DE60131561T2 - Verfahren zur herstellung einer rohlegierung durch bandgiessen für dauermagnete aus nanoverbundwerkstoff - Google Patents

Verfahren zur herstellung einer rohlegierung durch bandgiessen für dauermagnete aus nanoverbundwerkstoff Download PDF

Info

Publication number
DE60131561T2
DE60131561T2 DE60131561T DE60131561T DE60131561T2 DE 60131561 T2 DE60131561 T2 DE 60131561T2 DE 60131561 T DE60131561 T DE 60131561T DE 60131561 T DE60131561 T DE 60131561T DE 60131561 T2 DE60131561 T2 DE 60131561T2
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
alloy
melt
chill roll
roll
cooling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
DE60131561T
Other languages
English (en)
Other versions
DE60131561D1 (de
Inventor
Ryo Murakami
Hirokazu Kanekiyo
Satoshi Otsu-shi Hirosawa
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Hitachi Metals Ltd
Santoku Corp
Original Assignee
Santoku Corp
Neomax Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Santoku Corp, Neomax Co Ltd filed Critical Santoku Corp
Application granted granted Critical
Publication of DE60131561D1 publication Critical patent/DE60131561D1/de
Publication of DE60131561T2 publication Critical patent/DE60131561T2/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C45/00Amorphous alloys
    • C22C45/02Amorphous alloys with iron as the major constituent
    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22DCASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0611Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by a single casting wheel, e.g. for casting amorphous metal strips or wires
    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B82NANOTECHNOLOGY
    • B82YSPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
    • B82Y25/00Nanomagnetism, e.g. magnetoimpedance, anisotropic magnetoresistance, giant magnetoresistance or tunneling magnetoresistance
    • HELECTRICITY
    • H01ELECTRIC ELEMENTS
    • H01FMAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0571Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
    • HELECTRICITY
    • H01ELECTRIC ELEMENTS
    • H01FMAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0579Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B with exchange spin coupling between hard and soft nanophases, e.g. nanocomposite spring magnets
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/03Amorphous or microcrystalline structure
    • HELECTRICITY
    • H01ELECTRIC ELEMENTS
    • H01FMAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/058Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IVa elements, e.g. Gd2Fe14C

Description

  • TECHNISCHES GEBIET
  • 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.
  • STAND DER TECHNIK
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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).
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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 R2Fe14B als seine Hauptphase enthält, und kann nicht als Rohlegierung für einen Nanocomposite-Magneten verwendet werden.
  • 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.
  • 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.
  • OFFENLEGUNG DER ERFINDUNG
  • 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.
  • In einem bevorzugten Ausführungsbeispiel wird die Legierungsschmelze mit einer Zuführleistung von wenigstens 3 kg/min. auf die Kühlwalze zugeführt.
  • 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.
  • In einem weiteren bevorzugten Ausführungsbeispiel beträgt die vorgegebene Kontaktbreite 0,5 cm bis 10,0 cm.
  • In einem anderen bevorzugten Ausführungsbeispiel weist das dünne Legierungsband eine Metallstruktur auf, die wenigstens etwa 60 Volumenprozent amorpher Struktur enthält.
  • 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.
  • 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.
  • In einem bevorzugten Ausführungsbeispiel weist die Rohlegierung eine Dicke von 70 μm bis 250 μm auf.
  • KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
  • 1 ist eine Seitenansicht und veranschaulicht eine Düse und eine Drehwalze für den Einsatz in einem herkömmlichen Strahlgießprozess.
  • 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.
  • 3 ist eine Draufsicht und zeigt die Kühlwalze und die Gießrinne der in 2 gezeigten Maschine.
  • 4 zeigt die Thermoanalysekurve eines vorwärmebehandelten Probenpulvers, das als Beispiel hergestellt wurde.
  • 5 zeigt die magnetische Hystereseschleife des als Beispiel hergestellten vorwärmebehandelten Probenpulvers.
  • 6 zeigt einen Teil von 5 um den Ursprung oder Nullpunkt derselben herum in einem größeren Maßstab.
  • BESTE AUSFÜHRUNGSART DER ERFINDUNG
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • Im Folgenden werden spezifische Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung unter Bezugnahme auf die anhängenden Zeichnungen beschrieben werden.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • Gründe, warum diese Gattierung bevorzugt wird.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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 %.
  • Gründe, warum diese Herstellungsbedingungen bevorzugt werden.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • Verfahren der Bewertung einer rasch erstarrten Legierung.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • Beispiele und Vergleichsbeispiele.
  • 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
  • Für die jeweiligen Probenpulver (Proben) Nr.1 bis 11 werden die von der Hauptphase (das heißt, die Verbindungsphase Fe3B) 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 Br, die Koerzitivkraft HcJ 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
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
  • 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.

Claims (8)

  1. Verfahren zum Herstellen einer Rohlegierung für einen Magneten, das Verfahren 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, wobei die Kühlwalze mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 3 m/s bis weniger als 20 m/s gedreht wird, und wobei die Legierungsschmelze kontinuierlich mit einer Zuführleistung pro Einheit Kontaktbreite von 0,2 kg/min/cm bis 5,2 kg/min/cm auf die Kühlwalze zugeführt wird.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Legierungsschmelze mit einer Zuführleistung von wenigstens 3 kg/min auf die Kühlwalze zugeführt wird.
  3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Schmelzlegierung mittels einer Gießrinne in Kontakt mit der Kühlwalze gebracht wird, die Gießrinne den Strom von wenigstens einem Teil der Legierungsschmelze zu der Kühlwalze regelt und wobei die Gießrinne eine Vielzahl von Schmelzeablässen enthält, von denen jeder in der Nähe der Kühlwalze angeordnet ist und eine vorgegebene Gießbreite hat, wie in der Axialrichtung der Kühlwalze gemessen, und wobei mehrere dünne Legierungsbänder aus der Legierungsschmelze, die durch die Schmelzeablässe gelaufen ist und in Kontakt mit der Kühlwalze gekommen ist, gefertigt werden.
  4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die vorgegebene Kontaktbreite 0,5 cm bis 10,0 cm ist.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei das dünne Legierungsband eine Metallstruktur aufweist, die wenigstens ungefähr 60 Volumenprozent amorphe Struktur enthält.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, das des Weiteren den Schritt des kontinuierlichen Zerkleinerns des dünnen Legierungsbandes und des Auffangens der zerkleinerten Legierung so, dass eine Klopfdichte davon wenigstens gleich 1 g/cm3 wird, umfasst.
  7. Magnet-Rohlegierung, gefertigt durch das Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei die Rohlegierung eine Koerzitivkraft HcJ von höchstens 10 kA/m hat, bevor sie erhitzt und kristallisiert wird.
  8. Rohlegierung nach Anspruch 7, wobei die Rohlegierung eine Dicke von 70 μm bis zu 250 μm hat.
DE60131561T 2000-10-06 2001-09-25 Verfahren zur herstellung einer rohlegierung durch bandgiessen für dauermagnete aus nanoverbundwerkstoff Expired - Lifetime DE60131561T2 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2000307671 2000-10-06
JP2000307671 2000-10-06
PCT/JP2001/008317 WO2002030595A1 (fr) 2000-10-06 2001-09-25 Procede de fabrication par coulee de bandes d'un alliage brut pour aimant permanent nanocomposite

Publications (2)

Publication Number Publication Date
DE60131561D1 DE60131561D1 (de) 2008-01-03
DE60131561T2 true DE60131561T2 (de) 2008-03-06

Family

ID=18788141

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE60131561T Expired - Lifetime DE60131561T2 (de) 2000-10-06 2001-09-25 Verfahren zur herstellung einer rohlegierung durch bandgiessen für dauermagnete aus nanoverbundwerkstoff

Country Status (7)

Country Link
US (2) US7004228B2 (de)
EP (2) EP1338359B1 (de)
JP (1) JP4787459B2 (de)
CN (2) CN100478687C (de)
AU (1) AU2001288123A1 (de)
DE (1) DE60131561T2 (de)
WO (1) WO2002030595A1 (de)

Families Citing this family (45)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3602120B2 (ja) * 2002-08-08 2004-12-15 株式会社Neomax ナノコンポジット磁石用急冷合金の製造方法
US20050040923A1 (en) * 2002-10-17 2005-02-24 Toshio Miyoshi Nanocomposite magnet and method for producing the same
AU2003301577A1 (en) * 2002-10-25 2004-05-13 Showa Denko K.K. Alloy containing rare earth element, production method thereof, magnetostrictive device, and magnetic refrigerant material
US7371292B2 (en) * 2002-11-12 2008-05-13 Nissan Motor Co., Ltd. Nd-Fe-B type anisotropic exchange spring magnet and method of producing the same
JP4179973B2 (ja) * 2003-11-18 2008-11-12 Tdk株式会社 焼結磁石の製造方法
US9022906B1 (en) 2011-12-22 2015-05-05 Preston Nelson Top-loading adjustable weight kettlebell system
TWI268289B (en) * 2004-05-28 2006-12-11 Tsung-Shune Chin Ternary and multi-nary iron-based bulk glassy alloys and nanocrystalline alloys
CN1297994C (zh) * 2004-11-26 2007-01-31 中国兵器工业第五二研究所 无须磁场处理获取特殊矩形比纳米晶软磁材料的方法
US9051630B2 (en) * 2005-02-24 2015-06-09 University Of Virginia Patent Foundation Amorphous steel composites with enhanced strengths, elastic properties and ductilities
JP4603426B2 (ja) * 2005-06-10 2010-12-22 株式会社アルバック 真空溶解鋳造装置の冷却促進機構
RU2389097C1 (ru) * 2007-02-05 2010-05-10 Сова Денко К.К. Сплав r-t-b-типа и способ его изготовления, тонкодисперсный порошок для редкоземельного постоянного магнита r-t-b-типа и редкоземельный постоянный магнит r-t-b-типа
CN100432271C (zh) * 2007-02-09 2008-11-12 上海大学 一种具有硬磁性的铁基大块非晶合金及其制备方法
CN100432268C (zh) * 2007-02-09 2008-11-12 上海大学 一种Fe基大块非晶合金及其制备方法
JP5274781B2 (ja) * 2007-03-22 2013-08-28 昭和電工株式会社 R−t−b系合金及びr−t−b系合金の製造方法、r−t−b系希土類永久磁石用微粉、r−t−b系希土類永久磁石
CN100465323C (zh) * 2007-07-13 2009-03-04 上海大学 一种纳米晶复合永磁合金及其制备方法
US20100230013A1 (en) * 2007-12-13 2010-09-16 Showa Denko K.K. R-t-b alloy, process for production of r-t-b alloy, fine powder for r-t-b rare earth permanent magnets, and r-t-b rare earth permanent magnet
CN101509106B (zh) * 2008-02-20 2010-06-30 吴更生 一种铁基非晶态合金材料及其制备方法
WO2013018751A1 (ja) * 2011-08-03 2013-02-07 株式会社三徳 希土類焼結磁石用原料合金鋳片及びその製造方法
US9022097B2 (en) * 2011-11-14 2015-05-05 Jfe Steel Corporation Method and installation for manufacturing thin metal strip
CN104011811B (zh) * 2012-01-04 2016-11-02 丰田自动车株式会社 稀土类纳米复合磁铁
CN102909329B (zh) * 2012-11-05 2014-05-14 江苏锦宏有色金属材料有限公司 多喷嘴用非晶合金带分带器
CN103805825B (zh) * 2012-11-08 2016-04-06 沈阳中北真空科技有限公司 稀土永磁合金真空感应熔炼速凝设备
CN103077796B (zh) * 2013-02-06 2015-06-17 江苏南方永磁科技有限公司 一种耐蚀钕铁硼永磁材料及其制备方法
WO2014188596A1 (ja) * 2013-05-24 2014-11-27 トヨタ自動車株式会社 永久磁石原料粉末の製造方法、永久磁石の製造方法および永久磁石素材粉末の検査方法
TW201517075A (zh) 2013-06-17 2015-05-01 Urban Mining Technology Company 再生磁鐵以產生具有改善或恢復磁性性能的 nd-fe-b 磁鐵
CN103469118B (zh) * 2013-07-20 2016-01-20 南通万宝实业有限公司 节能电机的非晶铁合金铁芯及其制备方法
US9336932B1 (en) 2014-08-15 2016-05-10 Urban Mining Company Grain boundary engineering
CN105543727B (zh) * 2015-12-11 2017-11-21 江西大有科技有限公司 应用于防盗传感的非晶合金磁条及其制备方法
CN107262688B (zh) * 2016-04-08 2019-04-02 沈阳中北真空技术有限公司 一种带二次冷却的真空熔炼速凝设备及速凝合金制造方法
CN106216698A (zh) * 2016-09-29 2016-12-14 柳州增程材料科技有限公司 一种3d打印用合金粉末的制备工艺
CN106270541A (zh) * 2016-09-29 2017-01-04 柳州增程材料科技有限公司 高强度增材制造材料的加工方法
CN106392087A (zh) * 2016-09-29 2017-02-15 柳州增程材料科技有限公司 一种高强度3d打印金属材料的制备方法
CN106166616A (zh) * 2016-09-29 2016-11-30 柳州增程材料科技有限公司 一种3d打印用金属粉末的制备方法
CN106270520A (zh) * 2016-09-29 2017-01-04 柳州增程材料科技有限公司 高强度高模量3d打印材料的制备方法
CN106216700A (zh) * 2016-09-30 2016-12-14 柳州增程材料科技有限公司 一种变速箱用铝镁合金粉末的制备工艺
CN106392086A (zh) * 2016-09-30 2017-02-15 柳州增程材料科技有限公司 一种铝镁合金粉末的制备工艺
CN107045910B (zh) * 2017-03-27 2019-02-19 河北工业大学 一种Nd-Fe-B薄带磁体及其制备方法
CN107377910B (zh) * 2017-08-05 2019-05-28 江苏轩辕特种材料科技有限公司 一种铁硅硼合金带材防氧化单辊快淬工艺
CN109248994B (zh) * 2017-08-19 2021-05-25 福建省长汀金龙稀土有限公司 一种薄带的铸造装置及薄带的铸造方法
CN108531834B (zh) * 2018-04-17 2019-12-06 华中科技大学 一种耐磨耐蚀高铬铁基非晶合金及其制备方法
CN109014222A (zh) * 2018-07-19 2018-12-18 芜湖君华材料有限公司 一种非金合金带材收集切碎设备
CN108788036A (zh) * 2018-07-20 2018-11-13 芜湖君华材料有限公司 一种非晶合金材料快淬切碎系统
CN108907208A (zh) * 2018-07-21 2018-11-30 芜湖君华材料有限公司 一种非晶合金磁性粉末生产系统
CN113035559B (zh) * 2021-04-01 2022-07-08 包头市科锐微磁新材料有限责任公司 一种高性能钕铁硼各向同性磁粉的制备方法
CN113512685B (zh) * 2021-04-22 2023-03-24 北京中磁新材科技有限公司 Fe基磁性合金及其制备方法

Family Cites Families (76)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5594151A (en) 1979-01-12 1980-07-17 Hitachi Ltd Method of measuring amorphous state of amorphous ferromagnetic substance
JPS5946008A (ja) 1982-08-21 1984-03-15 Sumitomo Special Metals Co Ltd 永久磁石
CA1316375C (en) * 1982-08-21 1993-04-20 Masato Sagawa Magnetic materials and permanent magnets
US5174362A (en) * 1982-09-03 1992-12-29 General Motors Corporation High-energy product rare earth-iron magnet alloys
DE3379131D1 (en) * 1982-09-03 1989-03-09 Gen Motors Corp Re-tm-b alloys, method for their production and permanent magnets containing such alloys
US4851058A (en) * 1982-09-03 1989-07-25 General Motors Corporation High energy product rare earth-iron magnet alloys
JPS609852A (ja) 1983-06-24 1985-01-18 ゼネラル・モ−タ−ズ・コ−ポレ−シヨン 高エネルギ−積の稀土類−鉄磁石合金
JPS61140350A (ja) 1984-12-13 1986-06-27 Toyota Central Res & Dev Lab Inc 金属薄帯の製造装置
JP2727506B2 (ja) 1986-04-15 1998-03-11 ティーディーケイ株式会社 永久磁石およびその製造方法
JP2727505B2 (ja) 1986-04-15 1998-03-11 ティーディーケイ株式会社 永久磁石およびその製造方法
DE3779481T2 (de) * 1986-04-15 1992-12-24 Tdk Corp Dauermagnet und verfahren zu seiner herstellung.
DE3777523D1 (de) * 1986-10-10 1992-04-23 Philips Nv Magnetisches material aus eisen, bor und seltenerdmetall.
JPS647501U (de) 1987-07-03 1989-01-17
JPS647502U (de) 1987-07-03 1989-01-17
JPH01103805A (ja) * 1987-07-30 1989-04-20 Tdk Corp 永久磁石
US5022939A (en) * 1987-07-30 1991-06-11 Tdk Corporation Permanent magnets
JPH01100242A (ja) 1987-10-13 1989-04-18 Tdk Corp 永久磁石材料
JPH02247A (ja) 1987-12-07 1990-01-05 Heinz Bereuter 少なくとも一部がパーフルオロアミノカルボン酸及び/又はパーフルオロアミドカルボン酸の新規塩類又はアミン類、及びその利用
US4919732A (en) * 1988-07-25 1990-04-24 Kubota Ltd. Iron-neodymium-boron permanent magnet alloys which contain dispersed phases and have been prepared using a rapid solidification process
JP2843379B2 (ja) * 1988-10-04 1999-01-06 日立金属株式会社 等方性耐熱ボンド磁石およびその製造方法ならびにそれを用いる磁粉、それを用いたpm型モータ
JPH02179803A (ja) 1988-12-28 1990-07-12 Nippon Steel Corp Nd系永久磁石用フレーク製造用注湯容器
JPH02247307A (ja) 1989-03-17 1990-10-03 Nippon Steel Corp Nd合金フレーク製造方法
JPH02247309A (ja) 1989-03-17 1990-10-03 Nippon Steel Corp 超急冷フレーク用温度測定装置
JPH02247306A (ja) 1989-03-17 1990-10-03 Nippon Steel Corp Nd合金注湯ノズルの地金除去装置
JPH02247310A (ja) 1989-03-17 1990-10-03 Nippon Steel Corp 雰囲気型超急冷装置の防爆安全扉
JPH02247308A (ja) 1989-03-17 1990-10-03 Nippon Steel Corp Nd合金フレーク製造用冷却ドラムの外周面調整方法及び装置
JPH02247305A (ja) 1989-03-17 1990-10-03 Nippon Steel Corp Nd合金フレーク製造時の雰囲気圧制御方法
JPH02298003A (ja) 1989-05-12 1990-12-10 Fuji Elelctrochem Co Ltd 希土類永久磁石の製造方法
JPH0831386B2 (ja) 1990-03-09 1996-03-27 富士電気化学株式会社 異方性希土類永久磁石の製造方法
JPH0831385B2 (ja) 1990-03-09 1996-03-27 富士電気化学株式会社 異方性希土類永久磁石の製造方法
JP3502107B2 (ja) * 1991-08-29 2004-03-02 Tdk株式会社 永久磁石材料の製造方法
ATE158669T1 (de) 1993-06-14 1997-10-15 Santoku Metal Ind Verfahren zur herstellung eines dauermagneten aus seltenerdmetall, bor und eisen
JP3304175B2 (ja) 1993-10-20 2002-07-22 エフ・ディ−・ケイ株式会社 希土類急冷粉体の製造方法、希土類急冷粉体、ボンド磁石の製造方法、およびボンド磁石
JPH07166206A (ja) 1993-12-10 1995-06-27 Sumitomo Special Metals Co Ltd 永久磁石合金粉末とその製造方法
JP3311907B2 (ja) 1994-10-06 2002-08-05 増本 健 永久磁石材料、永久磁石及び永久磁石の製造方法
US5666635A (en) * 1994-10-07 1997-09-09 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Fabrication methods for R-Fe-B permanent magnets
JP3777199B2 (ja) 1994-12-09 2006-05-24 株式会社Neomax 高性能R−Fe−B系永久磁石材料の製造方法
JP3535253B2 (ja) 1995-02-23 2004-06-07 住友特殊金属株式会社 R−Fe−B系永久磁石用鋳片の製造方法
JP3641021B2 (ja) 1995-04-01 2005-04-20 株式会社Neomax 高保磁力鉄基永久磁石及びボンド磁石
JP3845461B2 (ja) * 1995-04-06 2006-11-15 株式会社Neomax ボンド磁石用永久磁石合金粉末の製造方法及びその装置
US5800635A (en) * 1995-06-15 1998-09-01 Alliedsignal Inc. Method of achieving a controlled step change in the magnetization loop of amorphous alloys
JP3201944B2 (ja) 1995-12-04 2001-08-27 株式会社三徳 希土類金属含有合金の製造システム
JPH09155513A (ja) 1995-12-04 1997-06-17 Santoku Kinzoku Kogyo Kk ストリップキャスト用タンディッシュ
US6022424A (en) * 1996-04-09 2000-02-08 Lockheed Martin Idaho Technologies Company Atomization methods for forming magnet powders
US5725792A (en) * 1996-04-10 1998-03-10 Magnequench International, Inc. Bonded magnet with low losses and easy saturation
JPH1088294A (ja) 1996-09-12 1998-04-07 Alps Electric Co Ltd 硬磁性材料
WO1998036428A1 (fr) 1997-02-14 1998-08-20 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Aimant sous forme de mince plaquette a structure microcristalline
DE69819953T2 (de) * 1997-03-25 2004-11-11 Alps Electric Co., Ltd. Auf Fe basierte hartmagnetische Legierung mit einer supergekühlter Spanne
JP3488358B2 (ja) * 1997-03-27 2004-01-19 住友特殊金属株式会社 微細結晶永久磁石合金及び永久磁石粉末の製造方法
JPH10317109A (ja) 1997-05-22 1998-12-02 Sumitomo Special Metals Co Ltd 薄肉永久磁石の製造方法
US5905424A (en) * 1997-08-04 1999-05-18 Magnequench International, Inc. Bonded magnet made from gas atomized powders of rare earth alloy
JPH1171646A (ja) 1997-08-29 1999-03-16 Alps Electric Co Ltd スピーカ
EP0898287B1 (de) * 1997-08-22 2003-05-21 Alps Electric Co., Ltd. Hartmagnetische Legierung mit supergekühlter Schmelzregion,gesintertes Produkt davon und Anwendungen
US6332933B1 (en) * 1997-10-22 2001-12-25 Santoku Corporation Iron-rare earth-boron-refractory metal magnetic nanocomposites
US6183572B1 (en) * 1997-12-30 2001-02-06 Magnequench International, Inc. Isotropic rare earth material of high intrinsic induction
JPH11323509A (ja) 1998-05-15 1999-11-26 Alps Electric Co Ltd 硬磁性合金圧密成形体およびその製造方法
JP3901875B2 (ja) 1998-06-24 2007-04-04 株式会社アルバック タンディッシュ、およびそのタンディッシュを用いた希土類元素含有合金の製造方法と、そのタンディッシュを備えた希土類元素含有合金の製造装置
JP3981788B2 (ja) 1998-06-24 2007-09-26 株式会社アルバック 希土類元素含有合金の鋳造装置および製造方法
CN1265401C (zh) * 1998-07-13 2006-07-19 株式会社三德 制造纳米复合磁性材料的方法以及制造粘结磁体的方法
EP1127358B1 (de) * 1998-10-30 2009-06-10 Santoku Corporation Sm (Co, Fe, Cu, Zr, C) ZUSAMMENSETZUNGEN UND VERFAHREN ZU DEREN HERSTELLUNG
US6302972B1 (en) * 1998-12-07 2001-10-16 Sumitomo Special Metals Co., Ltd Nanocomposite magnet material and method for producing nanocomposite magnet
JP3604308B2 (ja) * 1998-12-07 2004-12-22 株式会社Neomax ナノコンポジット磁石用原料合金、その粉末および製造方法、ならびにナノコンポジット磁石粉末および磁石の製造方法
US6302939B1 (en) 1999-02-01 2001-10-16 Magnequench International, Inc. Rare earth permanent magnet and method for making same
US6524399B1 (en) 1999-03-05 2003-02-25 Pioneer Metals And Technology, Inc. Magnetic material
JP3712595B2 (ja) * 1999-06-08 2005-11-02 信越化学工業株式会社 永久磁石用合金薄帯および焼結永久磁石
EP1061532B1 (de) 1999-06-11 2006-11-22 Seiko Epson Corporation Magnetpulver und isotroper Verbundmagnet
JP2001052911A (ja) 1999-08-11 2001-02-23 Seiko Epson Corp 磁石材料の製造方法、薄帯状磁石材料、磁石粉末およびボンド磁石
JP3365628B2 (ja) 1999-12-21 2003-01-14 住友特殊金属株式会社 鉄基合金永久磁石粉末およびその製造方法
JP2001226753A (ja) 2000-02-10 2001-08-21 Sumitomo Special Metals Co Ltd 鉄基合金軟磁性材料およびその製造方法
JP3886317B2 (ja) 2000-03-10 2007-02-28 独立行政法人科学技術振興機構 高ガラス形成能を有する鉄基永久磁石合金
KR100562681B1 (ko) 2000-05-24 2006-03-23 가부시키가이샤 네오맥스 복수의 강자성상을 포함하는 영구자석 및 그 제조방법
JP2002080921A (ja) * 2000-09-07 2002-03-22 Sumitomo Special Metals Co Ltd 鉄基希土類合金磁石用原料合金およびその製造方法
US6790296B2 (en) * 2000-11-13 2004-09-14 Neomax Co., Ltd. Nanocomposite magnet and method for producing same
JP4023138B2 (ja) * 2001-02-07 2007-12-19 日立金属株式会社 鉄基希土類合金粉末および鉄基希土類合金粉末を含むコンパウンドならびにそれを用いた永久磁石
ATE404982T1 (de) * 2001-02-07 2008-08-15 Hitachi Metals Ltd Verfahren zur herstellung einer metalllegierung für einen seltenerdmagneten auf eisenbasis
US20050040923A1 (en) * 2002-10-17 2005-02-24 Toshio Miyoshi Nanocomposite magnet and method for producing the same

Also Published As

Publication number Publication date
CN1228158C (zh) 2005-11-23
US7004228B2 (en) 2006-02-28
CN1440317A (zh) 2003-09-03
JP4787459B2 (ja) 2011-10-05
EP1880782A3 (de) 2013-04-17
WO2002030595A1 (fr) 2002-04-18
AU2001288123A1 (en) 2002-04-22
JPWO2002030595A1 (ja) 2004-02-19
US20060081308A1 (en) 2006-04-20
EP1880782A2 (de) 2008-01-23
EP1338359A1 (de) 2003-08-27
DE60131561D1 (de) 2008-01-03
US7547365B2 (en) 2009-06-16
CN100478687C (zh) 2009-04-15
CN1657936A (zh) 2005-08-24
US20030183305A1 (en) 2003-10-02
EP1880782B1 (de) 2015-01-07
EP1338359B1 (de) 2007-11-21
EP1338359A4 (de) 2006-06-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE60131561T2 (de) Verfahren zur herstellung einer rohlegierung durch bandgiessen für dauermagnete aus nanoverbundwerkstoff
DE60313375T2 (de) Einrichtung und Verfahren zur Herstellung einer Rasch Erstarrten Legierung für Magnete
DE60213642T2 (de) Nanozusammensetzungsmagnet
DE60205728T2 (de) Seltenerdlegierungspulver auf eisenbasis und das seltenerdlegierungspulver enthaltende zusammensetzung sowie diese verwendender dauermagnet
DE60102278T2 (de) Nanokomposit-Magnet und Herstellungsverfahren
DE69434323T2 (de) Preparation d&#39;un aimant permanent
DE60100923T2 (de) Dauermagnet mit mehreren ferromagnetischen Phasen und zugehöriges Herstellungsverfahren
DE10045704B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines Nanocomposit-Magnetpulvers und Verfahren zur Herstellung eines Nanocomposit-Magneten
DE10064024A1 (de) Permanentmagnet-Legierungspulver auf Eisenbasis und Verfahren zu seiner Herstellung
DE3149924C2 (de) Verfahren zur Herstellung eines Dauermagneten
DE3442009A1 (de) Amorphes legiertes band mit grosser dicke und verfahren zu dessen herstellung
DE112007002939T5 (de) Amorphe Legierungszusammensetzung
DE69822798T2 (de) Herstellungsverfahren für ein dünne magnetscheibe mit mikrokristalline struktur
DE60316007T2 (de) Nanokomposit-magnet und herstellungsverfahren
DE112012004275T5 (de) R-T-B-basiertes Legierungsband, R-T-B-basierter gesinterter Magnet und Verfahren zu deren Herstellung
DE2806052A1 (de) Thermisch stabile amorphe magnetlegierung
DE3839545A1 (de) Verfahren und vorrichtung zur herstellung eines magnetisch anisotropen materiales
DE112011100369T5 (de) Verfahren zur herstellung eines nanokompositmagneten
DE60215665T2 (de) Verfahren zum herstellen eines nanozusammensetzungsmagneten unter verwendung eines atomisierungsverfahrens
DE3146031A1 (de) Amorphe magnetliegierungen
DE19807048C2 (de) Verfahren zur Herstellung von Legierungsgläsern
DE69831256T2 (de) Dünner plattenmagnet mit mikrokristalliner struktur
DE60031914T2 (de) Magnetpulver und isotroper Verbundmagnet
DE19814441A1 (de) Permanentmagnet-Material und Verbundmagnet
DE112010000778T5 (de) Verfahren zur Herstellung eines NdFeBGa-Magneten und NdFeBGa-Magnetmaterial

Legal Events

Date Code Title Description
8364 No opposition during term of opposition