen Motor eingebaut werden soll, dienen. Nachstehend wird dieser Punkt näher beschrieben. Insbesondere bei einer Erhöhung der Drehgeschwindigkeit eines Motors treten elektromotorische Gegenkräfte auf. Gelangt die Größe der elektromotorischen Gegenkraft in den Bereich der Eingangsspannung, so steigt die Umdrehungszahl des Motors nicht mehr. Um die Umdrehungszahl des Motors weiter zu steigern, sollte die elektromotorische Gegenkraft gesenkt werden, indem der Betriebspunkt (–B/H) des Magneten in einen niedrigeren Permeanzbereich gesenkt wird. Man nennt dies „Schwächungsfeldsteuerung". Je höher die Rückpermeabilität μr des Magneten ist, desto effektiver und merklicher kann die obere Grenze der Drehgeschwindigkeit des Motors durch diese Art von Steuerung gesteigert werden. Wie vorstehend beschrieben, weist der Magnet der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung eine hohe Rückpermeabilität μr auf, und ist nutzbringend in einem Motor einsetzbar.
  • Bei dem Abstreifgießvorgang gemäß den verschiedenen bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung kann die Kühlwalze mit einer Oberflächengeschwindigkeit rotieren, die sehr viel höher als diejenige ist, die normalerweise bei bekannten Abstreifgießvorgängen auftreten. Dennoch ist die in dem erfindungsgemäßen Abstreifgießvorgang zum Einsatz kommende Oberflächengeschwindigkeit immer noch geringer als diejenige, die bei einem Schmelzspinnvorgang (beispielsweise ungefähr 20 m/sec oder mehr) auftritt. Entsprechend schlägt sich bei Nichtzugabe von Ti das α-Fe früher als das R2Fe14B-Gemisch nieder und steigert seine Korngröße übermäßig.
  • Die in dem vorstehend beschriebenen Schnellkühlvorgang erhaltene schnellverfestigte Legierung wird zu Pulverteilchen pulverisiert, die anschließend einer Wärmebehandlung unterzogen werden.
  • Nach der Wärmebehandlung weisen die in der Legierung enthaltenen R2Fe14B-Phasen eine Größe (das heißt eine mittlere Teilchengröße oder eine durchschnittliche Hauptachsenlänge) von ungefähr 300 nm oder weniger auf, was der Größe einer einzelnen magnetischen Domäne entspricht. Die Größe liegt vorzugsweise zwischen ungefähr 20 nm und ungefähr 200 nm, besonders bevorzugt zwischen ungefähr 20 nm und ungefähr 10 nm. Dem steht gegenüber, dass, wenn die durchschnittliche Kristallkorngröße der Boridphase auf Eisenbasis und der α-Fe-Phase etwa 50 nm überschreitet, die Austauschwechselwirkungen zwischen den jeweiligen konstituierenden Phasen schwächer werden, wodurch sich die Umlaufrechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve verschlechtert, und (BH)max sinkt. Wenn jedoch die durchschnittliche Kristallkorngröße dieser harten und weichen magnetischen Phasen kleiner als ungefähr 1 nm ist, kann eine hohe Koerzitivität nicht erreicht werden. Eingedenk dieser Betrachtungen sollten die weichen magnetischen Phasen, beispielsweise die Borid- und α-Fe-Phasen, vorzugsweise eine durchschnittliche Kristallkorngröße von ungefähr 1 nm bis ungefähr 50 nm, besonders bevorzugt von ungefähr 30 nm oder weniger aufweisen.
  • Die Pulverteilchen, die schlussendlich durch eine Pulverisierung der in dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Legierung pulverisiert werden, weisen vorzugsweise eine Teilchengröße von ungefähr 10 μm bis ungefähr 300 μm, besonders bevorzugt von ungefähr 50 μm bis ungefähr 150 μm und ganz besonders bevorzugt von ungefähr 80 μm bis ungefähr 100 μm auf.
  • Bei den derart erhaltenen Pulverteilchen ist das durchschnittliche Verhältnis der Größe der Nebenachse zur Größe der Hauptachse (das heißt das Längenverhältnis) vorzugsweise ungefähr 0,3 bis ungefähr 1,0. Die Dicke der durch den Vorgang dieses bevorzugten Ausführungsbeispiels hergestellten schnellverfestigten Legierung ist erheblich höher als die Teilchengröße des Pulvers. Entsprechend können Pulverteilchen mit einer im Wesentlichen isometrischen Form einfach hergestellt werden. Demgegenüber weist eine in einem normalen Schmelzspinnvorgang hergestellte schnellverfestigte Legierung eine geringe Dicke von ungefähr 20 μm bis ungefähr 40 μm auf. Wenn daher diese dünne Legierung unter den Bedingungen des bevorzugten Ausführungsbeispieles pulverisiert wird, werden flockenartige Pulverteilchen mit kleinem Längenverhältnis in dem bekannten Schmelzspinnvorgang erhalten. Demgegenüber weisen die in diesem bevorzugten Ausführungsbeispiel erhaltenen Pulverteilchen ein Längenverhältnis von nahezu 1 auf und können eine hervorragende Formbarkeit sowie ein hervorragendes Strömungsvermögen aufweisen. Entsprechend ist das Magnetpulver dieses bevorzugten Ausführungsbeispieles bestens für die Bildung eines Verbundmagneten geeignet.
  • Das auf diese Weise erhaltene Magnetpulver kann eine hohe Koerzitivität von ungefähr 600 kA/m oder mehr aufweisen.
  • Oxidationsbeständigkeit des Magnetpulvers und Abhängigkeit der magnetischen Eigenschaften desselben von der Verteilung der Teilchengrößen
  • Nachstehend wird beschrieben, wie ein Magnetpulver, das durch den erfindungsgemäßen Herstellungsvorgang aus einer Legierung hergestellt wurde, eine hervorragende Oxidationsbeständigkeit aufweist, und wie wenig die magnetischen Eigenschaften desselben im Vergleich zu herkömmlichen schnellverfestigten Magnetpulvern von den Verteilungen der Teilchengrößen abhängen (das entsprechende Magnetpulver wird als „Nanokompositmagnetpulver" bezeichnet).
  • In der nachfolgenden Beschreibung wird das Nanokompositmagnetpulver der vorliegenden Erfindung mit den herkömmlichen schnellverfestigten Magnetpulvern MQP-B und MQP-O (die beide bei der Firma Magnequench Inc. (MQ) erhältlich sind und eine maximale Teilchengröße von 300 μm oder weniger aufweisen) verglichen. Eine Probe des erfindungsgemäßen Nanokompositmagnetpulvers wurde auf folgende Weise hergestellt.
  • Zunächst wurde eine schnellverfestigte Legierung (enthaltend 9 At.-% Nb, 11 At.-% B, 3 At.-% Ti, 2 At.-% Co und Fe als Gleichgewichtsstoff mit einer durchschnittlichen Dicke von 70 μm und einer Standardabweichung σ von 13 μm), die entsprechend der nachstehenden Beschreibung hergestellt wurde, auf eine Größe von 850 μm oder weniger pulverisiert. Sodann wurde das resultierende Pulver mit einer Geschwindigkeit von 20 g/min in einen Ringbandofen mit einer Durchwärmungsszone mit einer Länge von ungefähr 500 mm und einer Durchlaufgeschwindigkeit von 100 mm/min innerhalb einer Argonatmosphäre mit einer Temperatur von 680°C eingeführt. Auf diese Weise wurde das Pulver wärmebehandelt, sodass ein Magnetpulver entstand. Anschließend wurde das Magnetpulver unter Verwendung einer Stiftscheibenmühle pulverisiert, sodass sich eine Verteilung der Teilchengrößen ergab, bei der die Pulverteilchen mit einem Längenverhältnis von 0,4 bis 1,0 zu etwa 30 Vol.-% enthalten waren. Auf diese Weise wurde eine Probe des Nanokompositmagnetpulvers NCP-0 hergestellt.
  • Tabelle 1 zeigt den Sauerstoffgehalt und die magnetischen Eigenschaften der jeweiligen Magnetpulver, die bei verschiedenen Temperaturen (beispielsweise 23°C, 300°C und 350°C für eine Stunde an Luft belassen wurden. Die magnetischen Eigenschaften wur den unter Verwendung eines Vibrationsprobenmagnetometers gemessen. Die in Tabelle 1 gezeigten Ergebnisse wurden nicht nur bei 23°C gemessen, sondern auch nachdem die Pulver jeweils für eine Stunde bei 300°C und 350°C an Luft belassen wurden.
  • Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, stieg, wenn das MQP-B eine Stunde lang bei 300°C an Luft belassen wurde, der darin enthaltene Sauerstoff auf 0,67 Mass.-%. Wurde das MQP-B-Pulver eine Stunde lang bei 350°C an Luft belassen, erreichte der Sauerstoffgehalt 1,93 Mass.-%. Dem steht gegenüber, dass, wenn das MQP-O eine Stunde lang bei 300°C an Luft belassen wurde, der Sauerstoffgehalt darin auf 0,24 Mass.-% stieg. Zudem erreichte, wenn das MQP-O-Pulver eine Stunde lang bei 350°C an Luft belassen wurde, der Sauerstoffgehalt 0,59 Mass.-%.
  • Im Gegensatz hierzu war, auch wenn das Nanokompositmagnetpulver des Typs NCP-0 eine Stunde lang bei 300°C an Luft belassen wurde, der darin enthaltene Sauerstoff vergleichsweise niedrig, nämlich bei 0,10 Mass.-%. Darüber hinaus erreichte, wenn das NCP-0-Pulver eine Stunde lang bei 350°C an Luft belassen wurde, der Sauerstoffgehalt etwa 0,20 Mass.-%. Es wird deutlich, dass das Nanokompositmagnetpulver mit Blick auf seine Oxidationsbeständigkeit herkömmlichen schnellverfestigten Magnetpulvern überlegen ist.
  • 15 zeigt die Prozentanteile der Massenzunahme der jeweiligen Magnetpulver, die mit einer Thermowaage gemessen wurden. Die Pulver wurden an Luft mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von 10°C/min erwärmt. Wie 15 zu entnehmen ist, nahm auch bei einer Erwärmung und Oxidierung an Luft die Masse des NCP-0-Nanokompositmagnetpulvers weit weniger zu, als dies bei dem MQP-B-Pulver und dem MQP-0-Pulver der Fall war. Daher weist das Nanokompositmagnetpulver des Typs NCP-0 eine hervorragende Oxidationsbeständigkeit auf.
  • Bei einer Betrachtung der in Tabelle 1 gezeigten magnetischen Eigenschaften ist zu sehen, dass das MQP-B-Pulver weit schlechtere magnetische Eigenschaften aufweist, wenn es oxidiert war. Wurde das Magnetpulver des Typs MQP-B beispielsweise eine Stunde lang bei 300°C an Luft belassen, so sank dessen (BA)max auf ungefähr 65% desjenigen eines Pulvers, das bei 23°C eine Stunde lang an Luft belassen wurde. Auch nachdem das Magnetpulver des Typs MQP-B bei 350°C eine Stunde lang an Luft be lassen wurde, sank dessen (BH)max auf ungefähr 30%. Mit Blick auf das Magnetpulver des Typs MQP-O sank, wenn dieses eine Stunde lang bei 350°C an Luft belassen wurde, dessen (BH)max auf weniger als ungefähr 80% desjenigen eines Pulvers, das eine Stunde lang bei 23°C an Luft belassen wurde. Im Gegensatz hierzu sank, sogar wenn das Nanokompositmagnetpulver des Typs NCPO eine Stunde lang bei 350°C an Luft belassen wurde, dessen (BH)max auf ungefähr 90% desjenigen eines Pulvers, das bei 23°C eine Stunde lang an Luft belassen wurde.
  • Es wird deutlich, dass das Nanokompositmagnetpulver eine hervorragende Oxidationsbeständigkeit aufweist. Sogar wenn aus diesem Magnetpulver (beispielsweise während ein Gemisch hergestellt und/oder das Gemisch ausgehärtet wird) ein Verbundmagnet hergestellt wird, erfolgt keine einfache Oxidierung des Magnetpulvers. Aus diesem Grunde kann eine Antikorrosionsbehandlung, die für ein herkömmliches schnellverfestigtes Magnetpulver (beispielsweise insbesondere MQP-B) zur Verhinderung einer Oxidierung des Magnetpulvers notwendig ist, bei dem Nanokompositmagnetpulver vereinfacht oder sogar gestrichen werden. Darüber hinaus muss bei einem Pressling, der durch Verdichten eines Gemisches gebildet wird, ein Erwärmen und Vergüten von dessen Harzbindemittel erfolgen, um dessen Stärke zu erhöhen. Bei einer Verwendung eines herkömmlichen schnellverfestigten Magnetpulvers sollte das Magnetpulver in einem Vakuum oder einer Edelgasatmosphäre (beispielsweise Argongas) erwärmt und vergütet werden, damit keine Oxidierung auftritt. Dem steht gegenüber, dass das vorliegende Nanokompositmagnetpulver sogar an Luft erwärmt und vergütet werden kann. Dies bedeutet, dass durch Verwendung dieses Nanokompositmagnetpulvers der Herstellungsprozess eines Verbundmagneten vereinfacht werden kann, und die damit verbundenen Herstellungskosten gesenkt werden können. Darüber hinaus weist ein herkömmliches schnellverfestigtes Magnetpulver eine zu niedrige Oxidationsbeständigkeit auf, als dass es zur Herstellung eines spritzgegossenen Verbundmagneten verwendet werden könnte, indem der Verfahrensschritt des Vermischens des Pulvers mit einem Harzbindemittel oder das Gießen des Gemisches bei einer Temperatur von ungefähr 250°C bis ungefähr 300°C ausgeführt wird. Dem steht gegenüber, dass durch Verwendung des Nanokompositmagnetpulvers ein Verbundmagnet hergestellt werden kann, indem ein Spritzgussvorgang an einem Gemisch aus dem Magnetpulver vorgenommen wird. Um die mit der hervorragenden Oxidationsbeständigkeit dieses Nanokompositmagnetpulvers einhergehenden hervorragenden Eigenschaften voll zur Geltung zu bringen, sollte das Ma gnetpulver vorzugsweise derart hergestellt werden, dass es einen Sauerstoffgehalt von 0,24 Mass.-% oder weniger aufweist, und zwar auch nachdem das Pulver eine Stunde lang bei einer Temperatur von 300°C bis 350°C an Luft belassen wurde. Besonders bevorzugt ist, wenn das Magnetpulver derart hergestellt wird, dass es einen Sauerstoffgehalt von 0,2 Mass.-% oder weniger unter diesen Bedingungen aufweist. Bei der Betrachtung der magnetischen Eigenschaften, die beispielsweise für Verbundmagneten für verschiedene Typen von Drehmaschinen oder Stellgliedern benötigt werden, zählen zu den magnetischen Eigenschaften eines geeigneterweise bei diesen Verbundmagneten eingesetzten Magnetpulvers im Endeffekt vorzugsweise ein Br von 0,7 T oder mehr, ein (BH)max von 80 kJ/m3 oder mehr und ein HcJ von 600 kA/m oder mehr. Wird ein Magnetpulver mit dieser Oxidationsbeständigkeit verwendet, schlagen die magnetischen Eigenschaften auch dann durch, wenn das Magnetpulver während der Herstellung des Verbundmagneten geringfügig oxidiert.
  • Tabelle 1
    Figure 00570001
  • Das Nanokompositmagnetpulver der vorliegenden Erfindung zeichnet sich dadurch aus, dass seine magnetischen Eigenschaften bedingt durch Zusammensetzung und strukturelle Eigenschaften in geringem Umfang von der Teilchengröße abhängen. Das Nanokompositmagnetpulver enthält ein Seltene-Erden-Element R mit einem vergleichsweise niedrigen Stoffmengenanteil und weist keine B-reichen Korngrenzphasen auf. Darüber hinaus sind feine Kristallkörner einer Boridphase um die R2Fe14B-Phase herum verteilt. Da Ti eine hohe Affinität zu Bor aufweist, enthält die Borphase zudem im Vergleich zu jeder anderen Phase eine große Menge an Titan. Infolgedessen ist das Nanokompositmagnetpulver mit Blick auf die Oxidationsbeständigkeit herkömmlichen schnellverfestigten Magnetpulvern überlegen, weshalb hervorragende magnetische Eigenschaften sogar in Pulverform gegeben sind.
  • Das herkömmliche schnellverfestigte Magnetpulver enthält eine vergleichsweise große Menge eines Seltene-Erden-Elementes R und ist leicht oxidierbar. Daher gilt: Je geringer die Größe der Pulverteilchen, desto stärker verschlechtern sich dessen magnetische Eigenschaften bedingt durch die Oxidation der Pulverteilchen an der Oberfläche. Bei dem Magnetpulver des Typs NQP-B (mit einer maximalen Teilchengröße von 300 μm oder weniger) beispielsweise zeigten Pulverteilchen mit Größen von 75 μm oder weniger (oder insbesondere 70 μm oder weniger) verschlechterte magnetische Eigenschaften, die in Tabelle 2 aufgeführt sind. So betrug die Remanenz Br (0,79 T) von Pulverteilchen mit Größen von 53 μm oder kleiner weniger als 90% der höchsten Remanenz Br (0,90 T) von Pulverteilchen mit Größen von mehr als 125 μm und gleich oder unterhalb von 150 μm. Was (BH)max angeht, so beträgt der durchschnittliche Wert von (BH)max bei Pulverteilchen mit Größen von 53 μm oder weniger (das heißt, ein einfacher Durchschnitt zwischen dem Wert (BH)max von Pulverteilchen mit Größen von 38 μm oder weniger und demjenigen von Pulverteilchen mit Größen von mehr als 38 μm und gleich oder weniger als 53 μm) 85,5 kJ/m3. Diese Werte machen weniger als 75% des durchschnittlichen Wertes von (BH)max (114,6 kJ/m3) von Pulverteilchen mit Größen von mehr als 150 μm und gleich oder kleiner 212 μm (das heißt, ein einfacher Durchschnitt zwischen (BH)max von Pulverteilchen mit Größen von mehr als 150 μm und gleich oder kleiner 80 μm und demjenigen von Pulverteilchen mit Größen von mehr als 180 μm und gleich oder kleiner 212 μm) aus.
  • Dem steht gegenüber, dass die magnetischen Eigenschaften des Nanokompositmagnetpulvers in geringerem Umfang durch Oxidation schlechter werden und nicht derart stark von der Teilchengröße abhängen. Bei einem Nanokompositmagnetpulver des Typs NCP-0 (mit einer maximalen Teilchengröße von 300 μm oder weniger) hingen beispielsweise die magnetischen Eigenschaften kaum von der Teilchengröße ab, und waren im Allgemeinen, wie in Tabelle 3 gezeigt, hervorragend. So machte beispielsweise die Remanenz Br (ungefähr 0,829 T) von Pulverteilchen mit Größen von 53 μm oder weniger 98% oder mehr der höchsten Remanenz Br (0,845 T) von Pulverteilchen mit Größen von mehr als 106 μm und gleich oder kleiner als 125 μm aus. Was den Wert (BH)max angeht, so betrug der durchschnittliche Wert von (BH)max von Pulverteilchen mit Größen von 53 μm oder weniger 104,6 kJ/m3. Dieser Wert machte 98% oder mehr des durchschnittlichen Wertes von (BH)max (106,6 kJ/m3) von Pulverteilchen mit Größen von mehr als 150 μm und genau oder weniger als 212 μm aus. Bei Nanokompositpulvern mit verschiedenen Zusammensetzungen wurden die magnetischen Eigenschaften auf ähnliche Weise bestimmt. Das Ergebnis hiervon war, dass bei der Mehrzahl der Zusammensetzungen der durchschnittliche Wert von (BH)max von Nanokompositmagnetpulverteilchen mit Größen von 53 μm oder weniger bei 90% oder mehr des durchschnittlichen Wertes von (BH)max von Pulverteilchen mit Größen von mehr als 150 μm und genau oder weniger als 212 μm lag. Bei vielen der Zusammensetzungen betrug der Wert von (BH)max 95% oder mehr des letzteren Wertes von (BH)max. Man beachte, dass die Verteilung der Teilchengröße in dem Magnetpulver unter Verwendung eines Siebs gemäß der japanischen Industrienorm JIS8801 erfolgte.
  • Tabelle 2
    Figure 00590001
  • Tabelle 3
    Figure 00600001
  • Es ist wichtig, dass das Nanokompositmagnetpulver magnetische Eigenschaften aufweist, die zumindest vergleichbar oder sogar besser als diejenigen von herkömmlich hergestellten schnellverfestigten Magnetpulvern sind. Daher kann das Nanokompositmagnetpulver als Magnetpulver für Verbundmagneten anstelle eines herkömmlichen schnellverfestigten Magnetpulvers (beispielsweise MQ-Pulver) verwendet werden. Selbstverständlich kann ein Magnetpulver für einen Verbundmagneten im Wesentlichen aus dem Nanokompositmagnetpulver allein bestehen. Gleichwohl muss das gesamte MQ-Pulver nicht ausschließlich aus dem Nanokompositmagnetpulver bestehen, sondern es können lediglich Pulverteilchen mit Größen von 53 μm oder weniger durch Pulverteilchen des Nanokompositmagnetpulvers ersetzt werden.
  • Nachstehend wird unter Bezugnahme auf experimentelle Ergebnisse beschrieben, wie die Fülldichte durch Vermischen feiner Pulverteilchen mit Größen von 53 μm oder weniger oder mit Größen von 38 μm oder weniger verbessert wird.
  • Zunächst wurden Proben NCP-1 bis NCP-5 des Nanokompositmagnetpulvers mit verschiedenen Verteilungen der Teilchengröße hergestellt, was in Tabelle 4 dargestellt ist.
  • Das Magnetpulver des Typs NCP-1 wurde hergestellt, indem dessen Materiallegierung in einer Pulvermühle mit einer Mahlscheibe mit φ = 0,5 pulverisiert wurde, während die anderen Magnetpulver des Typs NCP-2 bis NCP-5 durch Drehen einer Stiftmühle mit jeweils 3000 UpM, 4000 UpM und 5000 UpM hergestellt wurden. Die Klopfdichten dieser Magnetpulverproben NCP-1 bis NCP-5, gemessen mit einem Klopfdichtenmesser, sind in Tabelle 5 gezeigt, in der darüber hinaus die Massenprozentanteile von Pulverteilchen mit Größen von 53 μm oder weniger sowie die Massenprozentanteile von Pulverteilchen mit Größen von mehr als 250 μm für jede der Proben des Magnetpulvers dargestellt sind.
  • Wie den Ergebnissen von Tabelle 5 zu entnehmen ist, weisen die Proben NCP-3, NCP-4 und NCP-5 enthaltend Teilchen mit Größen von 53 μm oder weniger zu ungefähr 10 Mass.-% oder mehr (genauer 9,5 Mass.-% oder mehr) Klopfdichten von 4,25 g/cm3 oder mehr auf. Daher zeigen diese Magnetpulverproben hervorragende Fülleigenschaften. Allgemein gesprochen steht die Fülldichte eines Magnetpulvers, letztere bestimmt aus der Klopfdichte, mit der Fülldichte eines Magnetpulvers für einen Verbundmagneten in Beziehung. Dies bedeutet, dass, wenn ein Mischpulver unter Verwendung eines Magnetpulvers mit einer hohen Fülldichte hergestellt wird, das Mischpulver ebenfalls eine hohe Fülldichte aufweist. Wenn entsprechend ein Magnetpulver enthaltend 10 Mass.-% von Nanokompositmagnetpulverteilchen mit Größen von 53 μm oder mehr verwendet wird, zeigt das Gemischpulver für einen Verbundmagneten eine verbesserte Fülldichte wie auch ein verbessertes Strömungsvermögen. Dies hat zum Ergebnis, dass ein qualitativ hochwertiger Pressling hergestellt werden kann.
  • Tabelle 4
    Figure 00620001
  • Tabelle 5
    Figure 00620002
  • Um darüber hinaus die Dichte des Presslings zu erhöhen, sollte das Magnetpulver vorzugsweise Pulverteilchen mit Größen von 38 μm oder weniger enthalten. Die Nanokompositmagnetpulver NCP-11 bis NCP-16 weisen die in Tabelle 6 dargestellte Verteilung der Teilchengrößen auf und wurden nach Herstellung mit 2 Mass.-% eines Epoxidharzes vermischt, um die jeweiligen Gemische zu erhalten. Sodann wurden die jeweiligen Gemische gepresst und mit einem Verdichtungsdruck von 980 MPa (entspricht 10 t/cm2) verdichtet, wodurch die Presslinge für einen Verbundmagneten hergestellt wurden. Die Dichten der jeweiligen Presslinge für einen Verbundmagneten und die Massenprozentanteile von Pulverteilchen mit Größen von 38 μm oder weniger in den Magnetpulvern sind für die jeweiligen Gemische in 16 dargestellt.
  • Tabelle 6
    Figure 00630001
  • Wie 16 zu entnehmen ist, sinkt die Dichte eines Presslings, wenn der Massenprozentanteil von Pulverteilchen mit Größen von 38 μm oder weniger zu niedrig oder zu hoch ist. Es wurde im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung festgestellt und experimentell bestätigt, dass ein Magnetpulver enthaltend Pulverteilchen mit Größen von 38 μm oder mehr zu ungefähr 8 Mass.-% oder mehr vorzugsweise Verwendung finden sollte, um eine in ausreichendem Maße hohe Dichte des Presslings zu erreichen. Man beachte jedoch, dass, wenn ein Magnetpulver Pulverteilchen mit Größen von 38 μm oder weniger zu mehr als ungefähr 16 Mass.-% enthält, dessen Verdichtbarkeit sinkt. Dies bedeutet, dass ein qualitativ hochwertiger Pressling hoher Dichte nicht erhalten werden kann.
  • Verfahren zur Herstellung eines Gemisches und eines magnetischen Körpers
  • Ein Magnetpulver für einen Verbundmagneten, enthaltend das vorstehend beschriebene Nanokompositmagnetpulver, wird beispielsweise mit einem Harzbindemittel vermischt, um ein Gemisch für einen Verbundmagneten herzustellen.
  • Ein durch Spritzgießen herzustellendes Gemisch wird hergestellt, indem das Magnetpulver mit einem thermoplastischen Harz unter Verwendung einer bekannten Knetmaschine, beispielsweise einem Kneter oder einem Extruder, vermischt wird. Demgegenüber wird ein zu verdichtendes Gemisch hergestellt, indem das Magnetpulver mit einem Thermofixierharz vermischt wird, das in einem Lösungsmittel aufgelöst ist, wobei anschließend das Lösungsmittel aus dem Gemisch entfernt werden muss. Gegebenenfalls wird die resultierende Mischung aus Magnetpulver und Harz auf eine vorbestimmte Teilchengröße verkleinert. Durch Ändern der Bedingungen der Zerkleinerung oder anderer Bedingungen kann das Gemisch in ein granuliertes Pulver verwandelt werden. Auch das Pulvermaterial, das durch einen Pulverisierungsvorgang entstanden ist, kann granuliert werden.
  • Um die Korrosionsbeständigkeit des Magnetpulvers zu verbessern, wird die Oberfläche des Magnetpulvers durch ein bekanntes Verfahren (beispielsweise einen Kompressionsbeschichtungsvorgang) vorab behandelt. Um darüber hinaus die Korrosionsbeständigkeit des Magnetpulvers, die Benetzbarkeit des Magnetpulvers mit dem Harz und die Verdichtbarkeit des Gemisches weiter zu verbessern, kann ein beliebiges Koppelmittel, darunter Mittel wie Silan, Titanat, Aluminat und Zirkonat, keramische ultrafeine Teilchen aus Kolloidalsilika oder ein Schmiermittel, so beispielsweise Zinkstereat oder Kalziumstereat, verwendet werden. Darüber hinaus kann ein Wärmestabilisator, ein Feuerhemmer oder ein Bindemittel eingesetzt werden.
  • Ein Gemisch für einen Magneten kann durch ein beliebiges von verschiedenen Verfahren gegossen werden. Es kann zudem in zahlreichen Anwendungen Verwendung finden. In Abhängigkeit von der beabsichtigten Art der Anwendung werden der Typ des Harzbindemittels sowie das Mischverhältnis des Magnetpulvers geeignet festgelegt. Beispiele für verwendbare Harze sind Thermofixierharze, so beispielsweise Epoxid-, Phenol- und Melaminharze, thermoplastische Harze, so beispielsweise Polyamide (bei spielsweise Nylon 66, Nylon 6 und Nylon 12), Polyethylen, Polypropylen, Polyvinylchlorid, Polyester und Polyphenylsulfid, Gummimaterialien oder Elastomere sowie denaturierte Kopolymere und Gemische hieraus.
  • Bei einer Verwendung des Magnetpulvers der vorliegenden Erfindung weist das Gemisch darüber hinaus eine verbesserte Fülldichte und Verdichtbarkeit auf. Entsprechend können auch hochviskose Harze, deren Verwendung im Stand der Technik eher schwierig schien, zum Einsatz kommen. Darüber hinaus ist das Magnetpulver nicht leicht oxidierbar. Deshalb können Hochtemperaturharze (beispielsweise Polyimide, Flüssigkristallpolymere und Polymere mit hohem Molekulargewicht), deren Verwendung im Stand der Technik bedingt durch deren hohe Schmelz- und Verflüssigungspunkte nicht möglich war, verwendet werden. Das Ergebnis hiervon ist, dass sich die Eigenschaften des resultierenden Verbundmagneten (beispielsweise dessen Wärmewiderstand) verbessern. Darüber hinaus kann ein Thermofixierharz, das bei höherer Temperatur aushärtet, verwendet werden.
  • Zu den Beispielen für einsetzbare Formungstechniken zählen Verdichten, Walzen, Kalandrieren, Extrudieren und Spritzgießen. Durch Verwendung dieser Formungstechniken kann das Gemisch nur in einer vergleichsweise einfachen Gestalt – in Abhängigkeit von der Verdichtungs-, Walz- oder Extrusionstechnik – verwendet werden. Bei diesen Techniken muss das Gemisch jedoch kein so hohes Strömungsvermögen während des Formungsvorgangs aufweisen. Deshalb kann das Magnetpulver in das Gemisch zu einem höheren Prozentsatz eingebracht werden. Durch eine Verwendung des Magnetpulvers der vorliegenden Erfindung kann der Prozentanteil an Magnetpulver auf mehr als beispielsweise 80% gesteigert werden, was erheblich mehr ist als für den Fall der Verwendung einer herkömmlichen Technik. Es können maximal sogar 90% erreicht werden. Wird jedoch der Magnetpulveranteil übermäßig erhöht, so liegt unter Umständen das Harzbindemittel zur Bindung der Magnetpulverteilchen eng aneinander in unzureichender Menge vor, wodurch die mechanische Stärke des resultierenden Verbundmagneten sinken kann, oder wodurch Magnetpulverteilchen während einer Verwendung des Magneten abbröseln können. Aus diesen Gründen liegt der bevorzugte Magnetpulveranteil bei 85% oder weniger. Darüber hinaus kann für den Fall, dass ein Gemisch enthaltend das erfindungsgemäße magnetische Pulver verdichtet wird, das Gesamtvolumen durch Hohlräume, die an der Oberfläche des resultierenden Presslings ausgebildet sind, ver ringert sein. Dies hat zum Ergebnis, dass eine an der Oberfläche des Presslings auszubildende Harzbeschichtung nicht derart stark von diesen Hohlräumen betroffen ist. Bei diesen Formungsvorgängen kann ein Thermofixierharz oder ein thermoplastisches Harz, ein Gummimaterial oder ein anderes geeignetes Material verwendet werden.
  • Ein Gemisch enthaltend das Magnetpulver der vorliegenden Findung zeigt verbessertes Strömungsvermögen. Entsprechend kann ein sehr effektives Spritzgießen dieses Gemisches erfolgen. Das Gemisch kann auch zu einer komplizierten Form gegossen werden, was bislang schwierig zu erreichen war, solange ein Gemisch enthaltend ein herkömmliches schnellverfestigtes Magnetpulver verwendet wurde. Darüber hinaus kann das Magnetpulver zu einem höheren Prozentsatz (beispielsweise von mehr als 65%) verdichtet werden, als dies bei herkömmlichen Gemischen der Fall ist, wodurch sich die magnetischen Eigenschaften des resultierenden magnetischen Körpers verbessern. Ferner enthält das Magnetpulver der vorliegenden Erfindung ein Seltene-Erden-Element mit einem vergleichsweise niedrigen Stoffmengenanteil und ist erheblich weniger leicht oxidierbar. Aus diesem Grund erfolgt, auch wenn ein Gemisch enthaltend das erfindungsgemäße Magnetpulver und ein thermoplastisches Harz oder ein Elastomer mit einem vergleichsweise hohen Verflüssigungspunkt bei einer vergleichsweise hohen Temperatur spritzgegossen wird, keine Verschlechterung der resultierenden magnetischen Eigenschaften.
  • Anwendungen des Verbundmagneten
  • Wie vorstehend beschrieben, weist das erfindungsgemäße Gemisch für einen Verbundmagnet eine höhere Fülldichte (oder Verdichtbarkeit) und einen höheren Wärmewiderstand auf, als dies bei einem Gemisch enthaltend ein herkömmliches schnellverfestigtes Magnetpulver (beispielsweise vom Typ MQP-B, hergestellt von der Firma Magnequench Inc.) der Fall ist. Wenn also das erfindungsgemäße Gemisch Verwendung findet, kann ein Verbundmagnet mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften, die zumindest vergleichbar, wenn nicht besser als diejenigen eines aus einem herkömmlichen schnellverfestigten Magnetpulver hergestellten Verbundmagneten sind, gebildet werden. Aus diesem Grunde findet der Verbundmagnet der vorliegenden Erfindung auf effektive Weise verschiedenartigste Anwendungen.
  • Nachstehend wird unter Bezugnahme auf 17 die Anwendung des erfindungsgemäßen Verbundmagneten bei einem Schrittmotor beschrieben.
  • 17 ist eine perspektivische Explosionsansicht, die schematisch den Aufbau eines Schrittmotors 100 mit einem Permanentmagnetrotor darstellt. Wie in 17 gezeigt ist, umfasst der Schrittmotor 100 einen Rotor 101 und einen Statorabschnitt 102, der den Rotor 101 umgibt. Der Rotor 101 umfasst Verbundmagneten, die an zehn Polen um dessen Außenumfang herum mit einem Außendurchmesser von 8 mm gleichmäßig magnetisiert wurden. Der Statorabschnitt 102 umfasst Außenjoche 102a und 102b, zwei Innenjoche 103, die mit den Rückseiten der Außenjoche 102a und 102b jeweils verbunden sind, sowie Magnetisierungsspulen 104a und 104b, die zwischen den inneren Jochen 103 angeordnet sind. Der Schrittmotor 100 ist ein so genannter „Pulsmotor vom PM-Typ", bei dem der Rotor 101 durch die magnetomotorische Kraft der magnetischen Spulen 104a und 104b in Entsprechung zu einem Pulsstrom um einen Schrittwinkel versetzt ist.
  • Die in dem Rotor 101 enthaltenen Verbundmagneten wurden unter Verwendung des erfindungsgemäßen Gemisches mit hervorragender Fülldichte (oder Verdichtbarkeit) hergestellt. Daher zeigen die Verbundmagneten hervorragende magnetische Eigenschaften, die wenigstens vergleichbar, wenn nicht besser als diejenigen von Verbundmagneten sind, die mit einem herkömmlichen schnellverfestigten Magnetpulver hergestellt wurden. Darüber hinaus weisen diese Verbundmagneten auch hervorragende mechanische Eigenschaften (beispielsweise Spanbildung in erheblich geringerem Umfang) auf, was ebenfalls zur Erhöhung der Verlässlichkeit beiträgt. Schließlich weisen diese Verbundmagneten auch einen guten Wärmewiderstand auf.
  • Ein Schrittmotor mit derartigen Verbundmagneten, die aus dem erfindungsgemäßen Gemisch hergestellt wurden, ist ein Hochleistungsmotor geringer Größe, der eine große Verlässlichkeit sicherstellt. Daher ist ein derartiger Schrittmotor effektiv in einem Gerät der Büroautomatisierung, beispielsweise einem Drucker oder einem Plattenlaufwerk, einer Kamera oder einem audiovisuellen Gerät, beispielsweise einem Camcorder, einsetzbar.
  • Der Rotor 101 kann durch verschiedene Verfahren hergestellt werden. So kann der Rotor 101 beispielsweise durch Verdichten eines Gemisches enthaltend ein Thermofixierharz oder durch Spritzgießen oder Extrudieren eines Gemisches mit einem thermoplastischen Harz hergestellt werden. Nachstehend wird ein als Beispiel angegebenes Verfahren zur Herstellung des Rotors 101 unter Bezugnahme auf die 18A bis 18D geschrieben.
  • Wird beispielsweise ein Gemisch enthaltend ein Thermofixierharz als Bindemittel verwendet, kann der in 18D gezeigte Rotor 200, der integral mit einem Verbundmagneten ausgeführt ist, in den in 18A bis 18C gezeigten Herstellungsschritten hergestellt werden.
  • Der in 18D gezeigte Rotor 200 umfasst eine Rotorwelle 205, ein Joch 208, das die Welle 205 umgibt, sowie einen Verbundmagneten 210, der mit der Oberfläche des Joches 208 in Verbindung steht.
  • Der Motor 200 kann hergestellt werden, indem die Herstellungsschritte gemäß 18A bis 18C ausgeführt werden.
  • Zunächst wird, wie in 18A gezeigt, während ein Zuführbehälter 203 mit einem Pulvergemisch 201 über die obere Fläche einer Pressform 204 gleitet, ein Hohlraum 202 mit dem Gemisch 201 befällt. Das Joch 208, in dessen Mitte die Rotorwelle 205 eingepasst ist, ist in die Pressform 204 eingeschoben. Ein Hilfselement 207 ist auf dem Joch 208 angeordnet, um die Rotorwelle 205 abzudecken. Dies bedeutet, dass der Hohlraum 202 zwischen der Pressform 204 und den Elementen 207 und 208 ausgebildet ist.
  • Anschließend wird, wie in 18B gezeigt, das Gemisch 201 verpresst und beispielsweise durch einen oberen Stempel 209 verdichtet, wodurch physikalische Bindungen des Joches 208 und des Gemisches 201 aneinander ausgebildet werden.
  • Danach wird, wie in 18C gezeigt, der Rotorpressling aus der Pressform 204 entnommen. Das Hilfselement 207 wird einfach aus der Rotorwelle 205 und dem Joch 208 entfernt. Das Ergebnis ist, dass die Rotorwelle 205, das Joch 208 und der Verbundmagnet 210 integriert miteinander ausgebildet sind. Zu diesem Zeitpunkt ist der Verbund magnet 210 jedoch immer noch ein Pulvergemisch aus dem Gemisch 201 und dem in dem Gemisch 201 enthaltenen und noch nicht ausgehärteten Thermofixierharz.
  • Anschließend wird zur Aushärtung des Verbundmagneten 210 und zur Erhöhung der Bindestärke an der Zwischenfläche 212 zwischen dem Joch 208 und dem Verbundmagnet 210 das Gemisch 201 bei einer vorbestimmten Temperatur ausgehärtet. Die Aushärttemperatur sowie die Aushärtzeit können entsprechend dem Typ des verwendeten Harzes geeignet festgelegt werden.
  • Das erfindungsgemäße Gemisch enthält das Magnetpulver mit hervorragendem Wärmewiderstand und kann bei einer höheren Temperatur ausgehärtet werden, als dies bei einem herkömmlichen Gemisch der Fall ist. Entsprechend zeigt der auf diese Weise erhaltene Verbundmagnet 210 einen erheblich besseren Wärmewiderstand, erheblich bessere mechanische Eigenschaften sowie eine erheblich bessere Anhaftstärke. Darüber hinaus weist bei dem Gemisch der vorliegenden Erfindung das Magnetpulver selbst eine hervorragende Korrosionsbeständigkeit auf. Daher werden, auch wenn der Thermofixiervorgang an Luft ausgeführt wird, die resultierenden magnetischen Eigenschaften nur geringfügig schlechter. Dies bedeutet, dass kein Bedarf besteht, den Thermofixiervorgang in einer Edelgasatmosphäre auszuführen, was vorteilhafterweise die Herstellungskosten senkt.
  • Entsprechend diesem Verdichtungsverfahren kann, während der ringförmige Verbundmagnet 210 gebildet wird, der Verbundmagnet 210 mit dem Joch 208 und der Rotorwelle 205 integral ausgebildet werden. Daher kann der Rotor äußerst produktiv hergestellt werden.
  • Bei dem eben beschriebenen Beispiel wird der Pulverpressling nach seiner Entnahme aus der Pressform 204 ausgehärtet. Als Alternative hierzu kann der Pressling auch innerhalb der Pressform 204 ausgehärtet werden, indem ein Erwärmungsmechanismus für die Pressform 204 vorgesehen wird. Dies bedeutet, dass das Gemisch 201 gleichzeitig ausgehärtet und verpresst werden kann. Darüber hinaus muss die Bildung des Verbundmagnet-integrierten Rotors nicht in einem Verdichtungsverfahren erfolgen, sondern kann auch in einem Spritzgießvorgang vorgenommen werden.
  • Darüber hinaus weist das erfindungsgemäße Gemisch eine höhere Fülldichte (das heißt Verdichtbarkeit und/oder Strömungsvermögen) auf, als dies bei einem Gemisch enthaltend ein herkömmliches schnellverfestigtes Magnetpulver der Fall ist. Daher kann sogar ein kleiner Spalt (mit einer Breite von beispielsweise ungefähr 2 mm), nach Bedarf mit dem Gemisch verfüllt werden. Infolgedessen ist das erfindungsgemäße Gemisch bei der Herstellung eines Magnet-eingebetteten Rotors 300 (siehe 19) zur Verwendung in einem Motor vom IPM-Typ (interior permanent magnet) hervorragend geeignet.
  • Der in 19 gezeigte Magnet-eingebettete Rotor 300 enthält einen Eisenkern 301 (mit einem Durchmesser von 80 mm und einer Dicke von beispielsweise 50 mm), einen Drehschaftschlitz 302, der in der Mitte des Eisenkernes 301 ausgebildet ist und eine Mehrzahl bogenförmiger Magnetschlitze 304 aufweist, die entlang des äußeren Umfangs des Eisenkernes 301 ausgebildet sind. Bei dem dargestellten Beispiel sind acht bogenförmige Magnetschlitze 304 vorgesehen. Jeder dieser Schlitze 304 weist eine Zweischichtenstruktur auf, die aus einem ersten Schlitz 304a mit einer Breite von beispielsweise 3,5 mm und einem zweiten Schlitz 304b mit einer Breite von beispielsweise 1,8 mm besteht. Die Schlitze 304a und 304b werden mit dem Gemisch der vorliegenden Erfindung befällt, wodurch die Verbundmagneten gebildet werden. Durch Kombination des Rotors 300 mit einem (nicht gezeigten) Stator, bei dem die Nordpole und Südpole jeweils abwechselnd derart angeordnet sind, dass sie zu den Magnetschlitzen 304 des Rotors 300 weisen, kann ein Motor vom IPM-Typ hergestellt werden.
  • Die Verbundmagnete können durch eine beliebige der bekannten Techniken hergestellt werden. So kann beispielsweise für den Fall, dass ein Gemisch enthaltend ein Thermofixierharz vorliegt, eine In-slot-Verdichtungstechnik (siehe beispielsweise die offengelegte japanische Veröffentlichung 63-98108) eingesetzt werden. Bei der Verwendung eines Gemisches enthaltend ein thermoplastisches Harz empfiehlt sich dagegen eine Extrusions- oder Spritzgusstechnik. Entsprechend einer von diesen Technikern können die Schlitze 304a und 304b mit dem Gemisch der vorliegenden Erfindung je nach Bedarf verfüllt werden, da das erfindungsgemäße Gemisch eine gute Fülldichte aufweist. Daher können Verbundmagneten mit hervorragenden mechanischen Eigenschaften sowie einem hervorragenden Wärmewiderstand und auch hervorragenden magnetischen Eigenschaften, die zumindest vergleichbar, wenn nicht besser als diejenigen herkömmlicher Magneten sind, hergestellt werden. Das Ergebnis hiervon ist, dass ein kleinformatiger Motor von IPM-Typ hoher Leistung und Zuverlässigkeit hergestellt werden kann.
  • Das Gemisch der vorliegenden Erfindung ist darüber hinaus bei der Bildung von Verbundmagneten enthaltenden Winkelsensoren (oder Umlaufverschlüsslern) 400 wirkungsvoll, was in 20A gezeigt ist.
  • Der Umlaufverschlüssler 411 gemäß 20A umfasst eine Drehwelle 413, eine Drehtrommel 416, die an die Drehwelle 413 gekoppelt ist, einen Rotor 414, der mit dem äußeren Umfang der Drehtrommel 416 in Verbindung steht und eine Mehrzahl von Verbundmagneten 415 aufweist, sowie einen Sensor 416, der an dem äußeren Umfang des Rotors 414 angebracht ist. Der Sensor 417 kann von einem beliebigen Typ sein; er muss nur Schwankungen des magnetischen Flusses, die von dem Rotor 414 herrühren, erfassen können. So kann der Sensor 417 beispielsweise eine Hall-Vorrichtung, eine Magnetoresistanzvorrichtung oder Vorrichtung sein, die auf dem Magnetoimpedanzeffekt beruht. Die Drehwelle 413 ist darüber hinaus mit einem Motor 412 gekoppelt. Der Sensor 417 ist mit einem (nicht gezeigten) Instrument verbunden.
  • Die Verbundmagneten 415, von denen jeder aus dem Gemisch der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde, können, wie in 20B gezeigt, von zylindrischer Form sein. Darüber hinaus sind die Verbundmagneten 415 an dem äußeren Umfang der Drehtrommel 416 derart angeordnet, dass die Nordpole und Südpole hiervon einander abwechseln. Die Verbundmagneten 415 können mit der Drehtrommel 415 beispielsweise über ein Anhaftmittel verbunden sein. Die Drehtrommel 416 kann aus einem Metall hergestellt sein, das jedoch nicht notwendigerweise ein magnetisches Material sein muss.
  • Der Umlaufverschlüssler 400 wird auf folgende Weise betrieben. Wenn die Drehwelle 413 des Motors 412 eine Drehung ausführt, dreht der Rotor 414 ebenfalls. In diesem Fall ändert der magnetische Fluss, der von den um den äußeren Umfang des Rotors 414 herum angeordneten Verbundmagneten 415 erzeugt und anschließend von dem Sensor 417 erfasst wird, die Richtung, während die Drehung des Rotors 414 weiter erfolgt. In Reaktion hierauf erzeugt der Sensor 417 ein Signal, dass der Richtungsänderung des magnetischen Flusses (beispielsweise durch eine Variation von Strom oder Spannung) entspricht, und gibt das Signal an das (nicht gezeigte) Instrument aus. Auf diese Weise wird das Ausmaß der Drehung (das heißt der Winkel) des Motors 412 gemessen.
  • Das Gemisch der vorliegenden Erfindung weist eine gute Fülldichte (das heißt Verdichtbarkeit oder Strömungsvermögen) auf und zeigt hervorragende magnetische Eigenschaften, die zumindest vergleichbar, wenn nicht besser als diejenigen herkömmlicher Magnete sind. Daher können Verbundmagneten mit sehr viel besseren mechanischen Eigenschaften und einem sehr viel besseren Wärmewiderstand aus dem erfindungsgemäßen Gemisch hergestellt werden. Aus diesem Grund ist ein hochzuverlässiger Hochleistungs- Winkelsensor kleiner Größe herstellbar.
  • Darüber hinaus kann das erfindungsgemäße Gemisch bei einem Verbundmagneten für eine Magnetwalze Verwendung finden, was in 21A und 21B dargestellt ist.
  • 21A ist eine Querschnittansicht, die die Struktur einer elektrofotografischen Prozesskartusche 501 darstellt. Die Kartusche 501 enthält eine lichtempfindliche Trommel 511, die in einer durch den Pfeil A angezeigten Richtung angetrieben wird, eine Aufladewalze 502 zum Aufladen der Trommel 510, einen Entwickler 511 und einen Reiniger 512.
  • Der Entwickler 511 enthält einen Entwicklerbehälter 509, in dem Toner 513 gelagert ist. Eine Entwicklerhülse 506 ist drehbar innerhalb der Öffnung des Entwicklerbehälters 509 derart angeordnet, dass sie zu der lichtempfindlichen Trommel 510 weist. Der Entwickler 511 enthält darüber hinaus eine elastische Schneide 514, die mit der Entwicklerhülse 506 in Kontakt tritt, wodurch die Dicke des Toners 513, der von der Entwicklerhülse 506 verbracht wird, reguliert wird.
  • 21B ist eine Querschnittansicht, die die Ausgestaltung des Entwicklers 511 in der Prozesskartusche 501 schematisch darstellt.
  • Die Entwicklerhülse 506 ist aus einem nicht magnetischen Material hergestellt und drehbar über ein Lager an dem Entwicklerbehälter 509 angebracht. Eine magnetische Walze 507 mit einem Durchmesser von beispielsweise 8,5 mm ist in die Entwicklerhülse 506 mit einem Durchmesser von beispielsweise 10 mm eingebracht. Die Welle 507a der magnetischen Walze 507 weist eine Kerbe 507a-1 auf, die mit dem Entwicklerbehälter 509 in Eingriff steht, um die magnetische Walze 507 an dem Behälter 509 zu sichern. Die magnetische Walze 507 weist einen Entwicklerpol S1 vor der lichtempfindlichen Trommel 510 sowie drei weitere Pole S2, N1 und N2 an anderen Stellen auf.
  • Ein Magnet 508 ist derart angeordnet, dass er die Entwicklerhülse 506 umgibt und einen magnetischen Vorhang in dem Spalt g zwischen der Entwicklerhülse 506 und dem Magnet 508 bildet. Der magnetische Vorhang hält den Toner 513 in dem Spalt g, wodurch ein Auslaufen von Toner 513 verhindert wird.
  • Die magnetische Walze 507 ist aus dem erfindungsgemäßen Gemisch hergestellt und zeigt hervorragende magnetische Eigenschaften, die zumindest vergleichbar, wenn nicht besser als diejenigen einer herkömmlichen Walze sind. Die Walze 507 tritt auch durch ihre mechanischen Eigenschaften sowie ihren Wärmewiderstand hervor. Entsprechend können die magnetische Walze 507 und die Entwicklerhülse 506 geringere Größen als ihre herkömmlichen Pendants aufweisen, und dennoch eine verbesserte Leistung bringen. Die aus dem erfindungsgemäßen Gemisch hergestellte magnetische Walze ist zudem bei einer Entwicklerkartusche für einen Fotokopierer oder einen Laserdrucker einsetzbar.
  • Beispiele
  • Beispiel 1
  • Für jede der Proben Nr. 1 bis 7, die in der nachfolgenden Tabelle 7 gezeigt sind, wurden jeweils die Materialien B, Fe, Ti, Nd und Nb mit Reinheitsgraden von ungefähr 99,5 oder mehr derart abgewogen, dass die Probe ein Gesamtgewicht von ungefähr 600 g aufwies, woraufhin das Gemisch in ein Alumina-Schmelzgefäß eingebracht wurde. Daraufhin wurden die legierten Materialien durch das Induktionsheizverfahren innerhalb einer Argonatmosphäre (Ar) bei einem Druck von ungefähr 70 kPa geschmolzen, sodass eine Schmelze der Legierung entstand. Nachdem die Temperatur der Schmelze ungefähr 1500°C erreicht hatte, wurde die Schmelze in eine wassergekühlte Kupferform gegossen, um eine plattenartige Legierung herzustellen.
  • Die so erhaltene Legierung wurde zu Flocken pulverisiert. Die pulverisierten Legierungsflocken mit einem Gewicht von ungefähr 25 mg wurden geschmolzen. Anschließend wurde die geschmolzene Legierung schnellgekühlt und verfestigt, und zwar mit einer Kühlgeschwindigkeit von ungefähr 20°C/min. Der Vorgang der Schnellverfestigung wurde einer Differentialwärmeanalyse (DTA) unter Verwendung eines Differentialkalorimeters innerhalb einer Argonatmosphäre unterworfen. Die Ergebnisse sind in der nachfolgenden Tabelle 7 zusammengestellt.
  • Tabelle 7
    Figure 00740001
  • Wie in Tabelle 7 gezeigt ist, wurden Nb und darüber hinaus Ti den Proben Nr. 1 bis 5 zugesetzt, während den Proben Nr. 6 und 7 kein Nb zugesetzt wurde.
  • In der rechten Spalte von Tabelle 7 werden Temperaturen, die die Vertestigungsvorgänge der geschmolzenen Legierung kennzeichnen, für die Proben Nr. 1 bis 7 beschrieben. Die mit „1st" bezeichneten Temperaturen sind Temperaturen, bei denen die Schmelze erstmalig geschmolzen wurde, während gleichzeitig eine Schockkühlung (das heißt Liquidustemperaturen) erfolgte. Demgegenüber bezeichnen die Temperaturen in der Spalte „2nd" Temperaturen, bei denen die Schmelze zum zweiten Mal verfestigt wurde, während eine Schockkühlung der Schmelze erfolgte (das heißt Gefrierpunkte, die niedriger als die Liquidustemperaturen sind). Insbesondere wurden bei diesen Temperaturen mittels des Differentialkalorimeters Maxima bei der Wärmeerzeugung beobachtet.
  • 8 ist ein Graph, der die Ergebnisse der DTA für Probe Nr. 2 (der Nb zugesetzt wurde) sowie Probe Nr. 6 (der kein Nb zugesetzt wurde) zeigt. Aus 8 ist ersichtlich, dass die Liquidustemperatur „1st" der Probe Nr. 2, das heißt diejenige Temperatur, die das erste Maximum der Wärmeerzeugung während des Abkühlvorgangs anzeigt, niedriger war als diejenige der Probe Nr. 6, und zwar um ungefähr 60°C oder mehr.
  • Das erste Maximum der Wärmeerzeugung ist höchstwahrscheinlich bedingt durch den Niederschlag einer Ti-B-Mischphase (beispielsweise einer TiB2-Phase) aufgetreten. In diesem Beispiel wurde die beiden Stoffe Ti und B mit höheren Stoffmengenanteilen zugesetzt, als dies bei bekannten Gemischen der Fall ist. Entsprechend wurde ein Ti-B-Gemisch mit einem hohen Schmelzpunkt leicht gebildet, und die Niederschlagstemperatur war groß. In einer Legierung mit bekannter Zusammensetzung ohne zusätzliches Ti (das heißt einem Fe3B/Nd2Fe14B-System) lag die Liquidustemperatur der Schmelze bei ungefähr 1200°C oder weniger. In dem Beispiel der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung wurde jedoch nicht nur Ti, sondern auch Nb zugesetzt. Aus diesem Grund sank die Niederschlagstemperatur eines derartigen Gemisches, während die Liquidustemperatur der geschmolzenen Legierung ebenfalls sank.
  • Bei Verwendung einer Legierung mit der Zusammensetzung von Probe Nr. 6 (die ein Vergleichsbeispiel darstellt) sollte der Abstreifgießvorgang vorzugsweise bei einer Gießtemperatur im Bereich von ungefähr 1350°C ausgeführt werden. Im Gegensatz hierzu sollte bei einer Legierung mit der Zusammensetzung von Probe Nr. 2 (die ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt) die Gießtemperatur auf beispielsweise ungefähr 1250°C festgelegt werden. Durch Senken der Gießtemperatur ist ein übermäßiges Kornwachstum des R2Fe14B-Gemisches und von TiB2, die oftmals in einem frühen Stadium des Schmelzschockkühlungsvorgangs niederschlagen, hemmbar, was die resultierenden magnetischen Eigenschaften verbessert.
  • Beispiel 2
  • Für jede der Proben Nr. 8 bis 15, die in der nachfolgenden Tabelle 8 gezeigt sind, wurden jeweils die Materialien B, Fe, Ti, Nd und C mit Reinheitsgraden von ungefähr 99,5% oder mehr derart abgewogen, dass die Probe ein Gesamtgewicht von ungefähr 600 g aufwies, woraufhin das Gemisch in ein Alumina-Schmelzgefäß eingebracht wur de. Daraufhin wurden die legierten Materialien durch ein Induktionsheizverfahren innerhalb einer Argonatmosphäre (Ar) bei einem Druck von ungefähr 70 kPa geschmolzen, sodass eine Schmelze der Legierung entstand. Nachdem die Temperatur der Schmelze ungefähr 1500°C erreicht hatte, wurde die Schmelze in eine wassergekühlte Kupferform gegossen, um eine plattenartige Legierung herzustellen.
  • Die so erhaltene Legierung wurde zu Flocken pulverisiert. Die pulverisierten Legierungsflocken mit einem Gewicht von ungefähr 25 mg wurden geschmolzen. Anschließend wurde die geschmolzene Legierung schnellgekühlt und verfestigt, und zwar mit einer Kühlgeschwindigkeit von ungefähr 20°C/min. Der Vorgang der Schnellverfestigung wurde einer Differentialthermoanalyse (DTA) unter Verwendung eines Differentialkalorimeters innerhalb einer Argonatmosphäre unterworfen. Die Ergebnisse sind in der nachfolgenden Tabelle 8 zusammengestellt:
  • Tabelle 8
    Figure 00760001
  • Wie in Tabelle 8 gezeigt ist, wurden C und darüber hinaus Ti den Proben Nr. 8 bis 13 zugesetzt, während den Proben Nr. 14 und 15 kein C zugesetzt wurde.
  • In der rechten Spalte von Tabelle 8 werden Temperaturen, die die Verfestigungsvorgänge der geschmolzenen Legierung kennzeichnen, für die Proben Nr. 8 bis 15 angegeben. Die mit „1st" bezeichneten Temperaturen sind Temperaturen, bei denen die Schmelze erstmalig geschmolzen wurde, während gleichzeitig eine Schockkühlung (das heißt Liquidustemperaturen) erfolgte. Demgegenüber bezeichnen die Temperaturen in der Spalte „2nd" Temperaturen, bei denen die Schmelze zum zweiten Mal verfestigt wurde, während eine Schockkühlung der Schmelze erfolgte (das heißt Gefrierpunkte, die niedriger als die Liquidustemperaturen sind). Insbesondere wurden bei diesen Temperaturen mittels des Differentialkalorimeters Maxima bei der Wärmeerzeugung beobachtet.
  • 9 ist ein Graph, der die Ergebnisse für Probe Nr. 8 (der C zugesetzt wurde) sowie Probe Nr. 14 (der kein C zugesetzt wurde) zeigt. Aus 8 ist ersichtlich, dass die Liquidustemperatur „1st" der Probe Nr. 8, das heißt diejenige Temperatur, die das erste Maximum der Wärmeerzeugung während des Abkühlvorgangs anzeigt, niedriger war als diejenige der Probe Nr. 14, und zwar um ungefähr 40°C oder mehr.
  • Das erste Maximum der Wärmeerzeugung ist höchstwahrscheinlich bedingt durch den Niederschlag einer Ti-B-Mischphase (beispielsweise einer TiB2-Phase) aufgetreten. In diesem Beispiel wurde die beiden Stoffe Ti und B mit höheren Stoffmengenanteilen zugesetzt, als dies bei bekannten Gemischen der Fall ist. Entsprechend wurde ein Ti-B-Gemisch mit einem hohen Schmelzpunkt leicht gebildet, und die Niederschlagstemperatur war groß. In einer Legierung mit bekannter Zusammensetzung ohne zusätzliches Ti (das heißt einem Fe3B/Nd2Fe14B-System) lag die Liquidustemperatur der Schmelze bei ungefähr 1200°C oder weniger. In dem Beispiel der bevorzugten Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung wurde jedoch nicht nur Ti, sondern auch C zugesetzt. Aus diesem Grund sank die Niederschlagstemperatur eines derartigen Gemisches, während die Liquidustemperatur der geschmolzenen Legierung ebenfalls sank.
  • Bei Verwendung einer Legierung mit der Zusammensetzung von Probe Nr. 14 (die ein Vergleichsbeispiel darstellt) sollte der Abstreifgießvorgang vorzugsweise bei einer Gießtemperatur im Bereich von ungefähr 1350°C ausgeführt werden. Im Gegensatz hierzu sollte bei einer Legierung mit der Zusammensetzung von Probe Nr. 8 (die ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt) die Gießtemperatur auf beispielsweise ungefähr 1300°C festgelegt werden. Durch Senken der Gießtemperatur ist ein übermäßiges Kornwachstum des R2Fe14B-Gemisches und von TiB2, die oftmals in einem frühen Stadium des Schmelzschockkühlungsvorgangs niederschlagen, hemmbar, was die resultierenden magnetischen Eigenschaften verbessert.
  • Für jede der Proben Nr. 8 bis 15, die in Tabelle 8 gezeigt sind, wurden jeweils die Materialien B, Fe, Ti, Nb und C mit Reinheitsgraden von ungefähr 99,5% oder mehr derart abgewogen, dass die Probe ein Gesamtgewicht von ungefähr 15 g aufwies, woraufhin das Gemisch in ein Schmelzgefäß aus Quarz mit eine Düse mit einem Durchmesser von ungefähr 0,8 mm am Boden gegeben wurde. Anschließend wurden die legierten Materialien mittels eines Induktionswärmeverfahrens innerhalb einer Argonatmosphäre (Ar) bei einem Druck von ungefähr 1,33 kPa bis ungefähr 47,92 kPa geschmolzen, wodurch eine Schmelze der Legierung entstand. Nachdem die Temperatur der Schmelze ungefähr 1350°C erreicht hatte, wurde die Oberfläche der Schmelze mit einem Argongas druckbeaufschlagt, wodurch die Schmelze durch die Düse auf den äußeren Umfang der Kühlwalze ausgestoßen wurde, die wiederum ungefähr 0,7 mm unterhalb der Düse angeordnet war. Die Kühlwalze aus reinem Kupfer wurde derart gedreht, dass sie eine Oberflächengeschwindigkeit von annähernd 15 m/sec aufwies. Als Ergebnis des Kontaktes mit der Kühlwalze wurde die geschmolzene Legierung schnellgekühlt und verfestigt. Auf diese Art wurde ein kontinuierlicher dünner Streifen der schnellverfestigten Legierung mit einer Breite von ungefähr 2 mm bis 3 mm und einer Dicke von ungefähr 20 μm bis ungefähr 50 μm hergestellt.
  • 10 ist ein Graph, der XRD-Muster der Proben Nr. 8 und 14 darstellt. Wie aus 10 ersichtlich ist, war der Großteil der Probe Nr. 8 amorph, während ein Großteil der Probe Nr. 14 kristallin war.
  • Die als dünner Streifen vorliegende schnellverfestigte Legierung wurde auf eine Temperatur von ungefähr 600°C bis ungefähr 800°C in einer Argonatmosphäre erwärmt, auf dieser Temperatur für ungefähr 6 bis ungefähr 8 Minuten gehalten und sodann auf Raumtemperatur abgekühlt. Anschließend wurden die magnetischen Eigenschaften dieser als dünner Streifen vorliegenden schnellverfestigten Legierung (mit einer Länge von ungefähr 3 mm bis ungefähr 5 mm) unter Verwendung eines Vibrationsprobenmagnetometers (VSM) gemessen. Die Ergebnisse sind in der nachfolgenden Tabelle 9 zusammengefasst.
  • Tabelle 9
    Figure 00790001
  • Anschließend wurde eine Materiallegierung mit derselben Zusammensetzung wie bei Probe Nr. 13 (Tabelle 8) hergestellt und dem Abstreifgießvorgang unter Verwendung der in 3 gezeigten Abstreifwalze unterworfen, sodass eine schnellverfestigte Legierung entstand. Insbesondere wurden jeweils die Materialien B, Fe, Ti, Nb und C mit Reinheitsgraden von ungefähr 99,5% oder mehr derart abgewogen, dass die Materiallegierung ein Gesamtgewicht von ungefähr 10 kg aufwies, woraufhin das Gemisch in ein Schmelzgefäß eingebracht wurde. Anschließend wurden die legierten Materialien mittels eines Induktionswärmeverfahrens innerhalb einer Argonatmosphäre bei einem Druck von ungefähr 30 kPa geschmolzen, wodurch eine Schmelze der Legierung entstand. Nachdem die Temperatur der Schmelze annähernd 1350°C erreicht hatte, wurde die Schmelze auf die Rutsche gegossen. Die Schmelze strömte gleichmäßig über die Rutsche und wurde durch die Kühlwalze schockgekühlt. Die Kühlwalze hatte eine Oberflächengeschwindigkeit von ungefähr 12 m/sec.
  • Die resultierende schnellverfestigte Legierung (mit einer durchschnittlichen Dicke von ungefähr 80 μm) wurde auf eine Temperatur von ungefähr 740°C innerhalb einer Argonatmosphäre erwärmt, für ungefähr 6 Minuten bis ungefähr 8 Minuten auf dieser Temperatur gehalten und anschließend auf Raumtemperatur abgekühlt. Im Anschluss wurden die magnetischen Eigenschaften dieser schnellverfestigten Legierung unter Verwendung eines Vibrationsprobenmagnetometers (VSM) gemessen.
  • Als Ergebnis ergab sich, dass die Remanenz Br dieser Legierung bei ungefähr 0,79 T, die Koerzitivität HcJ bei ungefähr 1090 kA/m und das maximale Energieprodukt (BH)max desselben bei ungefähr 102 kJ/m3 lag. Ein Vergleich dieser magnetischen Eigenschaften mit denjenigen der Probe Nr. 13 (Tabelle 9) macht deutlich, dass ähnliche Eigenschaften erzielt wurden.
  • Als nächstes wurden das XRD-Muster und die Entmagnetisierungskurve für eine Probe bestimmt, bei der das Atomverhältnis p von C zu B plus C bei ungefähr 0,25 oder weniger lag, sowie für eine Probe, bei der das Atomverhältnis p größer als ungefähr 0,25 war.
  • 11 zeigt das XRD-Muster von Nd9Fe73B12, 6C1,4Ti4 (das heißt einer Probe, die ein Beispiel von vielen bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung mit p = 0,1 darstellt) sowie Nd9Fe73B7C7Ti4 (das heißt einer Probe, die ein Vergleichsbeispiel mit p = 0,5 darstellt) vor der Wärmebehandlung. Die Proben hatten voneinander verschiedene Zusammensetzungen, wurden jedoch wie in den vorhergehenden Beispielen hergestellt. 12 zeigt die Entmagnetisierungskurve von Nd9Fe73B12,6C1,4Ti4 und Nd9Fe73B7C7Ti4, die jeweils ein Beispiel und ein Vergleichsbeispiel darstellen.
  • Wo das Verhältnis p von C ungefähr 0,25 überschritt und ungefähr 0,5 erreichte, wurde ein herausragendes Streuungsmaximum der TiC-Phase beobachtet, wie in 11 gezeigt ist. Es wird deutlich, dass bei einem zu großen Gehalt an C ein Teil der TiC-Phase in der schnellverfestigten Legierung niederschlägt. In diesem Fall weichen die Stoffmengenanteile der jeweiligen konstituierenden Phasen von den hierfür gewünschten Bereichen ab, nachdem die Legierung wärmebehandelt wurde. Als Ergebnis hiervon ist die Umlaufrechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve schlechter, was in 12 gezeigt ist. Im Gegensatz traten, wann immer das Verhältnis p von C bei etwa 0,25 oder darunter lag, keine derartigen Probleme auf.
  • Beispiel 3
  • Bei diesem Beispiel wurde die in 3 gezeigte Abstreifwalze verwendet.
  • Zunächst wurden jeweils die Materialien B, C, Fe, Nb, Ti und Nd mit Reinheitsgraden von ungefähr 99,5% und mehr derart abgewogen, dass die resultierende Legierung eine Zusammensetzung von Nd9Fe73B12,6C1,4Ti3Nb1 (wobei die Indizes atomare Prozentanteile darstellen) aufwies, und die Legierung ein Gesamtgewicht von ungefähr 5 kg hatte. Anschließend wurde das Gemisch dieser Metalle in ein Alumina-Schmelzgefäß eingebracht und sodann mittels eines Induktionswärmeverfahrens innerhalb einer Argonatmosphäre (Ar) bei einem Druck von ungefähr 35 kPa geschmolzen. Die Legierung wurde bei annähernd 1350°C geschmolzen.
  • Nachdem die Materialien geschmolzen waren, wurde das Schmelzgefäß gekippt, um die Schmelze auf die aus einem porösen keramischen Material bestehende Rutsche zu gießen, und dadurch auf die Oberfläche der Kühlwalze zu leiten. Die Rutsche wies eine Oberflächentemperatur von ungefähr 600°C auf, wobei deren Erwärmung über ein Heizelement erfolgte. Die Rutsche wurde derart verkippt, dass sie mit der horizontalen Ebene einen Winkel α von ungefähr 20° einschloss, sodass die Schmelze beständig über die Rutsche hin zu der Walze gleiten konnte. Darüber hinaus war die Rutsche derart angeordnet, dass die das weitere Ende der Rutsche mit der Mitte der Kühlwalze verbindende Linie einen Winkel β von ungefähr 40° mit der horizontalen Ebene einschloss. Man beachte, dass die bei diesem Beispiel verwendete Rutsche Schmelzeführungen aufwies, die denen in 4 entsprechen, um die aus dem Schmelzgefäß ausgegossene Schmelze in zwei Schmelzeströme aufzuteilen und diese Ströme jeweils getrennt auf die Walze aufzubringen.
  • Die Drehung der Kühlwalze erfolgte mit einer Oberflächengeschwindigkeit von ungefähr 14 m/sec. Durch Ändern des Kippwinkels des Schmelzgefäßes wies jeder die Rutsche hinabgleitende Schmelzestrom eine Zuführgeschwindigkeit von ungefähr 1,5 kg/min auf. Bei diesem Beispiel kam eine Walze aus reinem Kupfer mit einer Mittellinienrauheit Ra von ungefähr 5 mm an der Oberfläche zum Einsatz. Einer Erhöhung der Temperatur der Walze wurde durch Wasser im Inneren der Walze entgegengewirkt.
  • Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung wurde die Struktur der resultierenden schnellverfestigten Legierung mit Cu-Kα-Röntgenstrahlen untersucht. Im Ergebnis wurde ein Streuungsmaximum von Nd2Fe14B ausfindig gemacht, wodurch auch bestätigt wurde, dass die Legierung die Struktur einer schnellverfestigten Legierung aufwies, bei der nicht nur die Nd2Fe14B-Phase, sondern auch die Fe23B6-Phase und die α-Fe-Phase nebeneinander bestehen.
  • 13 zeigt das Pulver-XRD-Muster der so erhaltenen schnellverfestigten Legierung. 14 zeigt die Entmagnetisierungskurve der schnellverfestigten Legierung, die mit einem Vibrationsprobenmagnetometer gemessen wurde. In 13 und 14 beziehen sich die mit „gegossen" bezeichneten Kurven auf die schnellverfestigte Legierung.
  • Anschließend wurde die schnellverfestigte Legierung unter Verwendung einer Leistungsmühle pulverisiert. Im Anschluss wurde das Pulver der schnellverfestigten Legierung in einen kontinuierlichen Behandlungsofen vom Ringbandtyp eingebracht, in dem eine Argonatmosphäre bestand, wobei die Temperatur im Ofen bei ungefähr 750°C gehalten wurde, sodass eine Wärmebehandlung erfolgen konnte. In diesem Fall wurde die Zuführgeschwindigkeit des Pulvers bei ungefähr 30 g/min gehalten.
  • Das Pulver-XRD-Muster sowie die Entmagnetisierungskurve der wärmebehandelten Legierung sind jeweils auch in 13 und 14 angegeben. In 13 und 14 sind die Daten der wärmebehandelten Legierung als mit „ausgehärtet" bezeichnete Kurven dargestellt. Die magnetischen Eigenschaften der wärmebehandelten Legierung sind in der nachfolgenden Tabelle 10 zusammengefasst.
  • Tabelle 10
    Figure 00820001
  • Wie 14 sowie Tabelle 10 entnommen werden kann, zeigten die Permanentmagnete auf Eisenbasis dieses Beispiels gute magnetische Eigenschaften.
  • Im Anschluss wurde die wärmebehandelte mikrokristalline Metallstruktur mit einem Transmissionselektronenmikroskop (TEM) untersucht. Im Ergebnis wurde festgestellt, dass Kristallkörner mit einer Durchschnittskorngröße von ungefähr 40 nm und Kristall körner mit einer Durchschnittskorngröße von ungefähr 10 nm in der wärmebehandelten Struktur nebeneinander bestanden. Letztere Kristallkörner bestanden um die Korngrenzen ersterer Kristallkörner herum. Die Metallstruktur wurde des Weiteren unter Verwendung eines hochauflösenden Transmissionselektronenmikroskops (HRTEM) analysiert. Hierdurch wurde nachgewiesen, dass Kristallkörner mit einer durchschnittlichen Korngröße von ungefähr 40 nm Nd2Fe14B waren, und dass ein Borid auf Eisenbasis wie Fe23B6 oder Fe3B um die Korngrenzen des Nd2Fe14B herum vorhanden war.
  • Beispiel 4
  • Auch bei diesem Beispiel wurde die in 3 gezeigte Abstreifwalze verwendet.
  • Zunächst wurden jeweils die Materialien B, C, Fe, Nb, Ti und Nd mit Reinheitsgraden von ungefähr 99,5% und mehr derart abgewogen, dass die resultierende Legierung eine Zusammensetzung von Nd9Fe73B12,6C1,4Ti3Nb1 (wobei die Indizes atomare Prozentanteile darstellen) aufwies, und die Legierung ein Gesamtgewicht von ungefähr 5 kg hatte. Anschließend wurde das Gemisch dieser Metalle in ein Alumina-Schmelzgefäß eingebracht und sodann mittels eines Induktionswärmeverfahrens innerhalb einer Argonatmosphäre (Ar) bei einem Druck von ungefähr 35 kPa geschmolzen. Die Legierung wurde bei annähernd 1350°C geschmolzen.
  • Nach dem Schmelzen dieser Materialien wurde das Schmelzgefäß gekippt, um die Schmelze auf die aus einem porösen keramischen Material bestehende Rutsche zu verbringen, und auf die Oberfläche der Kühlwalze zu leiten. Die Walze wies eine Oberflächentemperatur auf, die von einem Heizelement auf ungefähr 600°C gehalten wurde. Die Rutsche wurde derart verkippt, dass sie einen Winkel α von ungefähr 20° bezüglich einer horizontalen Ebene aufwies, sodass die Schmelze kontinuierlich über die Rutsche zu der Walze gleiten konnte. Darüber hinaus war die Rutsche derart angeordnet, dass die das entfernte Ende der Rutsche mit der Mitte der Kühlwalze verbindende Linie einen Winkel β von ungefähr 40° mit der horizontalen Ebene einschloss. Die in 4 gezeigte Rutsche wird auch bei diesem Beispiel verwendet.
  • Bei diesem Beispiel wurde die Kühlwalze mit verschiedenen Oberflächengeschwindigkeiten gedreht, die in Tabelle 11 zusammengefasst sind. Durch ein Verstellen des Kipp winkels des Schmelzgefäßes wies jeder die Rutsche hinabströmende Schmelzestrom seine eigene Zuführgeschwindigkeit auf, die, wie in Tabelle 11 angegeben, gesteuert wurde. Unter der Annahme, dass die Breite jedes Schmelzestromes ungefähr 10 mm betrug, wurden im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung die Auswirkungen der Oberflächengeschwindigkeit der Walze und der Zuführgeschwindigkeit der Schmelze auf den Schnellverfestigungsvorgang untersucht.
  • In diesem Beispiel kam eine aus Kupfer hergestellte Walze mit einer Mittellinienrauheit Ra von ungefähr 5 μm an der Oberfläche als drittes Beispiel zum Einsatz. Die Erhöhung der Walzentemperatur wurde durch Kühlung mit Wasser innerhalb der Walze minimiert.
  • Tabelle 11
    Figure 00840001
  • In Tabelle 11 stellen die Kreise „O" eine Situation dar, in der eine kontinuierliche Herstellung der schnellvertestigten Legierung erfolgte. Das Kreuz „x" stellt eine Situation dar, bei der oftmals eine Tropfenbildung der Schmelze erfolgte, sodass eine schnellverfestigte Legierung mit der gewünschten Struktur nicht kontinuierlich hergestellt werden konnte. Das Dreieck „Δ" stellt eine Situation dar, in der die schnellverfestigte Legierung kontinuierlich hergestellt werden konnte, obwohl die Schmelze diskontinuierlich Tropfen bildete.
  • Wie Tabelle 11 entnommen werden kann, konnte, wobei die Oberflächengeschwindigkeit der Walze zwischen ungefähr 10 m/sec und ungefähr 80 m/sec lag, eine schnellverfestigte Legierung konstant bei einer Zuführgeschwindigkeit des Schmelzestroms von ungefähr 1,0 kg/min bis ungefähr 2 kg/min hergestellt werden. Des Weiteren gilt: Je höher die Oberflächengeschwindigkeit der Walze, desto dünner wird die schnellverfestigte Legierung und desto häufiger tritt eine Tropfenbildung der Schmelze auf.
  • Die Zuführgeschwindigkeit jedes Schmelzestromes hat keine großen Auswirkungen auf die Dicke der resultierenden schnellverfestigten Legierung, hat jedoch einen beträchtlichen Einfluss auf die Breite. Allgemein gilt: Je höher die Zuführgeschwindigkeit der Schmelze, desto breiter ist die resultierende schnellverfestigte Legierung tendenziell.
  • Die Dicke der als dünner Streifen vorliegenden schnellverfestigten Legierung ändert sich mit der Oberflächengeschwindigkeit der Walze. Dies bedeutet: Je höher die Oberflächengeschwindigkeit der Walze, desto dünner ist die als dünner Streifen vorliegende schnellverfestigte Legierung. Wenn beispielsweise die Drehung der Walze mit einer Oberflächengeschwindigkeit von ungefähr 10 m/sec erfolgt, weist die als dünner Streifen vorliegende schnellverfestigte Legierung eine durchschnittliche Dicke von ungefähr 100 μm auf. Dem steht gegenüber, dass, wenn die Drehung der Walze mit einer Oberflächengeschwindigkeit von ungefähr 22 m/sec erfolgt, die als dünner Streifen vorliegende schnellverfestigte Legierung eine durchschnittliche Dicke von ungefähr 15 μm bis ungefähr 80 μm aufwies.
  • Wie vorstehend beschrieben, gilt: Je dicker die als dünner Streifen vorliegende schnellverfestigte Legierung (beispielsweise, wenn die Legierung eine Dicke von mehr als 80 μm aufweist) ist, desto einfacher können Pulverteilchen quasiisometrischer Form durch Pulverisierung der schnellverfestigten Legierung hergestellt werden. Ein Verbundmagnet mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften kann aus einem Pulver hergestellt werden, das eine große Anzahl von Teilchen mit einem Längenverhältnis von nahezu 1 enthält.
  • Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung wurde die Struktur einer schnellverfestigten Legierung analysiert, wobei dies bei einer Oberflächengeschwindigkeit der Walze von ungefähr 14 m/sec und einer Zuführgeschwindigkeit des Schmelzestroms von ungefähr 1,3 kg/min sowie unter Verwendung der Cu-Kα-Röntgenstrahlung erfolgte. Das Ergebnis war, dass im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung ein Diffraktionsmaximum von Nd2Fe14B nachgewiesen sowie festgestellt wurde, dass die Legierung die Struktur einer schnellverfestigten Legierung aufwies, bei der nicht nur die Nd2Fe14B-Phase, sondern auch die Fe23B6-Phase und die α-Fe-Phase nebeneinander bestanden.
  • Entsprechend den verschiedenen bevorzugten Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung wird eine Schmelze einer Seltene-Erden-Legierung mit zugegebenem Ti durch einen Abstreifgießvorgang schnellgekühlt und verfestigt, sodass eine Massenfertigung einer Materiallegierung für einen Seltene-Erden-Magnet auf Eisenbasis erfolgte, der wiederum hervorragende magnetische Eigenschaften, darunter eine hohe Koerzitivität und eine hohe Magnetisierung aufwies, während die Menge des Seltene-Erden-Elementes, die zur Herstellung des Magneten von Nöten war, verringert wurde.
  • Während die vorliegende Erfindung im Zusammenhang mit bevorzugten Ausführungsbeispielen beschrieben wurde, erschließt sich einem Fachmann unmittelbar, dass die offenbarte Erfindung auf vielerlei Arten abgewandelt werden kann und viele Ausführungsformen annehmen kann, die von den vorstehend beschriebenen abweichen. Es ist beabsichtigt, dass einzig die beigefügten Ansprüche alle Abwandlungen der Erfindung, die in den Schutzbereich derselben fallen, abdecken.

Claims (26)

  1. Verfahren zur Herstellung einer Materiallegierung für einen Seltene-Erden-Nanokompositmagnet auf Eisenbasis, wobei das Verfahren die nachfolgenden Schritte umfasst: Herstellen einer Schmelze aus einer Seltene-Erden-Materiallegierung auf Eisenbasis mit einer Zusammensetzung der Materiallegierung entsprechend der allgemeinen Formel (Fe1-mTm)100-x-y-z-n(B1-pCp)xRyTizMn wobei T wenigstens ein Element aus einer Co und Ni enthaltenen Gruppe, R wenigstens ein Element aus einer Y (Yttrium) und die Seltene-Erden-Elemente enthaltenden Gruppe sowie M wenigstens ein Element aus einer Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au und Pb enthaltenden Gruppe bezeichnen, und wobei die Stoffmengenanteile x, y, z, m, n und p jeweils den nachstehenden Ungleichungen genügen: 10 At.-% < x ≤ 25 At.-% 6 At.-% ≤ y < 10 At.-% 0,5 At.-% ≤ z ≤ 12 At.-% 0 ≤ m ≤ 0,5 0 At.-% ≤ n ≤ 10 At.-% 0 ≤ p ≤ 0,25
  2. Aufbringen der eine kinematische Viskosität von 5 × 10–6 m2/sec oder weniger aufweisenden Materiallegierungsschmelze auf eine Rutsche mit einer Führungsoberfläche, die einen Winkel von ungefähr 1° bis ungefähr 80° mit einer horizontalen Ebene einschließt, sodass eine Bewegung der Schmelze in einen Bereich hinein, in dem die Schmelze mit einer Kühlwalze in Kontakt tritt, ohne Druckeinwirkung auf die Schmelze erfolgt, wobei die Rutsche wenigstens einen Fließkanal mit einer Breite von 0,5 cm bis 10 cm aufweist; sowie Halten der Rutsche auf einer Oberflächentemperatur von 300°C oder mehr; und Schnellkühlen der Schmelze mit einer Kühlgeschwindigkeit von 102°C/sec bis 105°C/sec unter Verwendung der Kühlwalze, deren Drehung mit einer Oberflächengeschwindigkeit in einem Bereich von 5 m/sec bis 26 m/sec erfolgt, um eine schnellverfestigte Legierung mit einer R2Fe14B-Phase mit ungefähr 60 Vol.-% oder mehr und einer Boridphase auf Eisenbasis herzustellen, wobei die Boridphase auf Eisenbasis magnetische Eigenschaften aufweist und um eine Korngrenze oder Untergrenze der R2Fe14B-Phase herum vorhanden ist.
  3. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der Kühlschritt einen Schritt des Einstellens der Fließbreite der Schmelze auf eine vorbestimmte Größe in axialer Richtung der Kühlwalze unter Verwendung der Rutsche umfasst.
  4. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die schnellverfestigte Legierung in einem atmosphärischen Gas verringerten Druckes hergestellt wird.
  5. Verfahren nach Anspruch 3, das darüber hinaus einen derart erfolgenden Schritt des Steuerns des Druckes des atmosphärischen Gases umfasst, dass der Druck des atmosphärischen Gases zwischen ungefähr 0,13 kPa und ungefähr 100 kPa liegt.
  6. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der Kühlschritt einen derart erfolgenden Schritt des Steuerns der auf die Einheitsbreite bezogenen Zuführgeschwindigkeit der Schmelze umfasst, dass die auf die Einheitsbreite bezogene Zuführgeschwindigkeit ungefähr 3 kg/min/cm oder weniger beträgt.
  7. Verfahren nach Anspruch 1, das darüber hinaus einen Schritt des Bildens einer Struktur umfasst, in der drei oder mehr kristalline Phasen, darunter wenigstens die R2Fe14B-Phase sowie die α-Fe- und die ferromagnetische Boridphase auf Eisenbasis, vorhanden sind, wobei die durchschnittliche Kristallkorngröße der R2Fe14B-Phase zwischen ungefähr 20 nm und ungefähr 200 nm liegt, und wobei die durch schnittlichen Korngrößen der α-Fe- und Boridphasen zwischen ungefähr 1 nm und ungefähr 50 nm liegen.
  8. Verfahren nach Anspruch 1, das darüber hinaus einen derart erfolgenden Schritt der Wärmebehandlung der schnellverfestigten Legierung umfasst, dass sich die Struktur bildet, in der drei oder mehr kristalline Phasen vorhanden sind.
  9. Verfahren nach Anspruch 7, bei dem der Schritt der Wärmebehandlung der schnellverfestigten Legierung einen Schritt des Haltens der schnellverfestigten Legierung auf einer Temperatur von zwischen ungefähr 550°C und ungefähr 850°C für ungefähr 30 Sekunden oder mehr umfasst.
  10. Verfahren nach Anspruch 8, das darüber hinaus einen Schritt der Pulverisierung der schnellverfestigten Legierung vor der Wärmebehandlung der schnellverfestigten Legierung umfasst.
  11. Verfahren nach Anspruch 6, bei dem die Boridphase auf Eisenbasis wenigstens eine der Substanzen Fe3B und Fe23B6 enthält.
  12. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem das Element M stets Nb enthält.
  13. Verfahren nach Anspruch 11, bei dem die Schmelze der Nb enthaltenden Materiallegierung eine Liquidustemperatur aufweist, die um ungefähr 10°C oder mehr niedriger ist als diejenige einer anderen Seltene-Erden-Magnetmateriallegierung auf Eisenbasis, die im Wesentlichen dieselbe Zusammensetzung wie die Nb enthaltende Materiallegierung aufweist, jedoch im Wesentlichen kein Nb enthält.
  14. Verfahren nach Anspruch 12, bei dem die Materiallegierung Nb zwischen ungefähr 0,1 At.-% und ungefähr 3 At.-% enthält.
  15. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem das atomare Verhältnis p des C in der allgemeinen Formel der Ungleichung 0,01 ≤ p < 0,25 genügt.
  16. Verfahren nach Anspruch 14, bei dem eine Gemischphase, deren Niederschlag während der Schnellkühlung und -verfestigung der Schmelze als erstes erfolgt, eine Verfestigungstemperatur aufweist, die im Vergleich zu einer Schmelze einer anderen ein atomares Verhältnis p von ungefähr 0 aufweisenden Materiallegierung um etwa 5°C oder mehr niedriger ist.
  17. Verfahren nach Anspruch 15, bei dem während des Kühlschrittes die Gemischphase, deren Niederschlag während der Schnellkühlung und -verfestigung der Schmelze als erstes erfolgt, ein Titanborid-Gemisch ist.
  18. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der Kühlschritt durch eine Drehung der Kühlwalze verwirklicht ist, die bei einer Drehung mit einer Oberflächengeschwindigkeit von ungefähr 10 m/sec oder mehr an der Oberfläche eine Mittellinienrauheit Ra von ungefähr 20 μm oder weniger aufweist.
  19. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der Kühlschritt einen derart erfolgenden Schritt des Steuerns der Härtegeschwindigkeit des Schmelzeflusses, mit der jeder Schmelzefluss durch die Kühlwalze schnellgekühlt und -verfestigt wird, umfasst, dass die Härtegeschwindigkeit des Schmelzeflusses ungefähr 0,7 kg/min oder mehr, jedoch weniger als ungefähr 4 kg/min beträgt.
  20. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der Kühlschritt einen derart erfolgenden Schritt des Steuerns der Breite jedes Schmelzeflusses durch die Rutsche umfasst, dass die Breite ungefähr 5 mm oder mehr, jedoch weniger als ungefähr 20 mm beträgt.
  21. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die schnellverfestigte Legierung eine Dicke von zwischen ungefähr 50 μm und ungefähr 200 μm aufweist.
  22. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Rutsche aus einem Material hergestellt ist, das zu ungefähr 80 Vol.-% oder mehr Al2O3 enthält.
  23. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Kühlwalze einen Grundkörper aufweist, der aus einem Material mit einer thermischen Leitfähigkeit von ungefähr 50 W/m/K oder mehr hergestellt ist.
  24. Verfahren nach Anspruch 22, bei dem der Grundkörper der Kühlwalze aus einer der Substanzen Kohlenstoffstahl, Wolfram, Eisen, Kupfer, Molybdän, Beryllium und einer Kupferlegierung hergestellt ist.
  25. Verfahren nach Anspruch 22, bei dem der Grundkörper der Kühlwalze an seiner Oberfläche eine Beschichtung aufweist, die aus einer der Substanzen Chrom, Nickel und einer Kombination von Chrom und Nickel hergestellt ist.
  26. Verfahren zur Herstellung eines Verbundmagneten, wobei das Verfahren die nachfolgenden Schritte umfasst: Herstellen eines Pulvers für die Materiallegierung des Seltene-Erden-Magneten auf Eisenbasis entsprechend dem Verfahren nach Anspruch 1; und Verarbeiten des Pulvers zu dem Verbundmagnet.
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