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TECHNISCHES GEBIET
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Die
vorliegende Erfindung betrifft eine Rohlegierung für einen
Dauermagneten, zum Beispiel zum Einsatz in verschiedenen Arten von
Motoren, Messinstrumenten, Sensoren und Lautsprechern, sowie ein
Verfahren zum Herstellen einer solchen Rohlegierung. Insbesondere
betrifft die vorliegende Erfindung eine Rohlegierung für einen
Dauermagneten der Art Nanocomposite, die durch einen Bandgießprozess
herzustellen ist, sowie ein Verfahren zum Herstellen einer solchen
Legierung.
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STAND DER TECHNIK
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Ein
Nanocomposite-Dauermagnet, der eine Struktur aufweist, bei der eine
harte magnetische Phase, wie zum Beispiel R2Fe14B, und weiche magnetische Phasen, wie zum
Beispiel Fe3B und α -Fe (das heißt ferromagnetische
Phasen hoher Magnetisierung) magnetisch miteinander gekoppelt werden,
befindet sich derzeit als Magnet auf R-Fe-B-Basis in der Entwicklung. Ein Pulver
eines Nanocomposite-Dauermagneten wird mit einem Kunstharzmaterial
zu einer vorgegebenen Form verdichtet, wobei ein isotrop gebundener
Magnet ausgebildet wird.
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Bei
der Herstellung eines Nanocomposite-Magneten wird oft eine rasch
erstarrte Legierung, die entweder eine amorphe Struktur oder wenigstens
eine Struktur, die vorwiegend aus einer amorphen Phase besteht,
aufweist, als Ausgangsmaterial desselben verwendet. Wenn sie einer
Wärmebehandlung
unterzogen wird, wird diese rasch erstarrte Legierung kristallisiert
und wird schließlich
ein magnetisches Material, das eine nanokristalline Struktur mit
einer durchschnittlichen Kristallkorngröße von etwa 10–9 m
bis etwa 10–6 m
aufweist.
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Die
Struktur der erwärmten
und kristallisierten magnetischen Legierung ist stark abhängig von
der Struktur der rasch erstarrten Legierung, die noch zu erwärmen und
zu kristallisieren ist. Um einen Nanocomposite-Magneten mit hervorragenden
magneti schen Eigenschaften zu erhalten, ist es aus diesem Grund
wichtig, wie die Bedingungen des raschen Abkühlens und Erstarrens einer
Schmelze aus der Rohlegierung definiert werden, denn diese Bedingungen
bestimmen die spezifische Struktur (zum Beispiel den prozentualen
Anteil der amorphen Phase) der entstehenden rasch erstarrten Legierung.
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Ein
schnelles Abkühlverfahren,
das mit einer Maschine wie der in 1 gezeigten
durchzuführen
ist, ist als ein herkömmliches
Verfahren der Herstellung einer solchen rasch erstarrten Legierung
bekannt, die einen größeren prozentualen
Anteil von amorpher Phase enthält.
In diesem Verfahren wird eine Legierungsschmelze aus einer Düse ausgestoßen, die
eine Öffnung
an dem Boden aufweist, zu einer sich drehenden Walze, die zum Beispiel
aus Kupfer besteht, hin, und wird durch die Walze rasch abgekühlt, wodurch
man ein dünnes
erstarrtes Legierungsband erhält.
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Verfahren
dieser Art sind von Universitäten
und Organisationen erforscht und berichtet worden, welche sich mit
dem Studium von magnetischen Materialien befassen. Eine Maschine
zum Einsatz in solchen Forschungsarbeiten oder Berichten wird jedoch
lediglich für
experimentelle Zwecke modelliert, um mehrere zehn bis mehrere hundert
Gramm von Legierung in einer Düse
zu schmelzen und aus der Düse
auszustoßen.
Das heißt,
eine Maschine, die eine geringe Verarbeitungsrate aufweist, kann
keine Massenproduktion an Rohlegierung für einen Nanocomposite-Magneten
durchführen.
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Somit
wird ein Verfahren zum Erzielen von erhöhten Verarbeitungsraten zum
Beispiel in den
Japanischen Offenlegungsschriften
Nr. 2-179803 , Nr.
2-247305 ,
Nr. 2-247306 ,
Nr. 2-247307 ,
Nr. 2-247308 ,
Nr. 2-247309 und
Nr. 2-247310 beschrieben.
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Bei
diesem Verfahren wird eine Legierungsschmelze, die in einem Schmelztiegel
geschmolzen worden ist, in einen Behälter gegossen, der an dem Boden
eine Ausstoßdüse aufweist,
und danach aus der Düse ausgestoßen, indem
ein vorgegebener Druck auf die Schmelze in dem Behälter aufgebracht
wird (dieses Verfahren wird in der vorliegenden Schrift als „Strahlgießverfahren" bezeichnet). Indem
die Schmelze durch die Düse
ausgestoßen
wird, während
ein Druck auf dieselbe aufgebracht wird, kann ein Strom der Schmelze
(oder ein Schmelzstrom) mit einer relativ großen Strömungsgeschwindigkeit im Wesentlichen
senkrecht zu und um das Oberteil der Drehwalze aus gestoßen werden.
Die ausgestoßene
Schmelze bildet ein Bad (das heißt, ein Schmelzbad) auf der
Oberfläche
der Drehwalze. Ein Teil dieses Bades, welcher mit der Walze in Kontakt
steht, wird rasch abgekühlt
und erstarrt, wodurch ein rasch erstarrtes dünnes Legierungsband gebildet
wird.
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In
dem oben beschriebenen Strahlgießverfahren weisen die Legierungsschmelze
und die Drehwalze lediglich eine kurze Kontaktlänge auf. Dementsprechend kann
die Schmelze auf der Drehwalze nicht rasch abgekühlt und vollständig erstarrt
werden, und die Legierung wird bei einer hohen Temperatur (zum Beispiel
bei 700°C
bis 900°C)
weiter gekühlt
und erstarrt, selbst nachdem sie von der Drehwalze abgezogen ist
und in der Luft gefördert
wird. In dem Strahlgießverfahren
wird der Abkühlprozess
auf diese Weise durchgeführt,
wodurch beliebige von verschiedenen Arten von Legierungen amorphisiert
werden.
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Wenn
bei dem Strahlgießverfahren
jedoch die Verarbeitungsrate auf ein Niveau der industriellen Massenproduktion
erhöht
wird (zum Beispiel 1,5 kg/min. oder mehr), wird die Ausstoßdüse mit einer
Zunahme der Zuführleistung
signifikant verschlissen. Infolgedessen unterliegt die Schmelzen-Zuführleistung
einer Veränderung
während
des Prozesses, und der konstante rasche Abkühlungszustand kann nicht länger aufrechterhalten
werden. Zusätzlich
sind in diesem Fall sehr große
Düsenkosten
erforderlich. Da die Schmelzen-Ausstoßleistung weiterhin durch den
Düsendurchmesser
begrenzt wird, ist es schwierig, die Verarbeitungsrate wie beabsichtigt
zu erhöhen.
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Weiterhin
kann die Schmelze in dem Strahlgießverfahren an der Düse erstarrt
werden und möglicherweise
die Düse
zusetzen. Dementsprechend ist ein Mechanismus erforderlich, um den
Behälter
mit der Düse auf
einer vorgegebenen Temperatur vorzuhalten. Um weiterhin die Schmelzen-Ausstoßrate konstant
zu halten, wird ebenfalls ein Mechanismus zum Steuern des Druckes
auf die Oberfläche
der Schmelze in dem Behälter sowie
des Druckes auf den Düsenmund
benötigt.
Infolgedessen sind die Vorlaufkosten für die technische Ausrüstung und
die Ausrüstungs-Betriebskosten
hoch.
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Um
weiterhin konstant eine geeignete Abkühlungsgeschwindigkeit für eine amorphe
Legierung durch den Strahlgießprozess
zu erzielen, muss die Schmelzen-Ausstoßgeschwindigkeit
relativ niedrig sein (zum Beispiel 1,5 kg/min. oder weniger).
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Somit
ist der Strahlgießprozess
nicht sehr produktiv. Wenn die Schmelzen-Ausstoßgeschwindigkeit in dem Strahlgießprozess
jedoch zu hoch ist, bildet sich gegebenenfalls kein Schmelzbad auf
der Oberfläche
der Walze, sondern die Schmelze spritzt gegebenenfalls ab, wodurch
die Schmelzen-Abkühlgeschwindigkeit
unregelmäßig wird.
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Weiterhin
wird bei dem Strahlgießprozess
eine rasch erstarrte Legierung mit einem größeren Volumenanteil von amorpher
Phase erzielt, indem eine kleine Menge der Schmelze auf die Walze
ausgestoßen wird,
die sich mit einer relativ großen
Geschwindigkeit dreht (zum Beispiel mit einer Umfangsgeschwindigkeit von
20 m/s oder mehr). Somit weist das entstehende rasch erstarrte dünne Legierungsband
typischerweise eine Dicke von 50 μm
oder weniger auf. Es ist schwierig, ein dünnes Legierungsband einer solchen
geringen Dicke so wirtschaftlich aufzunehmen, dass die Klopfdichte
desselben ausreichend erhöht
werden kann.
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Andererseits
ist ein Bandgießprozess
auch als ein weiteres Verfahren der Herstellung einer rasch erstarrten
Legierung bekannt. In dem Bandgießprozess wird eine Legierungsschmelze
von einem Schmelztiegel auf eine Gießrinne (oder eine Gießwanne)
zugeführt
und danach mit einer Kühlwalze
in Kontakt gebracht, wodurch eine rasch erstarrte Legierung hergestellt
wird. Die Gießrinne
ist eine Schmelzen-Führungsvorrichtung, die
die Strömungsgeschwindigkeit
der Schmelze steuert, indem die Schmelze vorübergehend darauf vorgehalten
wird, und die Strömungsgeschwindigkeit
rektifiziert, wodurch die Schmelze konstant und kontinuierlich auf
die Kühlwalze
gefördert
wird. Die Schmelze, die in Kontakt mit dem Außenumfang der Kühlwalze
gekommen ist, bewegt sich entlang des Umfanges der Walze, so dass
sie durch die sich drehende Kühlwalze
mitgerissen und dabei abgekühlt
wird.
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In
dem Bandgießprozess
haben die Schmelze und der Außenumfang
der Walze eine relativ lange Kontaktlänge in der Umfangsrichtung
der Walze. Somit kann die Schmelze im Wesentlichen vollständig auf
der Walze abgekühlt
und erstarrt werden.
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Wie
weiter oben beschrieben worden ist, verwendet der Bandgießprozess
im Gegensatz zu dem Strahlgießverfahren
keine Ausstoßdüse, sondern
führt die
Legierungsschmelze kontinuierlich über eine Gießrinne auf
die Drehwalze zu. Somit ist der Bandgießprozess wirksam für Massenproduktion
und kann die Herstellungskosten reduzieren.
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In
dem Bandgießprozess
wird jedoch eine große
Menge von Legierungsschmelze auf die Walze zugeführt und die Abkühlungsgeschwindigkeit
ist tendenziell gering. Aus diesen Gründen ist der Bandgießprozess
nicht effektiv für
die Herstellung einer amorphisierten erstarrten Legierung. Wenn
die rasche Abkühlungsgeschwindigkeit
gering ist, wird eine Legierung, die einen kleineren Volumenanteil
von amorpher Phase enthält (das
heißt,
die einen größeren Volumenanteil
von kristalliner Struktur enthält)
problemlos ausgebildet. Wenn ein größerer Volumenanteil von kristalliner
Struktur in der Legierungsstruktur vorliegt, wird die kristalline
Struktur in der nachfolgenden Wärmebehandlung
für Kristallisation übermäßig aus
dem Kristallkern wachsen. Infolgedessen kann ein Nanocomposite-Magnet,
der hervorragende magnetische Eigenschaften aufweist, nicht gewonnen
werden.
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Aus
diesen Gründen
wird der Bandgießprozess
oft verwendet, um vollständig
kristallisierte Metallflocken herzustellen (siehe zum Beispiel die
japanische Offenlegungsschrift Nr.8-229641 ).
Eine auf diese Weise gewonnene rasch erstarrte Legierung wird normalerweise
als Rohlegierung für
einen gesinterten Magneten verwendet, der eine Phase R
2Fe
14B als seine Hauptphase enthält, und
kann nicht als Rohlegierung für
einen Nanocomposite-Magneten verwendet werden.
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Wie
weiter oben beschrieben worden ist, ist es schwierig gewesen, eine
Rohlegierung für
einen Nanocomposite-Magneten, die einen größeren Volumenanteil von amorpher
Struktur enthält,
sehr produktiv und zu reduzierten Kosten herzustellen.
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Um
die oben beschriebenen Probleme zu überwinden, besteht eine Aufgabe
der vorliegenden Erfindung in der Bereitstellung einer Rohlegierung
für einen
Nanocomposite-Dauermagneten, der hervorragende magnetische Eigenschaften
aufweist, zu reduzierten Kosten.
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OFFENLEGUNG DER ERFINDUNG
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Ein
erfindungsgemäßes Verfahren
der Herstellung einer Rohlegierung für einen Magneten umfasst die folgenden
Schritte: Fertigen einer Legierungsschmelze, dargestellt durch Fe100-x-y-zRxQyMz (wobei R wenigstens ein
Element ist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Pr, Nd, Dy
und Tb besteht; Q B und/oder C ist; M wenigstens ein Element ist,
das aus der Gruppe ausgewählt
ist, die aus Co, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo,
Ag, Pt, Au und Pb besteht; und x, y und z 1 in % ≤ x < 6 in %, 15 in % ≤ y ≤ 30 in % und
0 in % ≤ z ≤ 7 in % erfüllen); und
Gewinnen eines dünnen
Legierungsbandes, das eine amorphe Struktur enthält, durch einen Bandgießprozess,
in dem die Legierungsschmelze in einer Vakuumatmosphäre oder
in einer Unterdruckatmosphäre
mit einer Kühlwalze
so in Kontakt gebracht wird, um in einer Axialrichtung der Kühlwalze
eine vorgegebene Kontaktbreite zu haben, und in dem die Legierungsschmelze
entlang einem Außenumfang
der Kühlwalze
bewegt wird und durch Drehen der Kühlwalze gekühlt wird. Bei diesem Verfahren
wird die Kühlwalze
mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 3 m/s bis weniger als 20 m/s
gedreht, und die Legierungsschmelze wird kontinuierlich mit einer
Zuführleistung
pro Einheit Kontaktbreite von 0,2 kg/min./cm bis 5,2 kg/min./cm
auf die Kühlwalze
zugeführt.
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In
einem bevorzugten Ausführungsbeispiel
wird die Legierungsschmelze mit einer Zuführleistung von wenigstens 3
kg/min. auf die Kühlwalze
zugeführt.
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In
einem anderen bevorzugten Ausführungsbeispiel
wird die Legierungsschmelze über
eine Gießrinne mit
der Kühlwalze
in Kontakt gebracht, die den Strom von wenigstens einem Teil der
Legierungsschmelze zu der Kühlwalze
hin regeln kann. Die Gießrinne
umfasst eine Vielzahl von Schmelzablässen, von denen ein jeder in
der Nähe
der Kühlwalze
angeordnet ist, und die eine vorgegebene Gießbreite aufweist, wie in der
Axialrichtung der Kühlwalze
gemessen. Mehrere dünne
Legierungsbänder
werden aus der Legierungsschmelze hergestellt, die durch die Schmelzablässe hindurchgelaufen
sind und mit der Kühlwalze
in Kontakt gekommen sind.
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In
einem weiteren bevorzugten Ausführungsbeispiel
beträgt
die vorgegebene Kontaktbreite 0,5 cm bis 10,0 cm.
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In
einem anderen bevorzugten Ausführungsbeispiel
weist das dünne
Legierungsband eine Metallstruktur auf, die wenigstens etwa 60 Volumenprozent
amorpher Struktur enthält.
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In
einem weiteren bevorzugten Ausführungsbeispiel
umfasst das Verfahren weiterhin den Schritt des kontinuierlichen
Zerkleinerns des dünnen
Legierungsbandes und des Auffangens der zerkleinerten Legierung so,
dass eine Klopfdichte desselben wenigstens 1 g/cm3 wird.
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Eine
Magnet-Rohlegierung gemäß der vorliegenden
Erfindung wird durch das Verfahren nach einem der oben beschriebenen
bevorzugten Ausführungsbeispiele
der vorliegenden Erfindung hergestellt. Die Rohlegierung weist eine
Koerzitivkraft HcJ von höchstens 10 kA/m auf, bevor
sie erwärmt
und kristallisiert wird.
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In
einem bevorzugten Ausführungsbeispiel
weist die Rohlegierung eine Dicke von 70 μm bis 250 μm auf.
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KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
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1 ist
eine Seitenansicht und veranschaulicht eine Düse und eine Drehwalze für den Einsatz
in einem herkömmlichen
Strahlgießprozess.
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2 ist
eine Querschnittsansicht und veranschaulicht die Gesamtkonfiguration
einer Maschine für den
Einsatz in der Herstellung einer rasch erstarrten Legierung durch
den Bandgießprozess
gemäß einem Ausführungsbeispiel
der vorliegenden Erfindung.
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3 ist
eine Draufsicht und zeigt die Kühlwalze
und die Gießrinne
der in 2 gezeigten Maschine.
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4 zeigt
die Thermoanalysekurve eines vorwärmebehandelten Probenpulvers,
das als Beispiel hergestellt wurde.
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5 zeigt
die magnetische Hystereseschleife des als Beispiel hergestellten
vorwärmebehandelten Probenpulvers.
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6 zeigt
einen Teil von 5 um den Ursprung oder Nullpunkt
derselben herum in einem größeren Maßstab.
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BESTE AUSFÜHRUNGSART DER ERFINDUNG
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Um
eine Rohlegierung für
einen Nanocomposite-Dauermagneten, der hervorragende magnetische
Eigenschaften aufweisen kann, wenn er einer Wärmebehandlung unterzogen wird,
zu reduzierten Kosten herzustellen, haben die Erfinder der vorliegenden
Erfindung eine umfangreiche Forschungsarbeit zu dem Verfahren der
Herstellung einer rasch erstarrten Legierung durchgeführt, die
einen größeren Volumenanteil
von amorpher Phase enthält.
Wenn der herkömmliche
Strahlgießprozess
angewendet wird, kann eine rasch erstarrte Legierung, die einen
größeren Volumenanteil
von amorpher Phase enthält,
die wirksam als Rohlegierung für
einen Nanocomposite-Dauermagneten verwendet werden kann, hergestellt
werden. Um jedoch durch dieses Verfahren eine Verarbeitungsrate
auf Massenproduktionsniveau zu erzielen, müssen verschiedene Probleme
wie oben beschrieben überwunden
werden. Somit wählen
die Erfinder der vorliegenden Erfindung bewusst einen Bandgießprozess
aus, wenngleich es schwieriger ist, die amorphe Struktur durch den
Bandgießprozess
auszubilden als durch den Strahlgießprozess, und führten umfangreiche
Forschungsarbeiten zu dem Verfahren der Herstellung einer erstarrten
Legierung, die einen größeren Volumenanteil
von amorpher Phase enthält,
durch den Bandgießprozess
durch.
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Infolgedessen
entdeckten die Erfinder der vorliegenden Erfindung, dass wenn die
Rohlegierung eine Zusammensetzung aufwies, die durch die allgemeine
Formel Fe100-X-y-z-RxQyMz dargestellt wird (wobei R wenigstens ein
Element ist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Pr, Nd, Dy
und Tb besteht; Q B und/oder C ist; M wenigstens ein Element ist,
das aus der Gruppe ausgewählt
ist, die aus Co, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo,
Ag, Pt, Au und Pb besteht; und x, y und z 1 in % ≤ x < 6 in %, 15 in % ≤ y ≤ 30 in % und 0
in % ≤ z ≤ 7 in % erfüllen), eine
Schmelze mit einer hohen amorphen Formbarkeit hergestellt werden
kann. Somit beschlossen die Erfinder der vorliegenden Erfindung,
diese Schmelze durch einen Bandgießprozess rasch abzukühlen und
zu erstarren.
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Die
Erfinder der vorliegenden Erfindung haben weiterhin nach spezifischen
bevorzugten Bedingungen für
den raschen Abkühlungsprozess
gesucht, um den prozentualen Anteil der amorphen Phase in einer
Situation zu erhöhen,
in der die Legierungsschmelze, die die bestimmte Zusammensetzung
aufweist, durch den Bandgießprozess
rasch abgekühlt
und erstarrt wird.
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Infolgedessen
haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung festgestellt, dass
wenn die Legierungsschmelze die bestimmte oben beschriebene Zusammensetzung
aufweist, eine Rohlegierung für
ein Dauermagnetpulver, das wenigstens 60 Volumenprozent amorpher
Struktur enthält,
durch den Bandgießprozess
hergestellt werden kann, bei dem die Legierungsschmelze kontinuierlich
auf eine Kühlwalze
zugeführt
wird, die sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 3 m/s bis weniger
als 20 m/s dreht, mit einer Zuführleistung
pro Einheit Kontaktbreite von 0,2 kg/min./cm bis 5,2 kg/min./cm.
Zusätzlich
kann die rasch erstarrte Legierung gemäß diesem Verfahren auch mit
einer Schmelzen-Verarbeitungsrate von 3 kg/min. oder mehr hergestellt
werden.
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In
der hier vorliegenden Erfindung wird die bevorzugte Schmelzen-Zuführleistung
durch die Zuführleistungen
pro Einheit Kontaktbreite wie oben beschrieben definiert. Der Grund
hierfür
ist Folgender. Bei dem Bandgießprozess
kommt die Schmelze mit der Kühlwalze
so in Kontakt, dass sie eine vorgegebene Kontaktbreite in der Axialrichtung
der Kühlwalze
aufweist. Die Abkühlbedingung
der Schmelze ist jedoch stark abhängig von der Schmelzen-Zuführleistung
pro Einheit Kontaktbreite. Es ist zu beachten, dass die Zuführleistung pro
Einheit Kontaktbreite normalerweise ermittelt wird, indem die Zuführleistung
(Einheit: kg/min.) der Schmelze, die auf eine Gießrinne als
Schmelzenführung
zugeführt
wird, durch die Breite (Einheit: cm) des Ablasses der Gießrinne (das
heißt,
die Kontaktbreite der Schmelze) geteilt wird. Wenn die Gießrinne mehrere
Ablässe aufweist,
wird die Zuführleistung
pro Einheit Kontaktbreite ermittelt, indem die Zuführleistung
der auf die Gießrinne
zugeführten
Schmelze durch die Summe der Breiten der jeweiligen Ablässe geteilt
wird.
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Wenn
die Schmelzen-Zuführleistung
pro Einheit Kontaktbreite zu groß ist, wird die Schmelze durch
die Kühlwalze
mit einer verringerten Leistung abgeschreckt. Infolgedessen wird
eine rasch erstarrte Legierung, die nicht ausreichend amorphisiert
worden ist, sondern überwiegend
aus einer kristallinen Struktur besteht, unbeabsichtigt her gestellt.
Das heißt,
eine für
die Herstellung eines Nanocomposite-Magneten geeignet anwendbare
Rohlegierung kann nicht hergestellt werden. Wenn die Schmelzen-Zuführleistung
andererseits zu gering ist, wird es schwierig sein, die Schmelze
durch den Bandgießprozess
geeignet mit der Kühlwalze
in Kontakt zu bringen. Somit wird gemäß der vorliegenden Erfindung
die Zuführleistung
pro Einheit Kontaktbreite mit 0,2 kg/min./cm bis 5,2 kg/min./cm
festgelegt.
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Wenn
die Schmelze weiterhin an drei Kontaktpositionen, die jeweils eine
Kontaktbreite von etwa 2 cm aufweisen, wie an späterer Stelle noch beschrieben
werden wird, mit der Kühlwalze
in Kontakt gebracht wird, wird die Zuführleistung bevorzugt als wenigstens
etwa 0,5 kg/min./cm festgelegt. Danach kann eine Verarbeitungsrate
von etwa 3 kg/min. oder mehr erreicht werden.
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Wie
weiter oben beschrieben worden ist, wird die Schmelze mit einer
Zuführleistung,
die in den vorgeschriebenen Bereich fällt, auf die Kühlwalze
zugeführt,
welche sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit dreht, die in den besonderen
Bereich fällt.
Auf diese Weise kann eine rasch erstarrte Legierung, die einen größeren Volumenanteil
amorpher Phase enthält,
selbst durch den Bandgießprozess
mit hoher Produktivität
hergestellt werden. Der Bandgießprozess
arbeitet ohne Düse,
die im anderen Fall, wie zum Beispiel bei einem Strahlgießprozess,
die Herstellungskosten wesentlich erhöhen würde. Dementsprechend fallen
keine Düsenkosten
an und Probleme der Unterbrechung des Produktionsprozesses aufgrund
von Düsenverstopfung
werden beseitigt.
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Danach
wird die entstehende rasch erstarrte Legierung einer Wärmebehandlung
für Kristallisation
(die in dieser Schrift auch als „Erwärmungs-/Kristallisationsprozess" bezeichnet werden
wird) bei einer Temperatur von etwa 550°C bis etwa 750°C unterzogen.
Auf diese Weise kann ein Nanocomposite-Dauermagnet, der wenigstens
90% kristalliner Struktur umfasst, wobei weiche magnetische Phasen,
wie zum Beispiel eine α-Fe-Phase
und/oder eine Fe3B-Phase, und eine Verbindung
mit einer kristallinen Struktur R2Fe14B koexistent sind, der eine durchschnittliche
Kristallkorngröße von 10
nm bis 50 nm aufweist und hervorragende magnetische Eigenschaften
besitzt, hergestellt werden.
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Im
Folgenden werden spezifische Ausführungsbeispiele der vorliegenden
Erfindung unter Bezugnahme auf die anhängenden Zeichnungen beschrieben
werden.
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2 veranschaulicht
eine Schmelzen-Abschreckvorrichtung 1 für den Einsatz in der Herstellung
einer rasch erstarrten Legierung durch einen Bandgießprozess
gemäß einem
bevorzugten Ausführungsbeispiel der
vorliegenden Erfindung. Die Schmelzen-Abschreckvorrichtung 1 umfasst:
eine Hauptkammer 10, in der entweder eine Vakuumatmosphäre oder
eine Unterdruckatmosphäre
erzeugt werden kann; und eine Unterkammer 30, die über einen
Schieber 28, der geöffnet/geschlossen
werden kann, mit der Hauptkammer 10 verbunden ist.
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In
der Hauptkammer 10 befinden sich ein Schmelztiegel 12 zum
Schmelzen einer Rohlegierung in demselben, eine Kühlwalze 14 für rasches
Abkühlen
und Erstarren der Legierungsschmelze 3, die aus dem Schmelztiegel 12 zugeführt worden
ist, eine Gießrinne
(oder Gießwanne) 16 als
Schmelzen-Führungsvorrichtung
zum Führen
der Legierungsschmelze 3 aus dem Schmelztiegel 12 auf
die Kühlwalze 14 sowie
eine Auffangvorrichtung 20 zum Auffangen des dünnen Legierungsbandes,
das durch die Kühlwalze 14 erstarrt
und abgezogen worden ist.
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Der
Schmelztiegel 12 kann die Schmelze 3, die durch
Schmelzen der Rohlegierung hergestellt worden ist, mit einer im
Wesentlichen konstanten Zuführleistung
auf die Gießrinne 16 zuführen. Diese
Zuführleistung ist
willkürlich
einstellbar, indem zum Beispiel der Vorgang des Kippens des Schmelztiegels 12 gesteuert
oder kontrolliert wird.
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Der
Außenumfang
der Kühlwalze 14 besteht
aus einem guten Wärmeleiter
(zum Beispiel Kupfer). Die Walze 14 kann einen Durchmesser
von 30 cm bis 100 cm sowie eine Breite von 15 cm bis 100 cm aufweisen. Die
Walze 14 kann mit einer vorgegebenen Drehgeschwindigkeit
durch einen Motor (nicht gezeigt) gedreht werden. Indem diese Drehgeschwindigkeit
gesteuert wird, ist die Umfangsgeschwindigkeit der Kühlwalze 14 willkürlich einstellbar.
Die durch diese Schmelzen-Abschreckvorrichtung 1 erzielte
Abkühlungsrate
ist steuerbar in einem Bereich von etwa 102 K/s
bis etwa 2 × 104 K/s, indem zum Beispiel eine geeignete
Drehgeschwindigkeit für
die Kühlwalze 14 ausgewählt wird.
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Das
Ende 16a der Gießrinne 16 befindet
sich an einer solchen Position, dass ein Winkel θ mit einer Linie gebildet wird,
die das Oberteil der Kühlwalze 14 und
die Mitte der Walze verbindet. Die Schmelze 3, die auf
die Gießrinne 16 gegossen
worden ist, wird durch ihr Eigengewicht über das Ende 16a auf
die Kühlwalze 14 zugeführt.
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Die
Gießrinne 16,
die zum Beispiel aus einem Keramikwerkstoff hergestellt wird, kann
den Strom der Schmelze 3 rektifizieren, indem die Strömungsgeschwindigkeit
der Schmelze 3 auf ein solches Maß verringert wird, dass der
Strom der Schmelze 3, der kontinuierlich von dem Schmelztiegel 12 mit
einer vorgegebenen Strömungsgeschwindigkeit
zugeführt
wird, zeitweilig verzögert
wird. Diese Rektifizierungswirkung kann mit einem Schlackenblech
weiter verstärkt
werden, um den Oberflächenstrom
der Schmelze 3, die auf die Gießrinne 16 gegossen
worden ist, zielgerichtet einzudämmen.
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Indem
diese Gießrinne 16 verwendet
wird, kann die Schmelze 3 so abgegossen werden, dass sie
eine im Wesentlichen gleichmäßige Dicke
entlang einer bestimmten Breite in der Längsrichtung (oder der Axialrichtung)
der Kühlwalze 14 aufweist.
Zusätzlich
kann die Gießrinne 16 auch
die Temperatur der Schmelze 3, die sich der Kühlwalze 14 annähert, einstellen.
Die Temperatur der Schmelze 3 auf der Gießrinne 16 ist
vorzugsweise um etwa 100 K oder mehr höher als die Liquidustemperatur
derselben. Dies ist dadurch begründet,
dass wenn die Temperatur der Schmelze 3 zu niedrig ist,
Ausgangskristalle, die die Eigenschaften der entstehenden rasch
erstarrten Legierung beeinträchtigen
werden, örtlich
Kristallkeime bilden können
und in der rasch erstarrten Legierung verbleiben können. Die
Temperatur der Schmelze auf der Gießrinne 16 kann gesteuert
werden, indem zum Beispiel die Temperatur der Schmelze, die aus
dem Schmelztiegel 12 zu der Gießrinne 16 hin abgegossen
wird, oder die Wärmeleistung
der Gießrinne 16 selbst
eingestellt wird. Gegebenenfalls kann eine Gießrinnenheizung (nicht gezeigt)
insbesondere für
diesen Zweck bereitgestellt werden.
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3 zeigt
die Gießrinne 16 dieses
Ausführungsbeispieles.
Die Gießrinne 16 dieses
Ausführungsbeispieles
umfasst mehrere Ablässe 16b,
die um einen vorgegebenen Abstand W2 voneinander beabstandet sind,
an dem Ende 16a derselben, das so angeordnet ist, dass
es dem Außenumfang
der Kühlwalze 14 zugewandt
ist. Die Breite W1 (das heißt,
die Abgießbreite)
dieser Ablässe 16b ist
vorzugsweise mit 0,5 cm bis 10,0 cm festgelegt, stärker vorzugsweise
mit 1,5 cm bis 4,0 cm. In diesem Ausführungs beispiel ist die Abgießbreite W1
mit 2 cm festgelegt. Die Schmelze 3, die auf die Gießrinne 16 gegossen
worden ist, kommt danach in Kontakt mit der Kühlwalze 14, während im
Wesentlichen die gleiche Breite W1 in der Axialrichtung A der Kühlwalze 14 aufrecht
erhalten wird. Nachdem sie an der Abgießbreite W1 mit der Kühlwalze 14 in
Kontakt gekommen ist, bewegt sich die Schmelze 3 an dem
Umfang der Walze, während
sich die Kühlwalze 14 dreht
(das heißt sie
wird durch die Kühlwalze 14 nach
oben gebracht). Während
dieser Bewegung wird die Schmelze 3 durch die Kühlwalze 14 abgekühlt. Es
ist zu beachten, dass der Abstand zwischen dem Ende 16a der
Gießrinne 16 und
der Kühlwalze 14 vorzugsweise
auf 3 mm oder weniger festgelegt wird, um zu verhindern, dass die Schmelze
durch die Lücke
austritt.
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Der
Spalt W2 zwischen benachbarten Ablässen wird vorzugsweise auf
1 cm bis 10 cm festgelegt. Wenn der Schmelzen-Kontaktbereich (oder
der Schmelzen-Abkühlbereich)
zwischen der Schmelze und dem Außenumfang der Kühlwalze 14 auf
diese Weise in mehrere Abschnitte unterteilt wird, kann die Schmelze,
die aus einem jeden Ablass 16b abgegossen worden ist, wirksam
gekühlt
werden. Infolgedessen kann die gewünschte Abkühlungsgeschwindigkeit auch
dann erzielt werden, wenn die Schmelze mit einer erhöhten Zuführleistung
auf die Gießrinne 16 gegossen
wird, und eine rasch erstarrte Legierung, die wenigstens 60 Volumenprozent
an amorpher Struktur beinhaltet, kann ebenso erzielt werden. Demzufolge
kann die Verarbeitungsrate erhöht
werden, und die rasch erstarrte Legierung für einen Nanocomposite-Magneten
kann in Massenfertigung hergestellt werden.
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Es
ist zu beachten, dass die Gießrinne 16 nicht
die oben beschriebene Konfiguration aufweisen muss. Alternativ dazu
kann die Gießrinne 16 nur
einen einzelnen Ablass oder eine größere Abgießbreite aufweisen.
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Unter
erneuter Bezugnahme auf 2 verlässt die Legierungsschmelze 3,
die auf dem Außenumfang der
Kühlwalze 14 erstarrt
worden ist, danach die Kühlwalze 14 als
dünnes
erstarrtes Legierungsband 3a. Die abgezogene erstarrte
Legierung 3a wird durch die Auffangvorrichtung 20 zerkleinert
und aufgefangen.
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Die
Auffangvorrichtung 20 umfasst ein Drehmesser 22 zum
Zweck des Zerkleinerns des dünnen
erstarrten Legierungsbandes 3a. Das Drehmesser umfasst
mehrere Schneidkanten, die zum Beispiel aus Edelstahl gefertigt
sind, und wird durch einen Motor (nicht gezeigt) mit einer Drehzahl
von etwa 500 U/min. bis etwa 1.000 U/min. gedreht. Das erstarrte
dünne Legierungsband 3a,
das von der Kühlwalze 14 abgezogen
worden ist, wird durch ein Führungselement 24 auf
das Drehmesser 22 geführt.
Die erstarre Legierung 3a, die durch den Bandgießprozess
des vorliegenden Ausführungsbeispieles
herzustellen ist, ist relativ dick (zum Beispiel 70 μm bis 250 μm). Dementsprechend
und im Vergleich zu einer relativ dünnen erstarrten Legierung,
die mit dem Strahlgießprozess
hergestellt werden kann, kann die erstarrte Legierung 3a durch
das Drehmesser 22 leichter zerkleinert werden.
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Da
weiterhin das erstarrte dünne
Legierungsband 3a, wie oben beschrieben wurde, relativ
dick ist, weist die erstarrte Legierung 5, die durch das
Drehmesser 22 zerkleinert worden ist, ein Geometrieverhältnis auf,
das näher
bei Eins liegt. Dementsprechend kann die zerkleinerte erstarrte
Legierung 5 mit einer hohen Klopfdichte in dem Auffangkasten 26 gelagert
werden. Die erstarrte Legierung 5 wird vorzugsweise mit
einer Klopfdichte von wenigstens 1 g/cm3 aufgefangen.
Danach kann die Auffangarbeit effektiver durchgeführt werden.
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Wenn
die in dem Auffangkasten 26 gelagerte zerkleinerte erstarrte
Legierung 5 eine vorgegebene Menge erreicht, wird der Auffangkasten 26 durch
eine Fördereinrichtung
(nicht gezeigt), wie zum Beispiel ein Förderband, zu der Unterkammer 30 gefördert. In
diesem Fall wird in der Unterkammer 30 sowie in der Hauptkammer 10 vorzugsweise
eine reaktionsträge
Vakuumatmosphäre
oder Unterdruckatmosphäre
erzeugt, bevor der Schieber 28 geöffnet wird. Danach kann der
Vakuumzustand oder der Unterdruckzustand in der Hauptkammer 10 vorgehalten
werden. Nachdem der Auffangkasten 26 aus der Hauptkammer 10 herausgenommen worden
ist, wird der Schieber 28 geschlossen, um die Hauptkammer 10 luftdicht
zu halten.
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Danach
wird der Auffangkasten 26 durch einen Mechanismus (nicht
gezeigt) in der Unterkammer 30 mit einem Deckel 32 abgedeckt.
Die zerkleinerte Legierung 5, die auf diese Weise in dem
Auffangkasten 26 luftdicht gelagert worden ist, wird durch Öffnen eines
Schiebers 34, der geöffnet/geschlossen
werden kann, herausgenommen.
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Wie
weiter oben beschrieben worden ist, verwendet der Bandgießprozess
im Gegensatz zu dem Strahlgießprozess
keine Düse.
Das heißt,
bei dem Bandgießprozess
treten die zahlreichen mit dem Strahlgießprozess in Verbindung stehenden
Probleme nicht auf. Insbesondere wird bei dem Bandgießprozess
die Schmelzen-Ausstoßgeschwindigkeit
nicht durch den Durchmesser der Düse eingeschränkt und
die Schmelze erstarrt nicht an der Düse, wodurch die Düse mit der
unbeabsichtigt erstarrten Legierung zugesetzt wird. Somit ist der
Bandgießprozess
sehr effektiv für
die Massenfertigung. Weiterhin werden keine Düsenheizung und kein Mechanismus
zum Steuern oder Kontrollieren des Schmelzkopfdruckes benötigt. Infolgedessen
werden die Vorlaufkosten für
Anlagentechnik und die Ausrüstungs-Betriebskosten
vorteilhaft wesentlich reduziert.
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Weiterhin
ist die Düse
bei dem Strahlgießprozess
nicht wiederverwendbar und muss daher nach Gebrauch entsorgt werden,
wenngleich die Herstellungskosten für die Düse normalerweise hoch sind.
Im Gegensatz dazu ermöglicht
der Bandgießprozess
die wiederholte Nutzung der Gießrinne,
wodurch die anfallenden Ausrüstungs-Betriebskosten wesentlich
gesenkt werden.
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Weiterhin
kann die Walze bei dem Bandgießprozess
der hier vorliegenden Erfindung mit einer relativ hohen Geschwindigkeit
gedreht werden, und das Gewicht der abgegossen Legierungsschmelze
kann im Vergleich zu dem Strahlgießprozess erhöht werden.
Somit kann das entstehende dünne
Band dicker gemacht werden und leicht aufgefangen werden.
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Gründe,
warum diese Gattierung bevorzugt wird.
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Die
seltene Erde R ist ein Element, das für R2Fe14B unverzichtbar ist, welches eine harte
magnetische Phase ist, die erforderlich ist, um dauermagnetische
Eigenschaften aufzuweisen. In der vorliegenden Erfindung umfasst
R wenigstens ein Element, das aus der Gruppe ausgewählt ist,
die aus Pr, Nd, Dy und Tb besteht. Um die amorphe Formbarkeit und
die Kristallisationstemperatur steuern zu können, können jedoch beliebige andere
seltene Erden gegen einen Teil von R ausgetauscht werden. Der Molenbruch
von R darf nicht kleiner als 1 in % sein, da die Koerzitivkraft
bei einem Molenbruch von R von weniger als 1 in % nicht so effektiv erhöht werden
kann. Wenn der Molenb ruch von R jedoch 6 in % oder mehr ist, wird
keine harte magnetische R2Fe14B-Phase
hergestellt werden, und die Koerzitivkraft wird wesentlich abnehmen.
Angesichts dieser Überlegungen
erfüllt
der Molenbruch x von R vorzugsweise 1 ≤ x < 6.
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Q
ist B (Bor) und/oder C (Kohlenstoff). B ist ein unverzichtbares
Element für
ein Bond auf Eisenbasis, wie zum Beispiel eine weiche magnetische
Fe3B-Phase, und die harte magnetische R2Fe14B-Phase, welches die
Hauptphasen eines Nanocomposite-Dauermagnetmaterials
sind. Wenn der Molenbruch y von B außerhalb des Bereiches von 15–30 in %
liegt, sind die Dauermagneteigenschaften nicht erzielbar. Aus diesem
Grund erfüllt
der Molenbruch y von B vorzugsweise 15 ≤ y ≤ 30. Bei Verwendung in dieser
Schrift umfasst „Fe3B" auch Fe3,5B, welches von Fe3B
fast nicht unterscheidbar ist.
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Wenn
weiterhin B kleiner ist als 15 in %, nimmt die amorphe Formbarkeit
der Schmelze wesentlich ab. Wenn in diesem Fall eine rasch erstarrte
Legierung wie in der vorliegenden Erfindung durch einen Bandgießprozess
hergestellt wird, wird die amorphe Phase nicht ausreichend geformt
werden können.
Selbst wenn eine solche rasch erstarrte Legierung erwärmt und
kristallisiert wird, kann keine Metallstruktur mit guten Magneteigenschaften
hergestellt werden. Es ist zu beachten, dass C um bis zu 50% gegen
B ausgetauscht werden kann, da die magnetischen Eigenschaften oder
die Metallstruktur durch den Austausch nicht beeinträchtigt würden.
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Der
Rest der Rohlegierung mit Ausnahme der oben beschriebenen Elemente,
kann nur Fe allein sein, wovon jedoch ein Teil durch Co ersetzt
werden kann. Danach wird sich die Schleifenrechtwinkligkeit der
Entmagnetisierungskurve verbessern, und das größte Energieprodukt (BH)max. wird zunehmen. Weiterhin kann auch ein
Teil von Fe durch wenigstens ein Element ersetzt werden, das aus
der Gruppe ausgewählt
wird, die aus Al, Si, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Ta,
W, Pt, Au und Pb besteht, da auch in diesem Fall Dauermagneteigenschaften
verbessert werden können.
Wenn jedoch der Gesamtmolenbruch z des wenigstens einen Austauschelements,
das aus der Gruppe auszuwählen
ist, die aus Co, Al, Si, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag,
Ta, W, Pt, Au und Pb besteht, welcher zu dem Erzielen dieser Wirkungen
beiträgt,
größer ist
als 7 in %, verschlechtert sich die Magnetisierung. Somit liegt
ein bevorzugter Bereich bei 0 ≤ z ≤ 7 in %. Da
weiterhin beachtlichere Wirkungen erzielt werden, wenn z 0,5 in
% oder mehr ist, liegt ein stärker
bevorzugter Bereich bei 0,5 ≤ z ≤ 7 in %.
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Gründe,
warum diese Herstellungsbedingungen bevorzugt werden.
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In
der vorliegenden Erfindung wird eine Legierungsschmelze, die eine
bestimmte Zusammensetzung oder Gattierung aufweist, durch einen
Bandgießprozess,
der mit der in 2 gezeigten Schmelzen-Abschreckvorrichtung
durchzuführen
ist, rasch abgekühlt
und erstarrt, wodurch ein dünnes
Legierungsband hergestellt wird. Die Legierungsschmelze wird auf
eine Kühlwalze
zugeführt,
die sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 3 m/s bis weniger
als 20 m/s in einer reaktionsträgen
Vakuumatmosphäre
oder Unterdruckatmosphäre
dreht, bei einer Zuführleistung
pro Einheit Kontaktbreite von 0,2 kg/min./cm bis 5,2 kg/min./cm.
Auf diese Weise kann eine rasch erstarrte Legierung, die wenigstens
60 Volumenprozent amorpher Struktur enthält, hergestellt werden. Indem
die Rohlegierung, die die amorphe Struktur zu einem solchen hohen
prozentualen Anteil enthält,
einem Erwärmungs-/Kristallisationsprozess
unterworfen wird, kann ein Nanocomposite-Magnet, der gute magnetische
Eigenschaften aufweist, hergestellt werden.
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Es
gibt folgende Gründe
dafür,
warum die Kühlwalze
vorzugsweise eine Umfangsgeschwindigkeit von 3 m/s bis weniger als
20 m/s wie oben beschrieben aufweist. Insbesondere, wenn die Umfangsgeschwindigkeit der
Walze kleiner ist als 3 m/s, wird die Kühlleistung zu gering, um eine
rasch erstarrte Legierung, die wenigstens 60 Volumenprozent amorpher
Struktur enthält,
herzustellen. Wenn andererseits die Umfangsgeschwindigkeit der Walze
20 m/s oder größer ist,
wird es schwierig sein, die Schmelze auf der Walze nach oben zu bewegen.
In diesem Fall verstreut sich die Schmelze als dünne Flocken, wodurch es schwierig
wird, diese aufzufangen. Die beste Umfangsgeschwindigkeit kann zum
Beispiel mit der spezifischen Struktur oder dem Material der Kühlwalze
oder mit der Schmelzen-Zuführleistung
verändert
werden. Wenn jedoch die Umfangsgeschwindigkeit groß ist, wird
das entstehende dünne
Legierungsband äußerst dünn, voluminös und schwer
zu handhaben sein. Wenn andererseits die Umfangsgeschwindigkeit
gering ist, wird es schwierig sein, eine ausreichende Abkühlungsgeschwindigkeit
zu erzielen. Wenn die Schmelzen-Zuführleistung verringert wird,
um die Abkühlungsgeschwindigkeit
zu erhöhen,
wird die Produktivität
dennoch abnehmen, und die Vorteile des Bandgießprozesses werden sich verringern.
Angesichts dieser Überlegungen
weist die Kühlwalze
vorzugsweise eine Umfangsgeschwindigkeit von 5 m/s bis 15 m/s, stärker vorzugsweise
von 6 m/s bis 10 m/s, auf.
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Es
gibt folgende Gründe
dafür,
warum die Zuführleistung
pro Einheit Kontaktbreite wie oben beschrieben vorzugsweise 5,2
kg/min./cm beträgt.
Insbesondere, wenn die Zuführleistung
größer ist
als 5,2 kg/min./cm, kann die gewünschte
rasch erstarrte Legierung, die wenigstens 60 Volumenprozent amorpher
Struktur enthält, nicht
hergestellt werden. Der bevorzugte Bereich der Zuführleistung
pro Einheit Kontaktbreite kann mit der spezifischen Umfangsgeschwindigkeit
oder der Struktur der Walze verändert
werden. Zum Beispiel beträgt
die Zuführleistung
pro Einheit Kontaktbreite vorzugsweise 4,0 kg/min./cm oder weniger,
stärker
vorzugsweise 3,0 kg/min./cm oder weniger.
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Weiterhin
beträgt
die Zuführleistung
pro Einheit Kontaktbreite aus den folgenden Gründen vorzugsweise wenigstens
0,2 kg/min/cm. Insbesondere wenn die Zuführleistung geringer ist als
0,2 kg/min./cm, kann die Schmelze nicht gleichmäßig mit einer ausreichenden
Strömungsgeschwindigkeit
auf die Kühlwalze
zugeführt werden,
wird kein guter Kontakt zwischen der Schmelze und der Walze gewährleistet
und kann das Schmelzbad auf der Kühlwalze nicht konstant ausgebildet
werden. Das heißt,
die Rohlegierung wird rasch abgekühlt und ungleichmäßig erstarrt.
Wenn der rasche Abkühlungszustand
auf diese Weise veränderlich
ist, kann die gewünschte
rasch erstarrte Legierung für
einen Nanocomposite-Magneten nicht konstant erzielt werden.
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Wenn
weiterhin die Schmelzen-Zuführleistung
(oder die Verarbeitungsrate) der Gesamtvorrichtung weniger als 3
kg/min. beträgt,
ist die Produktivität
schlecht und das Material kann nicht kostengünstig bereitgestellt werden.
Um jedoch eine solche hohe Produktivität zu erzielen, müssen die
Form der Gießrinne
und die Form sowie die Umfangsgeschwindigkeit der Kühlwalze
so sorgfältig
ausgewählt
werden, dass wenigstens 3 kg der Schmelze pro Minute verarbeitet
werden können,
während
die Bedingungen des Zuführens
der Schmelze bei 0,2 kg/min./cm bis 5,2 kg/min./cm pro Einheit Kontaktbreite
wie oben beschrieben erfüllt
werden.
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Nehmen
wir zum Beispiel an, dass eine Gießrinne an, die drei Ablässe 16b mit
einer (Abgieß-)Breite von
2 cm enthält,
wie in 3 gezeigt verwendet wird. In diesem Fall wird
die Schmelzen-Zuführleistung
pro Einheit Kontaktbreite etwa 0,5 kg/min./cm (= 3,0 (kg/min.) ÷ (2 × 3) (cm))
betragen, selbst wenn die Schmelze mit einer Zuführleistung von 3,0 kg/min.
auf die Gießrinne
zugeführt
wird. Somit ist zu erkennen, dass eine rasch erstarrte Legierung,
die die amorphe Struktur zu einem hohen prozentualen Anteil enthält, konstant
hergestellt werden kann.
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Weiterhin
haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung festgestellt, dass
wenn eine Cu-Walze mit einem Durchmesser von etwa 50 cm und mit
einer Breite von etwa 50 cm verwendet und mit einer Umfangsgeschwindigkeit
von 5 m/s bis 10 m/s gedreht wurde, die Zuführleistung pro Einheit Kontaktbreite
vorzugsweise etwa 0,5 kg/min./cm bis etwa 3,0 kg/min./cm betrug.
Wenn in diesem Fall eine Gießrinne
mit einer geeigneten Form verwendet wird, kann der rasche Abkühlungsprozess
auch mit einer Zuführleistung
von 5 kg/min. bis 15 kg/min. durchgeführt werden.
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Indem
zum Beispiel die Form der Gießrinne
(der Gießwanne),
die Breite und die Anzahl der Schmelzablässe sowie die Schmelzen-Zuführleistung
geeignet festgelegt werden, kann das entstehende dünne rasch erstarrte
Legierungsband eine durchschnittliche Dicke und Breite aufweisen,
die innerhalb der bevorzugten Bereiche liegen. Das rasch erstarrte
dünne Legierungsband
weist vorzugsweise eine Breite von 15 mm bis 80 mm auf. Weiterhin
kann das dünne
Legierungsband nicht zu dünn
oder zu dick sein. Wenn die erstarrte Legierung zu dünn ist,
wird die Klopfdichte derselben gering sein, und es ist schwierig,
die Legierung wie beabsichtigt aufzufangen. Wenn die erstarrte Legierung
zu dick ist, kann die erstarrte Legierung an der Kontaktfläche Schmelze/Walze
und auf der freien Oberfläche
(das heißt,
der Schmelzenoberfläche)
mit gegenseitig unterschiedlichen Abkühlungsgeschwindigkeiten abgekühlt worden
sein. Das heißt,
ein Abschnitt der Legierung um die freie Oberfläche herum kann mit einer unzureichenden
Abkühlungsgeschwindigkeit
abgekühlt
worden sein. Angesichts dieser Überlegungen
weist das dünne
Legierungsband vorzugsweise eine Dicke von 70 μm bis 250 μm, stärker vorzugsweise von 100 μm m bis 200 μm auf.
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In
einer Situation, in der eine reaktionsträge Unterdruckatmosphäre in der
Kammer erzeugt wird, wenn der Druck der reaktionsträgen Atmosphäre während des
Gießprozesses
zu hoch ist, kann das Schutzgas um die Walze herum unbeabsichtigt
in die Legierung absorbiert werden, während sich die Kühlwalze
mit hoher Geschwindigkeit dreht. Wenn andererseits der Druck in
der Schutzgasatmosphäre
niedrig ist, wird das dünne
Legierungsband, das die Walze verlassen hat, durch das Schutzgas
nicht rasch genug abgekühlt
werden. Somit wird das dünne
Legierungsband übermäßig kristallisiert sein,
und eine Legierung, die einen größeren prozentualen
Anteil amorpher Phase enthält,
kann nicht hergestellt werden. In diesem Fall wird die durch den
Erwärmungs-/Kristallisierungsprozess
hergestellte Legierung verschlechterte magnetische Eigenschaften
aufweisen. Angesichts dieser Überlegungen
wird das Schutzgas vorzugsweise auf einen Druck von 1 kPa bis 50
kPa geregelt.
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Verfahren der Bewertung einer rasch erstarrten
Legierung.
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Wie
weiter oben beschrieben worden ist, werden die kristallinen Teile
während
der nachfolgenden Wärmebehandlung übermäßig wachsen,
wenn in der durch den Bandgießprozess
hergestellten Metallstruktur ein größerer Volumenanteil von kristalliner
Struktur vorhanden ist, so dass die magnetischen Eigenschaften nachteilig
beeinflusst werden. Dementsprechend ist es wichtig, durch einen
Bandgießprozess
eine Legierung herzustellen, die einen größeren Volumenanteil von amorpher
Phase enthält.
Um diesen Zweck zu erfüllen, wird
der prozentuale Anteil der amorphen Phase an einer tatsächlich hergestellten
rasch erstarrten Legierung quantitativ geschätzt.
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Die
Erfinder der vorliegenden Erfindung verwendeten ein Verfahren der
quantitativen Schätzung
des Volumenanteils der amorphen Phase durch Zerkleinern des dünnen Legierungsbandes
und Ermitteln des Betrages von Wärme,
die während
der Kristallisation erzeugt wird, durch Thermoanalyse.
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Wie
für die
folgenden Beispiele beschrieben werden wird, wurde gemäß diesem
Bewertungsverfahren festgestellt, dass wenn die Phase Fe3B als Hauptphase eine Wärmemenge von 28 J/g oder mehr
erzeugte, das durch den nahfolgenden Erwärmungs-/Kristallisationsprozess
herzustellende Magnetpulver gute magnetische Eigenschaften aufwies.
Die Wärmemenge,
die durch eine Legierung erzeugt wurde, die bei einer übermäßigen Abkühlungsgeschwindigkeit
hergestellt wurde und zu 100% amorph sein sollte, maß während des Hauptphasen-Kristallisationsprozesses
etwa 45 J/g. Somit bedeutet die erzeugte Wärmemenge von 28 J/g oder mehr
im Wesentlichen, dass die Legierung eine Metallstruktur aufwies,
die wenigstens 60 Volumenprozent amorpher Struktur enthielt.
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Die
Erfinder der vorliegenden Erfindung verwendeten weiterhin ein Verfahren
der quantitativen Schätzung
des Volumenanteils der amorphen Phase durch Zerkleinern des dünnen bandgegossenen
Legierungsbandes und des Messens der Koerzitivkraft desselben.
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Es
wird davon ausgegangen, dass eine amorphe Struktur fast keine Koerzitivkraft
aufweist. Wenn demzufolge das rasch erstarrte dünne Legierungsband eine geringe
Koerzitivkraft H aufweist, kann die Legierung als einen größeren prozentualen
Anteil von amorpher Phase beinhaltend angesehen werden. Insbesondere,
wenn die später
einem Erwärmungs-/Kristallisationsprozess
zu unterziehende Legierung eine Koerzitivkraft H von 10 kA/m oder
weniger aufweist, weist das anschließend durch den Erwärmungs-/Kristallisationsprozess
herzustellende Magnetpulver gute magnetische Eigenschaften auf.
Somit entschieden die Erfinder der vorliegenden Erfindung, dass
die Koerzitivkraft HcJ vorzugsweise 10 kA/m
oder weniger betragen soll.
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Beispiele und Vergleichsbeispiele.
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Jeweilige
Materialien wurden so gemischt, dass Rohlegierungen gewonnen wurden,
die verschiedene Zusammensetzungen oder Gattierungen wie durch die
Nummern 1 bis 11 in der folgenden Tabelle 1 dargestellt aufwiesen.
Danach wurden die Rohlegierungen einem Bandgießprozess unter den in de Tabelle
1 gezeigten Gießbedingungen
unterzogen. Anschließend
wurde eine jede der gewonnenen Legierungen pulverisiert, um 20 g
Pulver zu erhalten, das auf eine Siebgröße von 150 μm oder weniger gesiebt wurde.
Auf diese Weise wurden die zu bewertenden Legierungspulver (beziehungsweise
Probenpulver) gewonnen. Diese zu bewertenden Legierungspulver wurden
einer Thermoanalyse und der Bewertung der magnetischen Eigenschaften unterzogen.
Die Thermoanalyse (das heißt,
die Messung der Menge von während
der Kristallisation erzeugter Wärme)
wurde unter Verwendung der Dynamischen Differenz-Thermoanalyse (DCC)
durchgeführt.
Insbesondere wurde die Messung an 40 mg von Pulver bei einer Temperaturanstiegsrate
von 10°C/min.
in einem Temperaturbereich von 550°C bis 650°C durchgeführt. Andererseits wurden die
magnetischen Eigenschaften unter Verwendung eines Schwingprobenmagnetometers
(VSM) bewertet. Insbesondere wurde die Bewertung an 50 mg von Pulver
bei einer größten Magnetfeldstärke von
1,6 MA/m durchgeführt. Tabelle 1
| Gattierung
(in %) | Herstellungs
bedingung en |
R
Nd | B | M | Fe | Walzen-Umfangsgeschwindigkeit
(m/s) | Schmelzen-Zuführleistung (kg/min.) | Pro
Kontaktbreite (kg/min./cm) | Druck
der Gießatmosphäre (kPa) |
Co | Cr | | | | |
E
X
A
M
P
L
E
S | 1 | 4,5 | 18,5 | 0,0 | 0,0 | 77,0 | 6 | 8 | 2,0 | 8 |
2 | 4,5 | 18,5 | 2,0 | 2,0 | 73,0 | 8 | 8 | 2,0 | 8 |
3 | 4,8 | 18,5 | 2,2 | 2,2 | 72,3 | 6 | 12 | 3,0 | 8 |
4 | 4,5 | 17,0 | 3,0 | 0,0 | 75,5 | 8 | 12 | 3,0 | 8 |
5 | 4,5 | 18,0 | 0,0 | 3,0 | 74,5 | 6 | 8 | 2,0 | 8 |
6 | 3,8 | 18,5 | 3,0 | 0,8 | 74,0 | 8 | 8 | 2,0 | 8 |
7 | 5,0 | 18,0 | 3,0 | 3,0 | 71,0 | 6 | 12 | 3,0 | 8 |
8 | 5,5 | 18,5 | 5,0 | 5,0 | 66,0 | 8 | 12 | 3,0 | 8 |
C
O
M | 9 | 4,8 | 10,0 | 2,2 | 2,2 | 80,8 | 8 | 8 | 2,0 | 8 |
10 | 4,5 | 18,5 | 2,0 | 2,0 | 73,0 | 1 | 6 | 1,0 | 8 |
11 | 3,8 | 18,5 | 3,0 | 0,8 | 74,0 | 8 | 35 | 5,8 | 8 |
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Für die jeweiligen
Probenpulver (Proben) Nr.1 bis 11 werden die von der Hauptphase
(das heißt,
die Verbindungsphase Fe
3B) während der
Kristallisation und vor der Wärmebehandlung
erzeugten Wärmemengen
(J/g), die durch die Thermoanalyse ermittelt wurden, sowie die Koerzitivkraft
(kA/m) vor der Wärmebehandlung
in der folgenden Tabelle 2 gezeigt. Die magnetischen Eigenschaften
(das heißt,
die Remanenz B
r, die Koerzitivkraft H
cJ und das größte Energieprodukt (BH)max.)
der Dauermagnetpulver, die erzielt wurden, indem die genannten Proben
30 Minuten lang einer Wärmebehandlung
bei den in Tabelle 2 gezeigten Wärmebehandlungstemperaturen
unterzogen wurden, werden ebenfalls in der Tabelle 2 gezeigt. Tabelle 2
| Ergebnisse
der Thermoanalyse vor der Wärmebehandlung | Koerzitivkraft vor
der Wärmebehandlung | Wärmebehandlungstemperatur | Magnetische
Eigenschaften nach der Wärmebehand
lung |
Menge
der von der Hauptphase während
der Kristallisation erzeugten Wärme (J/g) | HcJ (kA/m) | (°C) | Br (T) | HcJ
(kA/m) | (BH)max
(kJ/m3) |
E
X
A
M
P
L
E
S | 1 | 33,1 | 3,9 | 640 | 0,95 | 280 | 71 |
2 | 37,4 | 3,9 | 690 | 1,00 | 370 | 89 |
3 | 28,1 | 4,5 | 680 | 0,97 | 400 | 83 |
4 | 31,8 | 4,2 | 630 | 0,96 | 300 | 76 |
5 | 35,3 | 4,1 | 660 | 0,93 | 355 | 79 |
6 | 39,6 | 3,9 | 630 | 1,03 | 280 | 85 |
7 | 30,3 | 4,7 | 700 | 0,85 | 500 | 74 |
8 | 33,5 | 4,5 | 710 | 0,80 | 620 | 73 |
C
O
M | 9 | 12,8 | 95,3 | 680 | 0,73 | 340 | 42 |
10 | 3,4 | 302,6 | 690 | 0,54 | 220 | 31 |
11 | 7,9 | 265,9 | 630 | 0,66 | 200 | 34 |
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4 zeigt
die Thermoanalysekurve, die ermittelt wurde, indem eine Probe, die
nach der Wärmebehandlung
gute magnetische Eigenschaften aufwies, einer Thermoanalyse unterzogen
wurde. In dieser Thermoanalysekurve deuten Scheitel von Wärmeerzeugung
mit Kristallisation zwei Arten von Phasen an, die während des
Temperaturanstiegsprozesses kristallisieren. Jede der während der
Kristallisation erzeugten und in 2 gezeigten
Wärmemengen
wurde berechnet, indem die Fläche
dieses ersten Scheitelwertes ermittelt wurde. Wie aus Tabelle 2
ersichtlich ist, erzeugte jede der Proben Nr. 1 bis 8, die Beispiele
der vorliegenden Erfindung darstellen, während der Kristallisation ihrer
Hauptphasen gemäß Ermittlung
durch die Thermoanalyse eine Wärmemenge
von mehr als 28 J/g. Somit kann jede dieser Proben als wenigstens
60 Volumenprozent amorpher Phase enthaltend angesehen werden.
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5 zeigt
die magnetische Hystereseschleife einer Probe, die nach der Wärmebehandlung
gute magnetische Eigenschaften aufwies. 6 zeigt
einen Teil von 5 nahe dem Ursprung oder Nullpunkt
in einem größeren Maßstab. Jede
der Pro ben Nr. 1 bis 8, die Beispiele der vorliegenden Erfindung
darstellen, wies im Ergebnis der Bewertung der magnetischen Eigenschaften
eine Koerzitivkraft von weniger als 10 kA/m auf. Jede dieser Proben,
von denen angenommen wurde, dass sie nach dem Gießprozess
wenigstens 60 Volumenprozent von amorpher Phase beinhalteten, wies
ebenfalls gute magnetische Eigenschaften auf, selbst nachdem sie
der Wärmebehandlung
für Kristallisation
unterworfen worden waren.
-
Andererseits
erzeugt eine jede der Proben Nr. 9 bis 11, die Vergleichsbeispiele
darstellen, eine geringe Menge von Wärme während der Kristallisation ihrer
Hauptphase und weist eine große
Koerzitivkraft auf. Von jeder dieser Proben, die Vergleichsbeispiele
darstellen, wird angenommen, dass sie wenigstens 30 Volumenprozent
amorpher Phase in dem Gusszustand enthält. Bei der Probe Nr. 9 war
der prozentuale Anteil der amorphen Phase zu der entstehenden rasch
erstarrten Legierung gering, da ihre Rohlegierung eine Gattierung
hat, die B zu einem geringen Anteil enthält und eine geringe amorphe
Formbarkeit aufweist. In jeder der Proben Nr. 10 und 11 war der
prozentuale Anteil der amorphen Phase ebenfalls gering. Dies ist
wahrscheinlich darauf zurückzuführen, dass
keine ausreichende Abkühlungsgeschwindigkeit
aufgrund einer übermäßig geringen Walzen-Umfangsgeschwindigkeit
oder einer übermäßig hohen
Schmelzen-Zuführleistung
erzielt werden konnte. Selbst nachdem sie der Wärmebehandlung für Kristallisation
unterworfen wurden, wies jede dieser Proben, die Vergleichsbeispiele
darstellten, nach wie vor verschlechterte magnetische Eigenschaften
gegenüber
den Proben Nr. 1 bis 8 auf, die Beispiele der vorliegenden Erfindung
darstellen. Dies ist wahrscheinlich darauf zurückzuführen, dass die kristalline
Phase, die in diesen Beispielen selbst vor der Wärmebehandlung übermäßig vorliegt,
infolge der Wärmebehandlung übermäßig gewachsen
ist.
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Diese
Messergebnisse lassen vermuten, dass die Rohlegierung vorzugsweise
aus amorpher Phase besteht, damit ein Dauermagnetpulver nach der
Wärmebehandlung
gute magnetische Eigenschaften aufweist. Gemäß der vorliegenden Erfindung
kann eine Rohlegierung, die wenigstens 60 Volumenprozent amorpher Phase
enthält,
durch einen kostengünstigen
Bandgießprozess
und nicht durch den herkömmlichen
Strahlgießprozess,
der für
Massenproduktion bei weitem nicht geeignet ist, hergestellt werden,
indem ein geeigneter Gattierungsbereich und geeignete Produktionsbedingungen
angenommen und angewendet werden.
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INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung wird ein Verfahren für
die Herstellung einer Rohlegierung für einen Nanocomposite-Magneten
durch einen Bandgießprozess
bereitgestellt. Durch die Anwendung dieses Verfahrens für die industrielle
Fertigung kann die Rohlegierung für den Nanocomposite-Magneten
zu geringeren Kosten als mit dem herkömmlichen Prozess hergestellt
werden. Der in der vorliegenden Erfindung angenommene Bandgießprozess
erfordert geringere Herstellungskosten und ist für die Massenfertigung wirksam
und geeignet. Somit kann ein Dauermagnetpulver, das hervorragende
magnetische Eigenschaften aufweist, die von einem harten Ferritmagneten
nicht bereitgestellt werden können,
zu geringeren Kosten hergestellt werden.