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Technisches
Gebiet
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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines
Nanokomposit-Magnetpulvers aus
einer Eisen-basierten Seltenerdlegierung durch ein Verdüsungsverfahren.
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Stand der
Technik
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Nd-Fe-B
basierende Eisen-basierende Seltenerd-Magnetlegierungen werden z.Zt.
häufig
in Sintermagneten und Verbundmagneten verwendet. Diese Magneten
werden auf unterschiedliche Art und Weise hergestellt. Insbesondere
wird ein Sintermagnet durch Pulverisieren einer Magnetlegierung,
erhalten durch ein Blockgussverfahren, ein Bandgussverfahren oder
jedes andere Verfahren, Verdichten des pulverisierten Pulvers und
anschließend
Sintern des verdichteten Pulvers hergestellt. Andererseits wird
ein Verbundmagnet durch schnelles Abkühlen und Erstarren einer geschmolzenen
Legierung durch ein Schmelzspinnverfahren hergestellt, beispielsweise
durch Pulverisieren der resultierenden schnell erstarrten Legierung
zu einem Pulver, Verdichten des Pulvers mit einem Harz, und dann
Formen der Mischung zu einer gewünschten
Form. Auf diese Art und Weise wird unabhängig davon, ob der herzustellende
Magnet ein Sintermagnet oder ein Verbundmagnet ist, sein Magnetpulver
immer durch Pulverisieren der Material-Magnetlegierung erhalten. Das heißt, das
Herstellungsverfahren von Magneten enthält normalerweise einen Pulverisierungsschritt
als einen unverzichtbaren Verfahrensschritt.
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Es
gibt jedoch einige Verfahren zum Herstellen eines Magnetpulvers
ohne Durchführen
eines solchen Pulverisierungs-Verfahrensschritts. Ein Gasverdüsungsverfahren
ist eines von diesen Verfahren, welches im Stand der Technik bekannt
ist. Bei dem Gasverdüsungsverfahren
wird eine Legierungsschmelze durch eine Düse, beispielsweise in einen
Inertgas gesprüht
und wird zur Kollision gegen dieses Gas gezwungen, wodurch die Schmelztröpfchen abgekühlt werden.
Auf diese Art und Weise können
kugelförmige
Partikel mit Partikelgrößen in dem
Bereich von mehreren zehn Mikrometern direkt geformt werden. Bei
dem Gasverdüsungsverfahren
werden die Tröpfchen
der geschmolzenen Legierung, während
sie von der Gasströmung
getragen werden, erstarrt, wodurch im Wesentlichen kugelförmige Partikel
geformt werden. Das durch das Gasverdüsungsver fahren erhaltene Pulver
(d.h., ein Verdüsungspulver)
hat bevorzugter Formen und Partikelgrößen als ein Magnetpulver zum
Herstellen eines Verbundmagneten.
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Wenn
das Verdüsungsverfahren
zum Herstellen eines Verbundmagneten verwendet wird, dann kann das
Verdüsungspulver
als solches als ein Magnetpulver für einen Verbundmagneten benutzt
werden. Somit ist kein mechanischer Pulverisierungs-Verfahrensschritt
notwendig und die Herstellungskosten können signifikant verringert
werden. Es wird jedoch darauf hingewiesen, dass die Partikelgrößen eines
solchen Verdüsungspulvers
größer als
die eines Magnetpulvers für
die Herstellung eines Sintermagneten sind. Demzufolge ist es schwierig,
das Verdüsungspulver
als solches als ein Magnetpulver für einen Sintermagneten zu benutzen.
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Bei
einem schnell erstarrten Seltenerd-magnetischen Legierungspulver,
welches z.Zt. ausgiebig zum Herstellen eines Verbundmagneten benutzt
wird, ist eine Nd2Fe14B
basierte Verbindungs-Phase mit einer Kristallkorngröße von ungefähr 20 nm
bis ungefähr
200 nm fein in den Pulverpartikeln verteilt. Solch ein nanokristallines
Gefüge
wird durch schnelles Abkühlen
einer geschmolzenen Legierung mit einer bestimmten Zusammensetzung
durch ein Schmelzspinnverfahren geformt, um beispielsweise eine
dünnstreifen-amorphe Legierung
herzustellen und dann die dünnstreifen-amorphe
Legierung Wärmebehandeln
und Kristallisieren.
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Zwischenzeitlich
werden auch Hochleistungsmagneten, die ein ziemlich anderes Metallgefüge als das des
oben beschriebenen schnell erstarrten Magneten haben, eifrig entwickelt.
Ein typisches Beispiel für
diese Magneten ist ein Komposit-Magnet, der „Nanokomposit-Magnet (exchange
spring magnet)",
wie oben beschrieben genannt wird, siehe beispielsweise in Chang,
W.C. et al.: The effects of refractory metals on the magnetic properties
of α-Fe/R2Fe14B-Type nanocomposites
IEEE Transactions on magnetics, Vol. 35, No. 5, 1999. Der Magnet
genannt „nanocomposite
magnet (exchange spring magnet)".
Der Nanokomposit-Magnet hat ein Metallgefüge, in welchem hart- und weichmagnetische
Phasen fein verteilt sind und in welchem die jeweiligen Bestandphasen
miteinander durch Austausch-Interaktionen magnetisch gekoppelt sind.
Die jeweiligen Bestandphasen des Nanokomposit-Magneten haben Nanometer-Skalierungsgrößen und
ihr nanokristallines Gefüge,
definiert durch die Größe und Dispergierfähigkeit
der jeweiligen Bestandphasen, hat signifikante Auswirkungen auf
ihre magnetische Leistung.
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Unter
diesen Nanokomposit-Magneten zieht ein Magnet, bei welchen eine
Nd
2Fe
14B basierende
Verbindung-Phase (d.h. hartmagnetische Phase) und α-Fe, Eisen-basierte
Borid-Phase und andere weichmagnetischen Phasen in dem gleichen
Metallgefüge
verteilt sind, besonders hohe Aufmerksamkeit auf sich. Im Stand der
Technik gemäß
EP1158545A1 oder
WO 02/093591A2 wird beispielsweise solch ein Nanokomposit-Magnet auch durch
schnelles Abkühlen
einer geschmolzenen Legierung durch das Schmelzspinnverfahren und dann
Wärmebehandeln
und Kristallisieren der schnell erstarrten Legierung hergestellt.
Wenn das Pulver eines solchen schnell erstarrten Magneten durch
das Gasverdüsungsverfahren
hergestellt werden könnte,
dann wäre
kein anderer Pulverisierungs-Verfahrensschritt notwendig und die
Herstellungskosten könnten
signifikant verringert werden.
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In
Wirklichkeit ist es jedoch sehr schwierig, das schnell erstarrte
Magnetpulver durch das Verdüsungsverfahren
herzustellen. Der Grund hierfür
ist, dass die Schmelz-Abschreckgeschwindigkeit durch das Verdüsungsverfahren
geringer als die durch das Schmelz-Spinnverfahren in der Größenordnung
von ein bis zwei Größen ist.
Ein ausreichend amorphisiertes Legierungsgefüge kann somit durch das konventionelle
Verdüsungsverfahren
nicht geformt werden.
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Betreffend
nicht-Nanokomposit schnell erstarrte Magneten (d.h. schnell erstarrte
Magneten, die nur die Nd
2Fe
14B
basierende Verbindungs-Phase enthalten), wurde ein Verfahren zum
Herstellen einer amorphen Legierung, herstellbar sogar durch das
Verdüsungsverfahren
mit solch einer niedrigen Abschreckgeschwindigkeit durch Erhöhen der
Fähigkeit
zum Formen der amorphen Legierung (d.h. Abschreckfähigkeit)
durch Hinzufügung
von TiC in der
US 6 022 424 vorgeschlagen.
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Betreffend
einen α-Fe/R2Fe14B basierenden
Nanokomposit-Magnet ist es jedoch schwierig, einen tatsächlich nutzbaren
Hochleistungsmagneten durch das Verdüsungsverfahren herzustellen.
Der Grund ist, dass wenn die Abschreckgeschwindigkeit so niedrig
wie bei dem Verdüsungsverfahren
ist, die weichmagnetische α-Fe-Phase
einfach Kerne bildet und vor der R2Fe14B-Phase wächst und erhöht ihre
Größe so sehr,
dass die Austausch-Interaktionen
unter den jeweiligen Bestandphasen geschwächt werden und dass die magnetischen Eigenschaften
des resultierenden Nanokomposit-Magneten signifikant verschlechtert
werden.
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Um
die oben beschriebenen Probleme zu überwinden, ist es eine primäre Aufgabe
der vorliegenden Erfindung, ein Pulver eines Nanokomposit-Magneten
mit exzellenten magnetischen Eigenschaften, herstellbar durch das
Verdüsungsverfahren,
bereitzustellen.
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Offenbarung
der Erfindung
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Ein
Nanokomposit-Magnet-Pulver aus einer Eisen-basierten Seltenerdlegierung
gemäß der vorliegenden
Erfindung hat eine Zusammensetzung wie in Anspruch 1 definiert.
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Gemäß einer
bevorzugten Ausführungsform
enthält
das Eisen-basierende Borid Fe3B und/oder Fe23B6.
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Gemäß einer
weiteren bevorzugten Ausführungsform
hat das Magnetpulver eine durchschnittliche Partikelgröße von 1 μm bis 100 μm.
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Gemäß einer
weiteren bevorzugten Ausführungsform
weist das Magnetpulver hartmagnetische Eigenschaften, einschließlich einer
Koerzivität
HcJ ≧ 480
kA/m und einer Remanenz Br 0,6 ≧ T auf.
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Ein
Verbundmagnet gemäß der vorliegenden
Erfindung enthält
irgendeines der oben beschriebenen Eisen-basierten Seltenerdlegierungs-Nanokomposit-Magnetpulver.
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Ein
erfindungsgemäßes Verfahren
zum Herstellen eines Nanokomposit-Magnetpulvers aus einer eisen-basierten
Selten-Erdlegierung enthält
den Schritt: Erlangung eines Magnetpulvers aus einer Selten-Erdlegierung
durch schnelles Abkühlen
einer Schmelze einer Legierung durch ein Verdüsungsverfahren. Die Legierung
hat eine Zusammensetzung wie in Anspruch 1 definiert. Das Verfahren
enthält
ferner den Schritt von thermschen Behandeln des Magnetpulvers, wodurch
ein Gefüge
ausgebildet wird, welches zumindest zwei Arten von ferromagnetischen
kristallinen Phasen enthält,
in welchen eine hartmagnetische Phase eine durchschnittliche Korngröße von 10
nm bis 200 nm und eine weichmagnetische Phase eine durchschnittliche
Korngröße von 1
nm bis 100 nm hat.
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Gemäß einer
bevorzugten Ausführungsform
resultiert der Schritt des schnellen Abkühlens der Schmelze durch das
Verdüsungsverfahren
in der Herstellung einer schnell er starrten Legierung, die zumindest 60
Vol.-% der R2Fe14B-Typ-Verbindungs-Phase
enthält.
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Gemäß einer
weiteren Ausführungsform
enthält
die weichmagnetische Phase ein ferromagnetisches Eisen-basiertes
Borid.
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Gemäß einer
weiteren bevorzugten Ausführungsform
enthält
das Eisen-basierte Borid Fe3B und/oder Fe23B6.
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Gemäß einer
bevorzugten Ausführungsform
enthält
ein erfindungsgemäßes Verfahren
zum Herstellen eines Verbundmagneten die Schritte: Anfertigen eines
Magnetpulvers durch irgendeines der oben beschriebenen Verfahren
und Verarbeiten des Magnetpulvers zu dem Verbundmagneten.
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Kurze Beschreibung
der Zeichnungen
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1(a) ist eine Ansicht, die den Aufbau eines Gasverdüsungssystems
zur Verwendung bei einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung zeigt und 1(b) ist
eine perspektivische Ansicht, die eine Gasdüse zur Nutzung in diesem System
veranschaulicht.
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2 ist
ein Graph, der die Entmagnetisierungskurve (d.h., den zweiten Quadrant
einer Hysteresekurve) für
ein Beispiel der vorliegenden Erfindung zeigt.
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Beste Art
zum Ausführen
der Erfindung
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung wird ein Nanokomposit-Magnet-Pulver aus einer Eisen-basierten Selten-Erdlegierung
durch schnelles Abkühlen
einer Schmelze einer Legierung, die eine Zusammensetzung dargestellt
durch die generelle Formel hat: (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyTizMn, durch ein Verdüsungsverfahren erhalten.
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In
dieser generellen Formel ist T wenigstens ein Element ausgewählt aus
der Gruppe bestehend aus Co und Ni, Q wenigstens ein Element ausgewählt aus
der Gruppe bestehend aus B und C, R wenigstens ein Element ausgewählt aus
der Gruppe bestehend aus den Selten-Erdmetallelementen und Yttrium
und M wenigstens ein Element ausge wählt aus der Gruppe bestehend
aus Nb, Zr, Mo, Ta und Hf. Die Molanteile x, y, z, m und n erfüllen jeweils
die Ungleichheiten: 10 at% < x ≦ 25 at%, 6
at% ≦ y < 10 at%, 0,1 at% ≦ z ≦ 12 at%, 0 ≦ m ≦ 0,5 und 0
at% ≦ n ≦ 10 at% mit
Atom.
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Eine
2-14-1 Typ hartmagnetische Verbindung, dargestellt durch die generelle
Formel R2(Fe1-mTm)14Q, wird lediglich
hierin als eine „R2Fe14B basierte Verbindung
(oder R2Fe14B Phase)" beschrieben. Das
heißt,
die „R2Fe14B basierte Verbindung" oder die „R2Fe14B Phase" enthält eine
R2Fe14B Verbindung
oder Phase, in welcher ein Teil von Fe durch Co und/oder Ni ersetzt
ist oder in welcher ein Teil von B durch C ersetzt ist. Es sollte beachtet
werden, dass die „R2Fe14B basierte Verbindung" ferner Additivelemente,
wie beispielsweise Ti und M enthalten kann.
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Die
gegenwärtigen
Erfinder haben intensive Forschung durchgeführt, um einen Nanokomposit-Magnet
durch ein Verdüsungsverfahren
herzustellen. Als ein Ergebnis haben die gegenwärtigen Erfinder entdeckt, dass
die Kernbildung und der Wachstum der α-Fe-Phase während die Schmelze schnell
abgeschreckt wurde, durch Hinzufügen
von Ti zu dem Legierungsmaterial minimiert werden konnte. Die gegenwärtigen Erfinder
haben die grundlegende Idee der vorliegenden Erfindung aus dieser
Entdeckung erhalten.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung kann sogar bei der durch das Verdüsungsverfahren erzielbaren relativ
geringen Abschreckgeschwindigkeit die R2Fe14B-Phase als eine Hauptphase früher als
die α-Fe-Phase Kerne
bilden und dennoch wird nicht erlaubt, dass die Größe der R2Fe14B-Phase eine
solche Größe erreicht, um
in der R2Fe14B-Phase (d.h., 300
nm) multiple magnetische Domäne
zu bilden. Als ein Ergebnis kann ein Magnet-Pulver mit exzellenten
magnetischen Eigenschaften als ein Nanokomposit-Magnetpulver erhalten werden.
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Ein α-Fe/R2Fe14B basierender
Nanokomposit-Magnet, an welchen die vorliegende Erfindung angewandt
wird, hat eine höhere
Koerzivität
als ein Fe3B/Nd2Fe14B basierender Nanokomposit-Magnet. Der
vorherige Nanokomposit-Magnet hat jedoch einen relativ niedrigen
B-Molanteil von ungefähr
7 at% bis ungefähr
10 at% und einen relativ hohen Nd-Molanteil von ungefähr 10 at%
bis ungefähr
12 at%. Seine Legierung hat somit eine sehr geringe Fähigkeit,
amorphe Phasen zu bilden. Wenn somit das Verdüsungsverfahren ohne Hinzufügen von
Ti an diesem angewandt wird, dann kann nur ein Pulver, in welchem
die weichmagnetische α-Fe-Phase
grob gewachsen ist, erhalten werden und die magnetischen Eigenschaften
davon sind ungenügend.
Der Fe3B/Nd2B-basierende
Nanokomposit-Magnet hat andererseits einen relativ hohen B-Molanteil
von ungefähr 18
at% bis ungefähr
20 at% und hat eine hohe Fähigkeit
zum Formen von amorphen Phasen. Der Magnet hat jedoch einen relativ
niedrigen Nd-Molanteil von ungefähr
3 at% bis ungefähr
5 at% und weist eine niedrige Koerzivität auf. Außerdem können Pulverpartikel mit einem
relativ feinen Gefüge
und amorphe Phasen aufgrund seiner hohen Fähigkeit zum Formen von amorphen
Phasen erhalten werden, wenn der Fe3B/Nd2Fe14B basierende
Nanokomposit-Magnet durch das Verdüsungsverfahren hergestellt
wird. Nichtsdestotrotz erzeugt der Magnet an sich aufgrund der Kristallisation
ein gewisses Maß an
Wärme und
sein Kristallwachstum schreitet uneinheitlich fort, wenn der Magnet
danach thermisch behandelt und kristallisiert wird. Der resultierende
Nanokomposit-Magnet kann somit nicht magnetische Hochleistungs-Eigenschaften
erzielen.
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Die „Fe3B" wie
hierin bezeichnet enthält „Fe3,5B",
welche schwer von „Fe3B" unterscheidbar
ist.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung kann durch Definieren der Molanteile von Ti und anderen
Elementen mit innerhalb von geeigneten Bereichen ein Nanokomposit-Magnetpulver mit
einem nanokristallinen Gefüge
(d.h., ein Gefüge
enthaltend wenigstens 60 Vol% an Nd2Fe14B-Phase) durch das Verdüsungsverfahren erhalten werden.
Das Wärmebehandlungsverfahren
zum Kristallisieren muss somit danach nicht durchgeführt werden.
Um jedoch die Einheitlichkeit des Legierungsgefüges zu erhöhen und die magnetische Leistung
weiter zu verbessern, wird das kristalline Verdüsungspulver vorzugsweise thermisch
behandelt.
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Das
Gefüge
der Magnetpulverpartikel gemäß der vorliegenden
Erfindung enthält
zumindest zwei ferromagnetische kristalline Phasen, von welchen
die hartmagnetische Phase eine durchschnittliche Größe von 10
nm bis 200 nm hat und die weichmagnetische Phase eine durchschnittliche
Größe von 1
nm bis 100 nm aufweist. Insbesondere ist die R2Fe14B-basierende Verbindungs-Phase, die hartmagnetische
Eigenschaften aufweist, einheitlich in der Legierung dispergiert
und das weichmagnetische Borid und α-Fe-Phasen befinden sich auf den Korngrenzen
oder Kleinwinkelkorngrenzen davon. Die durchschnittliche Kristallkorngröße der α-Fe und Borid-Phasen
ist geringer als die der R2Fe14B-basierenden
Verbindungs-Phase und ist typischerweise 1 nm bis 50 nm. Gemäß einer
bevorzugten Ausführungsform
bilden Eisen-basierte Boride (wie beispielswei se Fe3B
und/oder Fe23B6)
mit ferromagnetischen Eigenschaften Kerne während die Borid-Phasen und
hohe Magnetisierung beibehalten werden kann.
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Wie
die gegenwärtigen
Erfinder in der japanischen Patentanmeldung Nr. 2001-144076 offenbart
haben, wird angenommen, dass die Borid-Phase (d.h. Eisen-basierte
Boride) zumindest teilweise als eine Schicht auf der Korngrenze
der R2Fe14B-basierten
kristallinen Verbindungs-Phase vorhanden ist. Wenn solch eine Gefügestruktur
erhalten wird, konsolidieren die magnetischen Verbindungen (d.h.
Austausch-Interaktionen) zwischen der ferromagnetischen Boridphase
und der Hauptphase weiterhin und die Magnetisierung der ferromagnetischen
Boridphase wird fest beibehalten. Als ein Ergebnis wird angenommen,
dass eine noch höhere
Koerzivität
erzielt werden kann.
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Das
Magnetpulver der vorliegenden Erfindung, das solch eine Gefügestruktur
hat, kann effektiv zum Herstellen eines Verbundmagneten benutzt
werden. Bei Herstellung eines Verbundmagneten hat das Magnetpulver
vorzugsweise eine durchschnittliche Partikelgröße von 1 μm bis 100 μm, gemessen durch ein Rasterelektronenmikroskop.
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Verdüsungsverfahren
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Um
ein Dauermagnetpulver durch ein Verdüsungsverfahren aus einer geschmolzenen
Legierung mit der oben beschriebenen Zusammensetzung herzustellen,
kann ein Gasverdüsungsverfahren,
ein Zentrifugal-Verdüsungsverfahren,
ein Drehelektrodenverfahren, ein Vakuum-Verfahren, ein Stoßverfahren
oder irgendein anderes geeignetes Verfahren eingesetzt werden. Wenn
das Zentrifugal-Verdüsungsverfahren
oder das Drehelektrode-Verfahren angewandt wird, wird die Abschreckgeschwindigkeit
vorzugsweise durch Blasen eines Gases unter einem hohen Druck erhöht.
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Nachfolgend
wird eine Ausführungsform,
welche ein Gasverdüsungsverfahren
verwendet, in Bezug auf 1(a) und 1(b) beschrieben.
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1(a) zeigt einen beispielhaften Aufbau für ein Gasverdüsungssystem,
welcher vorzugsweise in dieser Ausführungsform benutzt wird. Das
in 1(a) gezeigte System enthält: einen
Schmelzbehälter 2 zum Schmelzen
einer Legierung durch Hochfrequenzerwärmung oder ei Widerstandsheizungsverfahren
und zum Lagern der resultierenden geschmolzenen Legierung 1 darin;
und eine Sprühkammer 4,
in welcher ein Magnetpul ver (oder Verdüsungspulver) 3 durch
ein Gasverdüsungsverfahren
geformt wird. Die Schmelzkammer, in welcher der Schmelzbehälter 2 vorgesehen
ist, und die Sprühkammer 4 sind
vorzugsweise mit einer Inertatmosphäre (von Argon oder Helium)
gefüllt.
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Am
Boden des Schmelzbehälters 2 ist
eine Schmelzdüse
(mit einem Düsenöffnungsdurchmesser
von 0,5 mm bis 3,0 mm) 5 derart vorgesehen, so dass die geschmolzene
Legierung 1 durch die Schmelzdüse 5 in die Sprühkammer 2 ausgestoßen wird.
Eine ringförmige
Gasdüse 6,
wie die in 1(b) gezeigt, ist unterhalb der
Schmelzdüse 5 vorgesehen.
Ein Abkühlungsgas
wird stark gegen die Mitte des Rings durch eine Vielzahl von Löchern dieser
ringförmigen
Gasdüse 6 ausgestoßen. Als
ein Ergebnis werden eine große
Anzahl von kleinen Tröpfchen
der geschmolzenen Legierung geformt und schnell abgeschreckt, während sie
der Wärme durch
das umgebende Gas entzogen werden. Dann werden die schnell abgeschreckten
und erstarrten Metalltröpfchen
als das Magnetpulver 3 an dem Boden des Gasverdüsungssystems
aufgesammelt.
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Wenn
solch ein Gasverdüsungssystem
benutzt wird, kann die Partikelgrößenverteilung des Pulvers durch
Einstellen der Viskosität
der geschmolzenen Legierung und der Energie des Sprühgases kontrolliert
werden.
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Es
soll beachtet werden, dass, wenn eine geschmolzene Legierung mit
einer schlechten Fähigkeit zum
Formen amorpher Phasen durch ein Gasverdüsungsverfahren schnell abgeschreckt
und erstarrt wird, Pulverpartikel mit einem amorphen oder nanokristallinen
Gefüge
nicht erhalten werden können,
es sei denn, das Verdüsungsverfahren
wird unter solchen Bedingungen durchgeführt, so dass Pulverpartikeln
mit Partikelgrößen von
beispielsweise 20 μm
oder weniger geformt werden. Der Grund ist, je kleiner die Partikelgrößen der
zu erhaltenen Pulverpartikeln, je größer ist das Verhältnis der
Mantelfläche
zu dem Volumen der jeweiligen Partikel und je höher sind die Abkühlungseffekte.
Im Stand der Technik gilt: je höher
die Partikelgröße, je niedriger
die Abschreckgeschwindigkeit von inneren Teilen der Partikel. Als
ein Ergebnis wird eine Kristallstruktur mit einer übermäßig großen Größe geformt
und die resultierenden Magnetleistungen verschlechtern sich. Wenn
solch ein Phänomen
eintritt, verschlechtern sich insbesondere die magnetischen Eigenschaften
in einem Nanokomposit-Magnetpulver signifikant.
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Im
Gegensatz können
gemäß der vorliegenden
Erfindung die inneren Teile der Pulverpartikel auch einheitlich
und bei einer ausreichend hohen Geschwindigkeit schnell abge schreckt
werden, auch wenn die Pulverpartikelgrößen so groß wie 20 μm bis 100 μm sind. Ein Nanokomposit-Magnetpulver
mit exzellenten magnetischen Eigenschaften kann somit erhalten werden.
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Wärmebehandlung
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Danach
wird das Magnetpulver, erhalten durch Verwendung des oben beschriebenen
Gasverdüsungssystems,
vorzugsweise innerhalb einer Inertatmosphäre von beispielsweise Argon
(Ar) thermisch behandelt. Die Temperatur-Erhöhungsrate des Wärmebehandlungsverfahrens
ist vorzugsweise 0,08°C/Sek.
bis 15°C/Sek.
Insbesondere wird das Magnetpulver vorzugsweise bei einer Temperatur
von 500°C
bis 800°C
für eine
Zeitdauer von 30 Sekunden bis 60 Minuten beibehalten und dann auf
Raumtemperatur abgekühlt.
Durch Durchführen
dieses Wärmebehandlungsverfahrens
kann ein fast vollständig
kristallines Gefüge
erhalten werden, auch wenn einige amorphe Phasen in den Pulverpartikeln
als ein Ergebnis des Gasverdüsungsverfahrens verblieben
sind.
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Die
Wärmebehandlungsatmorphäre ist zu
minimieren der Oxidation der Legierung vorzugsweise ein Inertgas,
wie beispielsweise Ar-Gas oder N2-Gas. Alternativ
kann die Wärmebehandlung
auch innerhalb eines Vakuums von 1,3 kPa oder weniger durchgeführt werden.
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Es
sollte beachtet werden, dass, weil Kohlenstoff zu dem Legierungsmaterial
hinzugefügt
wird, die Oxidationsbeständigkeit
des Magnetpulvers erhöht
werden kann. Wenn eine ausreichende Menge an Kohlenstoff zu dem
Legierungsmaterial hinzugefügt
worden ist, dann kann das Verdüsungspulver
in der Luft wärmebehandelt
werden. Das Magnetpulver dieser Ausführungsform hat bereits eine
kugelförmige
Form beim Kristallisieren durch das Verdüsungsverfahren und wird danach
keinem mechanischen Pulverisierungsverfahren unterworfen. Demzufolge
ist die Mantelfläche
des Pulvers per Masseneinheit viel geringer als die eines bekannten
mechanisch-pulverisierten Pulvers. Das Magnetpulver ist somit nicht
so einfach oxidierbar, auch wenn es während des Wärmebehandlungsverfahrens oder
irgendeines anderen Verfahrens der Luft ausgesetzt wird.
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Beim
Herstellen eines Verbundmagneten aus diesem Magnetpulver wird das
Magnetpulver mit einem Epoxidharz oder Nylonharz vermischt und dann
zu einer gewünschten
Form geformt. In diesem Fall kann jeder Typ von Magnetpulver (z.B.
ein schnell erstarr ter Legierungstyp Magnetpulver anders als Nanokomposit-Magnete,
ein Sm-T-N-basiertes
Magnetpulver und/oder Hart-Ferritmagnetpulver) mit dem Magnetpulver
der vorliegenden Erfindung gemischt werden.
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Warum diese Legierungszusammensetzung
bevorzugt wird
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Q
ist eine Kombination von B (Bor) und C (Kohlenstoff). Wenn der Molanteil
x von Q 10 at% oder weniger ist, dann ist die amorphe Formungsfähigkeit
zu niedrig, um das erwünschte
nanokristalline Gefüge
einfach bei einer normalen Abschreckgeschwindigkeit (von ungefähr 102°C/s
bis ungefähr
104°C/s)
für ein
Gasverdüsungsverfahren
zu erhalten. Wenn der Molanteil x von Q andererseits 25 at% überschreitet,
dann ist der Anteil der α-Fe-Phase,
welche eine höhere
Sättigungsmagnetisierung
als irgendeine andere Bestandphase hat, übermäßig verringert und die Remanenz
Br nimmt ab. Unter Berücksichtigung dieser Überlegungen
ist der Molanteil x von Q vorzugsweise derart festgelegt, dass 10
at% < x ≦ 25 at%. Ein
bevorzugterer x-Bereich ist 10 at% < x ≦ 20
at% und ein besonders bevorzugter x-Bereich ist 13 at% ≦ x ≦ 18 at%.
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C
verringert die Größe des Metallgefüges in der
schnell erstarrten Legierung und spielt deshalb eine wichtige Rolle,
wenn die Schmelz-Abschreckgeschwindigkeit so gering wie bei dem
Gasverdüsungsverfahren ist.
Außerdem
wird die Kernbildung von TiB2 durch Hinzufügen von
C minimiert, wodurch die Erstarrungs-Ausgangstemperatur der geschmolzenen
Legierung gesenkt wird. Als ein Ergebnis kann die Gießtemperatur
gesenkt werden. In diesem Fall kann die Legierung in einer kürzeren Zeit
geschmolzen werden und die Abschreckgeschwindigkeit kann erhöht werden.
Wenn das Atomverhältnis
von C zu der Gesamtmenge an Q jedoch 0,5 überschreitet, dann wird α-Fe bemerkbar
gebildet, die Bestandsphasen ändern
sich und die magnetischen Eigenschaften werden verschlechtert. Dies
ist der Grund, warum das Atomverhältnis von C zu der Gesamtmenge
an Q vorzugsweise 0,01 bis 0,5 ist. Ein bevorzugterer Bereich ist
0,05 bis 0,3 und besonders bevorzugter Bereich ist 0,08 bis 0,20.
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R
ist wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend
aus Seltenerdelementen und Yttrium. R ist ein unverzichtbares Element
für R2Fe14B, welche eine
hartmagnetische Phase ist, die zum Erzielen von Dauermagnet-Eigenschaften
nicht weggelassen werden kann. Insbesondere enthält R vorzugsweise Pr oder Nd
als unverzichtbare Elemente, ein Teil von denen durch Dy und/oder
Tb ersetzt werden kann. Wenn der Molanteil y von R weniger als 6
at% ist, dann kristallisiert die Verbindungs-Phase mit der R2Fe14B Typ Kristallstruktur,
welche zum Ausdrücken
der Koerzivität
beitragen, nicht ausreichend und eine Koerzivität HcJ von 480
kA/m oder mehr kann nicht erzielt werden. Wenn der Molanteil y von
R andererseits gleich oder größer als 10
at% ist, dann nehmen die Prozentanteile der Eisen-basierenden Boride
und α-Fe
mit ferromagnetischen Eigenschaften ab. Aus diesen Gründen ist
der Molanteil y der Seltenerd-Elemente R vorzugsweise 6 at% ≦ y < 10 at%. Ein bevorzugterer
Bereich für
R ist 7 at% ≦ y ≦ 9 at% und
ein besonders bevorzugter Bereich für R ist 7,5 at% ≦ y ≦ 8,5 at%.
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Ti
ist ein unverzichtbares Element für einen Nanokomposit-Magnet
gemäß der vorliegenden
Erfindung. Durch Hinzufügung
von Ti werden hohe hart-magnetische Eigenschaften erzielt und die
Umlaufrechteckigkeit (loop squareness) der Entmagnetisierungskurve
wird verbessert. Als ein Ergebnis kann auch das maximale Energieprodukt
(BH)max erhöht werden.
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Wenn
Ti nicht hinzugefügt
ist, bildet α-Fe
auf einfache Weise Kerne und wächst
bevor die R2Fe14B-Phase
Kerne bildet und wächst.
Demzufolge ist die weichmagnetische α-Fe-Phase übermäßig gewachsen, wenn die verdüste Legierung
thermisch behandelt und kristallisiert wird.
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Im
Gegensatz dazu ist die Kernbildungs- und Wachstums-Kinetik der α-Fe-Phase
verlangsamt, d.h. es würde
eine längere
Zeit für
die Kernbildung und der Wachstum der α-Fe-Phase in Anspruch nehmen, wenn Ti hinzugefügt wird.
Die gegenwärtigen
Erfinder glauben somit, dass die R2Fe14B-Phase beginnt Kerne zu bilden und zu
wachsen, bevor die α-Fe-Phase
Kerne gebildet hat und gewachsen ist. Die R2Fe14B-Phase kann somit ausreichend wachsen
und einheitlich verteilt werden, bevor die α-Fe-Phase zu sehr gewachsen
ist.
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Außerdem hat
Ti eine hohe Neigung für
B und wird auf einfache Weise in Eisen-basierenden Borid kondensiert. Die gegenwärtigen Erfinder
glauben somit, dass Ti einen eisen-basierenden Borid durch Produzieren
einer starken Verbindung zu B in dem eisen-basierendem Borid stabilisiert.
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Außerdem verringert
sich die Viskosität
der geschmolzenen Legierung durch Hinzufügung von Ti auf 5 × 10–6m2/s oder weniger. Als ein Ergebnis wird eine
bevorzugte Schmelzviskosität
für das
Verdüsungsverfahren
erhalten.
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Wenn
der Molanteil von Ti 12 at% überschreitet,
dann wird die Erzeugung der α-Fe
signifikant verringert, wodurch die Remanenz Br unabsichtlich
verringert wird. Wenn der Molanteil von Ti andererseits geringer als
0,1 at% ist, dann wird die R2Fe14B-Phase,
welche zum Ausdrücken
der Koerzivität
nicht weggelassen werden kann, nicht ausreichend kristallisiert.
Auch wenn die R2Fe14B-Phase
ausreichend kristallisiert ist, kann die erwünschte einheitliche nanokristalline
Struktur auch nicht erzielt werden und hohe Koerzivität kann nicht
erreicht werden. Unter Berücksichtigung
dieser Überlegungen
ist ein bevorzugter z-Bereich 0,1 at% ≦ z ≦ 12 at% und ein besonders bevorzugter
z-Bereich ist 1 at% ≦ z ≦ 7 at%.
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Das
Element M ist ein Element, das die amorphe Formungsfähigkeit
der Legierung erhöht.
Wenn M hinzugefügt
ist, erhöht
sich die amorphe Formungsfähigkeit
der Legierung und der Wachstum der kristallinen Phasen kann minimiert
werden, während
die geschmolzene Legierung abgeschreckt wird. Und ein Magnet mit einer
guten Umlaufrechteckigkeit in seiner Entmagnetisierungskurve kann
als ein Ergebnis des anschließenden
Wärmebehandlungsverfahrens
erhalten werden. Außerdem
kann durch Hinzufügen
von M die spezifische Koerzivität
(intrinsic coercivity) auch erhöht
werden.
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Wenn
der Molanteil von M 10 at% überschreitet,
schreitet der Kornwachstum der jeweiligen Bestandsphasen bemerkenswert
in einem relativ hohen Temperaturbereich, in welchem die α-Fe-Phase
schnell wächst, fort,
die Austauschverbindungen unter den jeweiligen Bestandsphasen werden
schwächer
und die Umlaufrechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve nimmt signifikant
ab. Aus diesem Grund erfüllt
der Molanteil n des Elements M vorzugsweise 0 at% ≦ n ≦ 10 at%. Ein
bevorzugterer n-Bereich ist 0,5 at% ≦ n ≦ 8 at% und ein besonders bevorzugter
n-Bereich ist 1 at% ≦ n ≦ 6 at%. Es
sollte beachtet werden, dass Al, Si, Mn, Cu, Ga, Ag, Pt, Au und/oder
Pb und auch M als ein Element hinzugefügt werden können, das die Größe des Metallgefüges reduziert.
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Der
Rest des Legierungsmaterials kann außer den oben beschriebenen
Elementen Fe allein sein. Alternativ kann wenigstens ein Übergangselement
T ausgewählt
aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni für einen Teil von Fe ersetzt
werden, weil die er wünschten
hartmagnetischen Eigenschaften auch in diesem Fall erzielbar sind.
Wenn der Anteil m von Fe ersetzt mit T jedoch 50% überschreitet,
dann kann eine hohe Remanenz Br nicht erzielt
werden. Aus diesem Grund ist der Anteil m von ersetzten Fe vorzugsweise
50% oder weniger (d.h. 0 ≦ m ≦ 0,5). Ein
bevorzugterer, der am höchsten
zulässige
Ersetzungsanteil m ist 40%. Durch Substituieren von Co für einen
Teil von Fe verbessern sich die hartmagnetischen Eigenschaften und
die Curie-Temperatur der R2Fe14B-Phase
erhöht
sich, wodurch die thermische Beständigkeit erhöht wird.
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Herstellungsverfahren
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Um
ein Dauermagnetpulver durch ein Verdüsungsverfahren aus einer geschmolzenen
Legierung mit der oben beschriebenen Zusammensetzung herzustellen,
kann ein Gasverdüsungsverfahren,
ein Zentrifugalverdüsungsverfahren,
ein Drehelektrodeverfahren, ein Vakuumverfahren, ein Stoßverfahren
oder ein anderes geeignetes Verfahren benutzt werden.
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Wenn
ein Gasverdüsungsverfahren
benutzt wird, kann die Schmelze in den Inertgas durch eine Düse mit einem
Düsenöffnungsdurchmesser
von 0,5 mm bis 3,0 mm eingesprüht
werden. In diesem Fall kann die Schmelze auf einen Hochgeschwindigkeits-Inertgasstrom gesprüht werden.
Dieses Gas kann beispielsweise einen Druck von 0,1 MPa bis 7 MPa
haben. Gemäß dem Gasverdüsungsverfahren
kann die Partikelgrößenverteilung
des Pulvers durch Einstellen der Viskosität der geschmolzenen Legierung
und der Energie des Sprühgases
kontrolliert werden.
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Wenn
eine geschmolzene Legierung mit einer schlechten Fähigkeit
zum Formen amorpher Phasen durch ein Gasverdüsungsverfahren schnell abgeschreckt
und erstarrt wird, dann können
Pulverpartikel mit einem amorphen oder nanokristallinen Gefüge nicht
erhalten werden, es sei denn, das Verdüsungsverfahren wird unter solchen
Bedingungen durchgeführt,
um Pulverpartikel mit Partikelgrößen von
beispielsweise 20 μm oder
weniger zu formen. Der Grund hierfür ist, dass je kleiner die
Partikelgrößen der
zu erhaltenen Pulverpartikeln, je größer ist das Verhältnis der
Mantelfläche
zu dem Volumen der jeweiligen Partikel und je höher ist der Abkühlungseffekt.
Im Stand der Technik gilt je höher
die Partikelgröße, je geringer
die Abschreckgeschwindigkeit von inneren Teilen der Partikel. Als
ein Ergebnis wird eine Kristallstruktur mit einer übermäßig großen Größe geformt
und die resultierende magnetische Leistungsfähigkeit wird verschlechtert.
Wenn solch ein Phänomen
eintritt, nimmt insbesondere die magnetische Leistungsfähigkeit
eines Nanokomposit-Magnetpulvers signifikant ab.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung können
im Gegensatz dazu die inneren Teile der Pulverpartikel auch einheitlich
und bei einer ausreichend hohen Geschwindigkeit schnell abgeschreckt
werden, auch wenn die Pulverpartikelgrößen so hoch wie 20 μm bis 100 μm sind. Ein
Nanokomposit-Magnetpulver mit exzellenten magnetischen Eigenschaften
kann somit erhalten werden.
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Beispiele
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Für jede der
Proben Nr. 1 bis 4 mit den in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen
wurden jeweilige Materialien davon Nd, Pr, Fe, Co, B, C, Ti, Nb,
Zr, Si und Cu mit Reinheiten von 99,5% oder mehr abgewogen, so dass
die Mischung ein Gesamtgewicht von 1 kg (Kilogramm) hat. Die Mischung
wurde einem Gasverdüsungsverfahren
unter den folgenden Bedingungen ausgesetzt, wodurch ein Pulver mit
einer durchschnittlichen Partikelgröße von ungefähr 50 μm hergestellt
wurde. Danach wurden die Pulverpartikel klassifiziert, um ein Pulver
mit Partikelgrößen von
63 μm oder
weniger zu erhalten.
Benutztes Gas: Argon (Ar);
Gasdruck:
40 kgf/cm2 (= 3,92 MPa);
Sprühungstemperatur:
1400°C;
und
Schmelzzufuhrrate: 2,0 kg/min.
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In
Tabelle 1 bezeichnet „Nd7,8
+ Pr0,6" enthaltend
in der Spalte „R", dass 7,8 at% an
Nd und 0,6 at% an Pr hinzugefügt
worden sind und „B12
+ C1" enthaltend
in der Spalte „Q" bezeichnet, dass
12 at% an B (Bor) und 1 at% an C (Kohlenstoff) hinzugefügt worden
ist.
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Als
nächstes
wurde dieses Verdüsungspulver
für fünf Minuten
innerhalb einer Ar Gasatmosphäre
auf irgendeinen der Wärmebehandlungstemperaturen
wie in Tabelle 1 gezeigt, und bei diesem beibehalten, erwärmt und
dann auf Raumtemperatur abgekühlt.
Die magnetischen Eigenschaften des thermisch behandelten Verdüsungspulvers
wurden mit einem Rüttelproben-Magnetometer
(VSM) gemessen. Die von dem Pulvern mit Partikelgrößen von
25 μm oder
weniger erhaltenen Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle 2 angegeben
und die Entmagnetisierungskurve des thermisch behandelten Verdüsungspulvers
ist in 1 gezeigt.
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Wie
ersichtlich kann gemäß diesem
Beispiel ein Nanokomposit-Magnetpulver erhalten werden, das hartmagnetische
Eigenschaften enthaltend eine Koerzivität HcJ ≧ 480 kA/m
und eine Remanenz Br ≧ 0,6 T aufweist.
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INDUSTRIELLE
ANWENDBARKEIT
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung kann die R2Fe14B-Phase
durch optimieren der Legierungszusammensetzung und Hinzufügen von
Ti dazu, vor der α-Fe-Phase
Kerne bilden, obwohl ein Verdüsungsverfahren, was
zu niedrigeren Abschreckgeschwindigkeiten als ein Schmelzspinnverfahren
oder irgendein anderes schnelles Abschreckverfahren führt, benutzt
wird. Als ein Ergebnis kann ein Magnetpulver mit einem nanokristallinen
Gefüge
erhalten werden, das exzellente magnetische Eigenschaften wie ein
Nanokomposit-Magnet aufweist.
Außerdem
können
gemäß der vorliegenden
Erfindung kugelförmige Partikel
für ein
Legierungsmagnet direkt durch das Verdüsungsverfahren hergestellt
werden. Ein Pulverisierungsverfahrensschritt ist somit nicht notwendig
und die Herstellungskosten für
Magneten können
signifikant verringert werden.