DE4133214C2 - Aus Eisen-Seltenerdmetall-Legierung bestehendes Dauermagnetmaterial - Google Patents

Aus Eisen-Seltenerdmetall-Legierung bestehendes Dauermagnetmaterial

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Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein aus Eisen-Seltenerdmetall- Legierung bestehendes Dauermagnetmaterial mit überlegenen magnetischen Eigenschaften.
Es ist bekannt, daß eine intermetallische Verbindung, die ein Übergangsmetallelement der Gruppe VIIIB des perio­ dischen Systems, wie Fe, Co, usw., und ein Element oder eine Kombination wenigstens zweier Elemente enthält, das bzw. die unter Y, Th oder einem Lanthanidenelement gewählt sind, eine hohe kristalline magnetische Anisotropie und eine große Sättigungsmagnetisierung aufweist und daß eine solche intermetallische Verbindung als Dauermagnetmaterial mit einer hohen Koerzitivkraft und einem hohen Energiepro­ dukt verwendet werden kann. Jedoch ist es oft schwierig, daß eine Legierung nur aus Eisen und R besteht, um einen hohen Curie-Punkt und eine einaxiale kristalline magneti­ sche Anisotropie zu liefern, wie in der JP-OS 60-131949 offenbart ist.
Auch eine nur aus Samarium und Eisen bestehende Legierung ist unter Berücksichtigung ihres Curie-Punktes und ihrer kristallinen magnetischen Anisotropie als Dauermagnet­ material nicht geeignet. Jedoch wurde in neuerer Zeit gefunden, daß Ti, V, Cr, Al, Si, Mo oder W als drittes Element der Legierung zugesetzt werden kann, um deren eigenen Eigenschaften zu verbessern (K. H. J. Buschow, Journal of Applied Physics (1988), Band 63, S. 3130-3135.
Und zwar ist, wenn G, Ti, V, Cr, Al, Si, Mo oder W bedeutet, ein raumzentriertes tetragonales Gefüge in einer aus Sm(Fe1-xGx)₁₂ bestehenden Legierung stabil, die überlegene Eigenschaften in einem Dauermagnet zeigt. Insbesondere hat SmFe₁₁Ti bemerkenswerte Eigenschaften.
Gegenwärtig ist es in der Legierung, wie z. B. Sm(Fe1-xGx)₁₂ erforderlich, solche speziellen Methoden, wie überschnelles Abschrecken, mechanisches Legieren usw., anzuwenden, um das raumzentrierte tetragonale Gefüge mit zu bevorzugenden Eigenschaften zu bilden. Jedoch können nach den vorstehend erwähnten Methoden solche gewünschten Eigenschaften nicht stets erhalten werden. Und zwar ist es, auch wenn einige Legierungen mit der gleichen Zusammensetzung nach dem gleichen Verfahren behandelt werden, nicht immer möglich, die gleichen Vorzugseigenschaften zu erhalten.
Aus dem in "J. Appl. Phys." 70 (1991), S. 6001-6005 er­ wähnten, am 25.10.1990 gehaltenen Vortrag von Y.C. Yang et al. ist bekannt, daß RTiFe₁₁N-Magnete mit tetragonaler ThMn₁₂-Struktur untersucht wurden.
"J. Appl. Phys." 57 (1985), S. 4094-4096 beschreibt Nd₂Fe₁₄B-Magnete mit tetragonaler magnetischer Phase.
"J. Mag. Mag. Mat." 80 (1989), S. 48-56 beschreibt einen Nd-Fe-B-Magnet mit tetragonaler Hauptphase und Zusätzen von Al, Nb, Zr und Mg.
Aus "J. Mag. Mag. Mat." 87 (1990), S. L251-L254 sind stickstoffhaltige Seltenerd-Eisen-Magnete mit hexagonaler Struktur der magnetischen Phase bekannt, deren magneti­ sche Eigenschaften durch Einlagerung von Stickstoffatomen auf Zwischengitterplätzen verbessert werden.
Eine solche Verbesserung tritt jedoch beispielsweise durch Einlagerung von Stickstoffatomen auf Zwischengit­ terplätzen der aus "J. Appl. Phys." 57 (1985), S. 4094-4096 bekannten Nd₂Fe₁₄B-Magnete und der aus "J. Mag. Mag. Mat." 80 (1989), S. 48-56 bekannten Nd-Fe-B-Magnete mit Al-, Nb-, Zr- und Mg-Zusatz nicht auf.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Dauermagnet- Eisen-Seltenerdmetall-Legierung mit überlegenen magneti­ schen Eigenschaften zu entwickeln, die sich zum leichten Bilden eines "metastabilen Nichtgleich­ gewichts"-Zustandes und zum leichten und stabilen Bilden eines raumzentrierten tetragonalen Kristallgittergefüges eignet, und ein Verfahren zur Herstellung dieser Legierung zu entwickeln.
Es wurde nun gefunden, daß diese Aufgabe erfindungsgemäß gelöst wird durch eine Eisen-Seltenerdmetall-Dauermagnetzusammensetzung, die eine vorwiegende Phase mit einem raumzentrierten tetragonalen ThMn₁₂-Gefüge aufweist und im wesentlichen aus einer Eisenbasislegierung besteht darin, deren Zu­ sammensetzung durch die Formel:
FeaRbMcNdBeCfCogNih
dargestellt wird, worin R wenigstens ein Element der Gruppe Y, Th und Lanthanidenelemente bedeutet,
M wenigstens ein Element der Gruppe Ti, Cr, V, Zr, Nb, Al, Mo, Mn, Hf, Ta, W, Mg, Si, Sn, Ge und Ga bedeutet und
die Elemente in durch a, b, c, d, e, f, g und h angedeuteten Atomprozentsätzen vorliegen, wobei a + b + c + d + e + f + g + h = 100 At.% und außerdem folgende Bereichsgrenzen gelten:
3 b 30; 0 < c 30, 0,3 d 50, 0 e 50, 0 f 50 mit der Maßgabe, daß 0,3 d + e + f 50; 0 g 50; und 0 h 30;
sowie durch ein Verfahren nach Anspruch 11.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Ansprüchen 2 bis 10 und 12 bis 18 gekennzeichnet.
Die einzige Figur zeigt die Kristallstruktur von ThMn₁₂ mit einem raumzentrierten tetragonalen Gefüge.
Ein Eisen-Seltenerdmetall-Dauermagnetmaterial gemäß der Erfindung wird nun im einzelnen beschrieben.
Im Rahmen der Erfindung werden Stickstoffatome allein oder mit Kohlenstoffatomen und/oder Boratomen, die interstitielle Atome sind, in die Legierung eingeführt, um örtliche Gitter­ störungen zu erzeugen, so daß der metastabile Nichtgleich­ gewichtszustand leicht auftritt, der von dem ursprüng­ lichen thermisch völlig stabilen Zustand verschieden ist.
Im Rahmen der Erfindung ist R ein wesentliches atomares Element zur Erzeugung magnetischer Anisotropie, um eine Koerzitivkraft zu erzeugen. R bedeutet wenigstens ein Seltenerdelement oder eine Kombination von wenigstens zwei Elementen, das bzw. die unter Y, Th und allen anderen Lanthanidenelementen einschließlich La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu gewählt sind. Es ist erforderlich, daß das Atomverhältnis von R im Be­ reich von 3 bis 30%, vorzugsweise von 5 bis 18% und noch bevorzugter von 6 bis 12% liegt.
Wenn das Atomverhältnis von R unter 3% ist, ist es nicht möglich, eine ausreichende Koerzitivkraft zu erhalten, weshalb die Untergrenze des Atomverhältnisses von R 3% sein soll. Andererseits wird, wenn das Atomverhältnis von R über 30% ist, die Sättigungsmagnetisierung ver­ mindert, und das Material wird stark oxidiert, so daß eine extrem niedrige Korrosionsfestigkeit verursacht wird, weshalb die Obergrenze des Atomverhältnisses von R 30% sein soll. Um stabile magnetische Eigenschaften zu erzie­ len, liegt das Atomverhältnis von R vorzugsweise im Be­ reich von 5 bis 18%. Insbesondere, wenn das Verhältnis von R im Bereich von 6 bis 12% liegt, kann ein raumzen­ triertes tetragonales Gefüge stabil erhalten werden. Um eine besonders hohe Flußdichte und ein besonders großes Energieprodukt zu erhalten, sollte das Atomverhältnis von R im Bereich von 7 bis 9% liegen.
M bedeutet wenigstens ein unter Ti, Cr, V, Zr, Nb, Al, Mo, Mn, Hf, Ta, W, Mg, Si, Sn, Ge und Ga gewähltes Ele­ ment, und M liegt in der Legierung vorzugsweise in einem Anteil von 0,5 bis 30 At.%, vorzugsweise von 1 bis 15 At.% vor.
M ist ein Element, das zur Bildung eines raumzentrierten tetragonalen Gefüges aufgrund der im vorstehenden Absatz genannten Elemente beiträgt.
Da viele Elemente in der durch M definierten Gruppe eine starke Affinität zum interstitiellen Element Stickstoff, Kohlenstoff und Bor haben, sind diese Elemente zur Stabili­ sierung der Legierung recht wirksam. Wie im folgenden beschrieben wird, ist M zur Stabilisierung eines raum­ zentrierten tetragonalen Gefüges wirksam. Daher haben M und das interstitielle Element (d. h. Kohlenstoff, Bor und Stickstoff) zusammen eine starke Wirkung zur Stabili­ sierung des raumzentrierten tetragonalen Gefüges.
Um diese Wirkungen zu erzielen, liegt das Atomverhältnis von M vorzugsweise im Bereich von 0,5 bis 30%, noch be­ vorzugter von 1 bis 15%. Wenn das Verhältnis unter 0,5% ist, lassen sich diese Wirkungen nicht erzielen, weshalb die Untergrenze des Atomverhältnisses von M 0,5% sein soll. Andererseits wird, wenn das Verhältnis über 30% ist, die Sättigungsmagnetisierung verringert, und die Obergrenze des Atomverhältnisses von M soll daher 30% sein. Weiter liegt, um stabile magnetische Eigenschaften zu erzielen, das Atomverhältnis von M vorzugsweise inner­ halb des Bereichs von 1 bis 15%.
Besonders, wenn Ti als M gewählt wird und der Ti-Gehalt über 10 Gew.-% ist, wird ein stabileres raumzentriertes Gefüge des ThMn₁₂-Typs gebildet, und die Wärmestabilität wird gesteigert.
In der vorstehend beschriebenen M-Gruppe steigert jedes Element die Koerzitivkraft, doch sind Al, Si, Sn und Ge weniger zweckmäßig, da diese Elemente zur Verringerung der Sättigungsmagnetisierung neigen.
Im Rahmen der Erfindung ist das interstitielle Element, d. h. Stickstoff allein oder mit Kohlenstoff und/oder Bor, ein aktives Element zur Bildung des raumzentrierten tetragonalen Gefüges durch Schaffung eines metastabilen Nichtgleichgewichtszustandes in der Legierung. Stickstoff, Kohlenstoff und Bor sind auch wesentliche Elemente zur Steigerung der Sättigungsmagnetisierung und zur Schaffung einer hohen Koerzitivkraft, wie man sie als magnetische Charakteristik benötigt. Das Atomverhältnis des bzw. der interstitiellen Elemente, die unter Stickstoff ohne oder mit Kohlenstoff und/oder Bor gewählt wird, soll im Bereich von 0,3 bis 50%, vorzugsweise von 2 bis 20% und noch bevorzugter von 5 bis 15% liegen.
Wenn das Atomverhältnis des interstitiellen Elements, das unter Stickstoff allein oder mit Kohlenstoff und/oder Bor gewählt ist, unter 0,3% liegt, ist die Sättigungsmagneti­ sierung unzureichend, und die Untergrenze des Atomver­ hältnisses eines interstitiellen Elements soll daher 0,3% sein. Andererseits wird, wenn das Verhältnis über 50% liegt, die Sättigungsmagnetisierung unerwünscht verringert, und die Obergrenze der interstitiellen Elemente (d. h. Stickstoff allein oder mit Kohlenstoff und/oder Bor) soll daher 50% sein. Um das raumzentrierte tetragonale Gefüge stabil zu bilden, sollten die Atomverhältnisse der vorhandenen interstitiellen Elemente Stickstoff allein oder mit Kohlenstoff und/oder Bor im Bereich von 2 bis 20%, vorzugsweise von 5 bis 15% liegen.
Erfindungsgemäß ist es erforderlich, daß das interstitielle Atom innerhalb der Legierung wenigstens für eine kurze Zeitdauer vorhanden ist, um eine örtliche Störung in der Legierung zu verursachen, so daß ein metastabiler Nicht­ gleichgewichtszustand gebildet wird, der als ein aktiver Zustand bei der Bildung des raumzentrierten tetragonalen Gefüges wirkt.
Daher wird, obwohl ein bereits Stickstoff enthaltendes Material als ein Material zur Erzeugung der Dauermagnet­ legierung verwendet werden kann, bevorzugt, das Verfahren des Zusatzes von Stickstoff zu einem Pulver einer Legierung des Materials durch dessen Behandlung in einem Gas oder in einer Flüssigkeit anzuwenden, das bzw. die Stickstoffe enthält. Bevorzugte Gase umfassen Stickstoffgas (N₂), eine Gasmischung von Stickstoff und Wasserstoff (N₂+H₂), Ammoniumgas (NH₃) und eine Gasmischung davon (einschließ­ lich einer mit Wasserstoffgas oder einem anderen Inertgas verdünnten Gasmischung). Auch sollte die Behandlung bei einer Temperatur im Bereich von 200 bis 1000°C, vorzugs­ weise 400 bis 700°C erfolgen. Die Dauer der Wärmebehand­ lung soll im Bereich von 0,2 bis 50 h liegen, die ent­ sprechend den für das Material gewünschten bevorzugten Eigenschaften variiert werden kann.
Was das Verfahren betrifft, mit dem zusätzlich B oder C eingeführt wird, ist es möglich, als Ausgangsmaterialien solche zu ver­ wenden, die ursprünglich bereits B oder C enthalten. In diesem Fall wird jedoch die Verwendung von Materialien, die als Verbindungen von B oder C vorliegen, nicht bevor­ zugt, da sehr stabile Verbindungen, wie Carbide mit R und Boride mit R, nicht zur Form von einzelnen Atomen von B oder C in Legierungen dissoziiert werden und es daher oft schwierig für diese ist, als Atome eines Zwi­ schengittereinlagerungstyps vorzuliegen. Als die Ausgangs­ materialien für B oder C wird empfohlen, reine Elemente, wie z. B. Kohleruß und metallisches Bor, oder Verbindungen mit relativ niedriger Stabilität, wie z. B. ein Carbid mit Fe, wie z. B. Fe₃C, und allgemein erhältliches Ferro­ bor zu verwenden. Erfindungsgemäß kann B auch als eine Verbindung eingeführt werden, die N und C enthält.
Das genannte Element N kann allein verwendet werden. Seine Verwendung in Kombination kann wirksamer sein. Insbesondere ist eine Kombination von N und B wirkungsvoll.
N, C und B sind sämtlich Atome, die in der Form der Atome einer Zwischengittereinlagerungslegierung vorliegen können. Wenn sie in die Legierung durch verschiedene Systeme ein­ gebracht werden, wenn z. B. C und B von den Ausgangsma­ terialien her eingebracht werden und N aus einem Gas ein­ geführt wird, ist es für sie möglich, auf Zwischengitter­ plätzen gehalten zu werden, in denen sie in den jeweiligen Systemen leicht gehalten werden können. So ist daraus zu erwarten, daß ein System eines Zwischengittereinführungs­ typs sicherer gebildet werden kann, indem man beide Systeme mit verschiedenen Eigenschaften verwendet.
Um das raumzentrierte kubische Gefüge sicherer zu bilden, kann die Erfindung in Kombination mit einer Behandlung, wie z. B. Überabschrecken oder mechanisches Legieren, angewendet werden.
Eine Legierung mit dem raumzentrierten Kristallgefüge kann durch SmFe₁₂ nicht gebildet werden, da ein Eisenatom im Vergleich mit einem Samariumatom zu klein ist, wenn das Verhältnis von Th (Ionenradius von Th4+ = 1,02) und Mn (Ionenradius von Mn2+ = 0,80) und das Verhältnis von Sm (Ionenradius von Sm3+ = 1,00) und Fe (Ionenradius von Fe3+ = 0,60) verglichen werden. Die ThMn₁₂-Struktur kann gebildet werden, wenn ein Teil des Eisens in SmFe₁₂ durch Ti (Ionenradius von Ti3+ = 0,69) usw. substituiert wird, so daß SmFe₁₁Ti gebildet wird. In der Figur erwartet man, daß Ti oder andere Elemente den Zwischengitterplatz 8i besetzen, da ihre Atomdurchmesser kleiner als die von Eisen sind, und dann ist es möglich, die ThMn₁₂-Struktur zu bilden, indem der Durchmesser der Eisenatome ausgedehnt wird, um zur Größe des Durchmessers von Samarium zu passen. Wenn dies der Fall ist, kann, wenn das interstitielle Stickstoffatom allein oder mit Bor und/oder Kohlenstoffatom zusammen mit dem vorstehend beschriebenen Ti oder anderen Elementen verwendet wird, um das Gitter wirksam auszudehnen, eine stabile ThMn₁₂-Struktur gebildet werden.
Durch Zusetzen von Kobalt zu einem Eisen-Seltenerdmetall- Dauermagnetmaterial gemäß der Erfindung kann die Koerzitiv­ kraft gesteigert werden, und die Wärmeeigenschaften des Magnetmaterials können verbessert werden. Um die erwähnten Verbesserungen zu erzielen, soll das Atomverhältnis von Kobalt im Bereich von 1 bis 50%, vorzugsweise von 5 bis 30% liegen. Wenn das Verhältnis unter 1% ist, steigt die Koerzitivkraft sehr wenig. Wenn das Verhältnis über 50% ist, nimmt der Sättigungsmagnetfluß allmählich ab. Daher verbessern sich, wenn das Atomverhältnis von Kobalt im Bereich von 5 bis 30% liegt, die Wärmeeigenschaften des Magnetmaterials.
Durch Zusetzen von Nickel zum Eisen-Seltenerdmetall-Dauer­ magnetmaterial gemäß der Erfindung können die Antikorrosions­ eigenschaften des Materials verbessert werden. Um diese Verbesserung zu erzielen, soll das Atomverhältnis von Nickel im Bereich von 0,5 bis 30%, vorzugsweise 2 bis 10% liegen. Wenn das Verhältnis unter 0,5% ist, wird die Verbesserung der Antikorrosionseigenschaften sehr gering. Wenn das Verhältnis über 30% ist, wird die Sättigungsmagnetflußdichte zu gering.
Die Erfindung wird nun anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert. Falls nicht anders angegeben, sind alle Teile, Prozent­ angaben und Verhältnisse nach Gewicht angegeben.
Beispiel 1
Eine Legierung der Gewichtsprozentzusammensetzung 67,1 Fe, 21,5 Nd, 5,48 Ti und 5,95 Cr wurde in einer Argonatmosphäre geschmolzen. Die Atomanteile von Fe, Nd, Ti und Cr waren 76,1%, 9,42%, 7,25% bzw. 7,25%.
Der gebildete Block wurde 7 Tage bei 900°C angelassen und in einem Eisenmörser zerkleinert sowie in einem Scheibenmahlwerk auf eine Teilchengröße von etwa 30 µm gemahlen. Um Stickstoff in dieses Pulver einwandern zu lassen, wurde das Pulver bei etwa 500°C in einem Stick­ stoffgas (N₂) wärmebehandelt. Als Ergebnis war 1,31 Gew.-% Stickstoff im Material enthalten. So waren die Anteile der Bestandteile des Materials 66,2 Gew.-% Fe, 21,2 Gew.-% Nd, 5,41 Gew.-% Ti, 5,87 Gew.-% Cr und 1,31 Gew.-% N, d. h. die Atomanteile der Bestandteile des Materials waren für Fe, Nd, Ti, Cr und N 71,8%, 8,89%, 6,84%, 6,84% bzw. 5,67%.
Nachdem das erhaltene Pulver in einer Strahlmühle feinzer­ kleinert worden war, wurde es in einem Magnetfeld von 20 kOe ausgerichtet und dann mit Wachs verfestigt. Die magnetischen Eigenschaften des Pulvers waren folgende:
Die Sättigungsmagnetisierung (4 π Is) war 137 emu/g, und die Koerzitivkraft (iHc) war 5300 Oe.
Als das Pulver durch Röntgenstrahlenbeugung unter Verwen­ dung von CuK-α-Strahlen untersucht wurde, hatte der größte Teil des Pulvers das raumzentrierte tetragonale ThMn₁₂- Gefüge.
Beispiel 2
Eine Legierung der Gewichtsprozentzusammensetzung 67,4 Fe, 21,6 Nd und 11,0 Ti wurde in einer Argonatmosphäre geschmolzen. Die Atomanteile von Fe, Nd und Ti waren 76,1%, 9,42% bzw. 14,5%.
Der gebildete Block wurde 7 Tage bei 900°C angelassen und in einem Eisenmörser zerkleinert und dann in einem Scheibenmahlwerk zu einer Teilchenabmessung von etwa 30 µm zerkleinert. Um Stickstoff in dieses Pulver ein­ dringen zu lassen, wurde das Pulver bei angenähert 500°C in einem Stickstoffgas (N₂) wärmebehandelt. Als Ergebnis war 1,26 Gew.-% Stickstoff im Material enthalten. So waren die Anteile der Bestandteile des Materials 66,6 Gew.-% Fe, 21,3 Gew.-% Nd, 10,9 Gew.-% Ti und 1,26 Gew.-% N, d. h. die Atomanteile der Bestandteile Fe, Nd, Ti und N des Materials waren 72,0%, 8,91%, 13,7% bzw. 5,42%.
Nachdem das erhaltene Pulver in einer Strahlmühle fein­ zerkleinert worden war, wurde es in einem Magnetfeld von 20 kOe ausgerichtet und dann mit Wachs verfestigt. Die magnetischen Eigenschaften des Pulvers waren folgende:
Die Sättigungsmagnetisierung (4 π Is) war 143 emu/g, und die Koerzitivkraft (iHc) war 7800 Oe.
Als das Pulver durch Röntgenstrahlenbeugung unter Ver­ wendung von CuK-α-Strahlen untersucht wurde, hatte der größte Teil des Pulvers das raumzentrierte tetragonale ThMn₁₂-Gefüge.
Beispiel 3
Eine Legierung der Gewichtsprozentzusammensetzung 71,1 Fe, 21,7 Nd und 7,20 Ti wurde in einer Argonatmosphäre ge­ schmolzen. Die Atomanteile von Fe, Nd und Ti waren 80,9%, 9,56% bzw. 9,56%.
Der gebildete Block wurde 7 Tage bei 900°C angelassen und in einem Eisenmörser zerkleinert und dann in einem Scheibenmahlwerk zu einer Teilchengröße von etwa 30 µm zerkleinert. Um Stickstoff in dieses Pulver einwandern zu lassen, wurde das Pulver bei etwa 500°C in einem Stickstoffgas (N₂) wärmebehandelt. Als Ergebnis war 1,15 Gew.-% Stickstoff im Material enthalten. So waren die Anteile der Bestandteile des Materials 70,3 Gew.-% Fe, 21,5 Gew.-% Nd, 7,12 Gew.-% Ti und 1,15 Gew.-% N, d. h. die Atomanteile der Bestandteile Fe, Nd, Ti und N des Materials waren 76,8%, 9,08%, 9,08% bzw. 5,03%.
Nachdem das erhaltene Pulver in einer Strahlmühle fein­ zerkleinert worden war, wurde es in einem Magnetfeld von 20 kOe ausgerichtet und mit Wachs verfestigt. Die magne­ tischen Eigenschaften des Pulvers waren folgende: Die Sättigungsmagnetisierung (4 π Is) war 98 emu/g, und die Koerzitivkraft (iHc) war 3100 Oe.
Als das Pulver durch Röntgenstrahlenbeugung unter Verwen­ dung von CuK-α-Strahlen untersucht wurde, hatte der größte Teil des Pulvers die raumzentrierte tetragonale ThMn₁₂- Struktur.
Beispiel 4
Eine Legierung der Gewichtsprozentzusammensetzung 73,9 Fe, 23,5 Sm und 2,60 B wurde in einer Argonatmosphäre geschmol­ zen. Die Atomanteile von Fe, Sm und B waren 76,9%, 9,09% bzw. 14,0%.
Der gebildete Block wurde 7 Tage bei 900°C angelassen und in einem Eisenmörser zerkleinert und dann in einem Scheibenmahlwerk zu einer Teilchengröße von etwa 30 µm zerkleinert. Um Stickstoff in dieses Pulver einwandern zu lassen, wurde das Pulver bei etwa 500°C in einer Mischung von Stickstoffgas (N₂) und Wasserstoffgas (H₂) wärmebehandelt. Als Ergebnis war 1,58 Gew.-% Stickstoff im Material enthalten. Demnach waren die Anteile der Be­ standteile des Materials 72,7 Gew.-% Fe, 23,1 Gew.-% Sm, 2,56 Gew.-% B und 1,58 Gew.-% N, d. h. die Atomanteile der Bestandteile Fe, Sm, B und N des Materials waren 72,1%, 8,53%, 13,1% bzw. 6,23%.
Nachdem das erhaltene Pulver in einer Strahlmühle fein­ zerkleinert worden war, wurde es in einem Magnetfeld von 20 kOe ausgerichtet und dann mit Wachs verfestigt. Die magnetischen Eigenschaften des Pulvers waren folgende:
Die Sättigungsmagnetisierung (4 π Is) war 115 emu/g, und die Koerzitivkraft (iHc) war 3100 Oe.
Als das Pulver durch Röntgenstrahlenbeugung unter Ver­ wendung von CuK-α-Strahlen untersucht wurde, hatte der größte Teil des Pulvers die raumzentrierte tetragonale ThMn₁₂-Struktur.
Beispiel 5
Eine Legierung der Gewichtsprozentzusammensetzung 55,6 Fe, 20,8 Nd, 10,6 Ti und 13,0 Co wurde in einer Argonatmo­ sphäre geschmolzen. Die Atomanteile von Fe, Nd, Ti und Co waren 62,9%, 9,09%, 14,0% bzw. 14,0%.
Der gebildete Block wurde 7 Tage bei 900°C angelassen und in einem Eisenmörser zerkleinert und dann in einem Scheibenmahlwerk auf eine Teilchengröße von etwa 30 µm zerkleinert. Um Stickstoff in dieses Pulver einwandern zu lassen, wurde das Pulver bei etwa 450°C in einem Ammoniumgas (NH₃) wärmebehandelt. Als Ergebnis war 1,63 Gew.-% Stickstoff im Material enthalten. Somit wa­ ren die Anteile der Bestandteile des Materials 54,7 Gew.-% Fe, 20,4 Gew.-% Nd, 10,4 Gew.-% Ti, 12,8 Gew.-% Co und 1,63 Gew.-% N, d. h. die Atomanteile der Bestandteile Fe, Nd, Ti, Co und N des Materials waren 58,6%, 8,46%, 13,0%, 13,0% bzw. 6,96%.
Nachdem das erhaltene Pulver in einer Strahlmühle fein­ zerkleinert worden war, wurde es in einem Magnetfeld von 20 kOe ausgerichtet und dann mit Wachs verfestigt. Die magnetischen Eigenschaften des Pulvers waren folgende:
Die Sättigungsmagnetisierung (4 π Is) war 117 emu/g, und die Koerzitivkraft (iHc) war 4300 Oe.
Als das Pulver durch Röntgenstrahlenbeugung unter Ver­ wendung von CuK-α-Strahlen untersucht wurde, hatte der größte Teil des Pulvers die raumzentrierte tetragonale ThMn₁₂-Struktur.
Beispiel 6
Eine Legierung der Gewichtsprozentzusammensetzung 61,5 Fe, 21,5 Sm, 10,5 Ti und 6,46 Ni wurde in einer Argonatmos­ phäre geschmolzen. Die Atomanteile von Fe, Sm, Ti und Ni waren 69,9%, 9,09%, 14,0% bzw. 6,99%.
Der gebildete Block wurde 7 Tage bei 900°C angelassen und in einem Eisenmörser zerkleinert und dann in einem Scheibenmahlwerk zu einer Teilchengröße von etwa 30 µm zerkleinert. Um Stickstoff in dieses Pulver einwandern zu lassen, wurde das Pulver bei etwa 450°C in einem Stickstoffgas (N₂) wärmebehandelt. Als Ergebnis war 0,292 Gew.-% Stickstoff im Material enthalten. Somit waren die Anteile der Bestandteile des Materials 61,3 Gew.-% Fe, 21,5 Gew.-% Sm, 10,5 Gew.-% Ti, 6,44 Gew.-% Ni und 0,292 Gew.-% N, d. h. die Atomanteile der Bestandteile Fe, Sm, Ti, Ni und N des Materials waren 69,0%, 8,97%, 13,8%, 6,90% bzw. 1,31%.
Nachdem das erhaltene Pulver in einer Strahlmühle fein­ zerkleinert worden war, wurde es in einem Magnetfeld von 20 kOe ausgerichtet und dann mit Wachs verfestigt. Die magnetischen Eigenschaften des Pulvers waren folgende:
Die Sättigungsmagnetisierung (4 π Is) war 105 emu/g, und die Koerzitivkraft (iHc) war 2900 Oe.
Als das Pulver durch Röntgenstrahlenbeugung unter Ver­ wendung von CuK-α-Strahlen untersucht wurde, hatte der größte Teil des Pulvers die raumzentrierte tetragonale ThMn₁₂-Struktur.
Beispiel 7
Eine Legierung der Gewichtsprozentzusammensetzung 74,0 Fe, 19,9 Sm und 6,06 Ti wurde in einer Argonatmosphäre geschmol­ zen. Die Atomanteile von Fe, Sm und Ti waren 83,7%, 8,37% bzw. 7,98%.
Der gebildete Block wurde 7 Tage bei 900°C angelassen und in einem Eisenmörser zerkleinert und dann in einer Kugelmühle mit organischem Lösungsmittel zur Teilchen­ größe von etwa 10 µm zerkleinert. Um Stickstoff in dieses Pulver einwandern zu lassen, wurde das Pulver bei etwa 550°C in einem Stickstoffgas (N₂) wärmebehandelt. Als Ergebnis waren 2,20 Gew.-% Stickstoff im Material ent­ halten. Somit waren die Anteile der Bestandteile des Materials 72,4 Gew.-% Fe, 19,5 Gew.-% Sm, 5,92 Gew.-% Ti bzw. 2,20 Gew.-% N, d. h. die Atomanteile der Bestandteile Fe, Sm, Ti und N des Materials waren 76,0%, 7,60%, 7,25% bzw. 9,19%.
Nachdem das erhaltene Pulver in einer Strahlmühle fein­ zerkleinert worden war, wurde es in einem Magnetfeld von 20 kOe ausgerichtet und dann mit Wachs verfestigt. Die magnetischen Eigenschaften des Pulvers waren folgende:
Die Sättigungsmagnetisierung (4 π Is) war 122 emu/g, und die Koerzitivkraft (iHc) war 5000 Oe.
Als das Pulver durch ein Röntgenstrahlenbeugungsverfahren unter Verwendung von CuK-α-Strahlen untersucht wurde, hatte der größte Teil des Pulvers die raumzentrierte tetra­ gonale ThMn₁₂-Struktur.
Beispiel 8
Eine Legierung der Gewichtsprozentzusammensetzung 67,7 Fe, 20,1 Sm, 6,09 Ti und 6,17 V wurde in einer Argonatmosphäre geschmolzen. Die Atomanteile von Fe, Sm, Ti und V waren 76,1%, 8,37%, 98% bzw. 7,60%.
Der gebildete Block wurde 7 Tage bei 900°C angelassen und in einem Eisenmörser zerkleinert und dann in einer Kugelmühle mit organischem Lösungsmittel zur Teilchen­ größe von etwa 10 µm zerkleinert. Um Stickstoff in dieses Pulver einwandern zu lassen, wurde das Pulver bei etwa 550°C in einem Stickstoffgas (N₂) wärmebehandelt. Als Ergebnis waren 2,37 Gew.-% Stickstoff im Material enthal­ ten. Somit waren die Anteile der Bestandteile des Materials 66,1 Gew.-% Fe, 19,6 Gew.-% Sm, 5,95 Gew.-% Ti, 6,03 Gew.-% V und 2,37 Gew.-% N, d. h. die Atomanteile der Bestand­ teile Fe, Sm, Ti, V und N des Materials waren 68,6%, 7,55%, 7,20%, 6,86% bzw. 9,81%.
Nachdem das erhaltene Pulver in einer Strahlmühle fein­ zerkleinert worden war, wurde es in einem Magnetfeld von 20 kOe ausgerichtet und dann mit Wachs verfestigt. Die magnetischen Eigenschaften des Pulvers waren folgende:
Die Sättigungsmagnetisierung (4 π Is) war 106 emu/g, und die Koerzitivkraft (iHc) war 6200 Oe.
Als das Pulver durch ein Röntgenstrahlenbeugungsverfahren unter Verwendung von CuK-α-Strahlen untersucht wurde, hatte der größte Teil des Pulvers die raumzentrierte tetra­ gonale ThMn₁₂-Struktur.
Beispiel 9
Eine Legierung der Gewichtsprozentzusammensetzung 73,9 Fe, 19,9 Sm und 6,25 Cr wurde in einer Argonatmosphäre ge­ schmolzen. Die Atomanteile von Fe, Sm und Cr waren 84,0%, 8,40% bzw. 7,63%.
Der gebildete Block wurde 7 Tage bei 900°C angelassen und in einem Eisenmörser zerkleinert und dann in einer Kugelmühle mit organischem Lösungsmittel zur Teilchen­ größe von etwa 10 µm zerkleinert. Um Stickstoff in dieses Pulver eindringen zu lassen, wurde das Pulver bei etwa 550°C in einem Stickstoffgas (N₂) wärmebehandelt. Als Ergebnis waren 1,97 Gew.-% Stickstoff im Material enthal­ ten. Somit waren die Anteile der Bestandteile des Ma­ terials 72,4 Gew.-% Fe, 19,5 Gew.-% Sm, 6,13 Gew.-% Cr und 1,97 Gew.-% N, d. h. die Atomanteile der Bestandteile Fe, Sm, Cr und N des Materials waren 77,0%, 7,70%, 7,00% bzw. 8,33%.
Nachdem das erhaltene Pulver in einer Strahlmühle fein­ zerkleinert worden war, wurde es in einem Magnetfeld von 20 kOe ausgerichtet und dann mit Wachs verfestigt. Die magnetischen Eigenschaften des Pulvers waren folgende:
Die Sättigungsmagnetisierung (4 π Is) war 97 emu/g, und die Koerzitivkraft (iHc) war 3000 Oe.
Als das Pulver durch ein Röntgenstrahlenbeugungsverfahren unter Verwendung von CuK-α-Strahlen untersucht wurde, hatte der größte Teil des Pulvers die raumzentrierte tetra­ gonale ThMn₁₂-Struktur.
Beispiel 10
Eine Legierung der Gewichtsprozentzusammensetzung 80,2 Fe und 19,8 Sm wurde in einer Argonatmosphäre geschmolzen. Die Atomanteile von Fe und Sm waren 91,6% bzw. 8,40%.
Der gebildete Block wurde 7 Tage bei 900°C angelassen und in einem Eisenmörser zerkleinert und dann in einer Kugelmühle mit organischem Lösungsmittel zu einer Teil­ chengröße von etwa 10 µm zerkleinert. Um Stickstoff in dieses Pulver einwandern zu lassen, wurde das Pulver bei etwa 450°C in einem Ammoniumgas (NH₃) wärmebehandelt. Als Ergebnis waren 2,52 Gew.-% Stickstoff im Material ent­ halten. Demnach waren die Anteile der Bestandteile des Materials 78,2 Gew.-%, 19,3 Gew.-% Sm und 2,52 Gew.-% N, d. h. die Atomanteile der Bestandteile Fe, Sm und N des Materials waren 82,0%, 7,51% bzw. 10,5%.
Nachdem das erhaltene Pulver in einer Strahlmühle fein­ zerkleinert worden war, wurde es in einem Magnetfeld von 20 kOe ausgerichtet und dann mit Wachs verfestigt. Die magnetischen Eigenschaften des Pulvers waren folgende:
Die Sättigungsmagnetisierung (4 π Is) war 121 emu/g, und die Koerzitivkraft (iHc) war 5700 Oe.
Als das Pulver durch ein Röntgenstrahlenbeugungsverfahren unter Verwendung von CuK-α-Strahlen untersucht wurde, hatte der größte Teil des Pulvers die raumzentrierte tetragonale ThMn₁₂-Struktur.
Beispiel 11
Eine Legierung der Gewichtsprozentzusammensetzung 73,4 Fe, 19,8 Sm, 6,01 Ti, 0,43 C und 0,39 B wurde in einer Argon­ atmosphäre geschmolzen. Die Atomanteile von Fe, Sm, Ti, C und B waren 80,0%, 8,00%, 7,64%, 2,18% bzw. 2,18%.
Der gebildete Block wurde 7 Tage bei 900°C angelassen und in einem Eisenmörser zerkleinert und dann in einer Kugelmühle mit organischem Lösungsmittel zu einer Teilchen­ größe von etwa 10 µm zerkleinert. Um Stickstoff in dieses Pulver einwandern zu lassen, wurde das Pulver bei etwa 550°C in Stickstoffgas (N₂) wärmebehandelt. Als Ergebnis waren 1,68 Gew.-% Stickstoff im Material enthalten. Somit waren die Anteile der Bestandteile des Materials 72,2 Gew.-% Fe, 19,4 Gew.-% Sm, 5,91 Gew.-% Ti, 0,423 Gew.-% C, 0,381 Gew.-% B und 1,68 Gew.-% N, d. h. die Atomanteile der Bestandteile Fe, Sm, Ti, C, B und N des Materials waren 74,5%, 7,45%, 7,11%, 2,03%, 2,03% bzw. 6,91%.
Nachdem das erhaltene Pulver in einer Strahlmühle fein­ zerkleinert worden war, wurde es in einem Magnetfeld von 20 kOe ausgerichtet und dann mit Wachs verfestigt. Die magnetischen Eigenschaften des Pulvers waren folgende:
Die Sättigungsmagnetisierung (4 π Is) war 126 emu/g, und die Koerzitivkraft (iHc) war 5600 Oe.
Als das Pulver durch ein Röntgenstrahlenbeugungsverfahren unter Verwendung von CuK-α-Strahlen untersucht wurde, hatte der größte Teil des Pulvers die raumzentrierte tetra­ gonale ThMn₁₂-Struktur.
Beispiel 12
Eine Legierung der Gewichtsprozentzusammensetzung 66,4 Fe, 19,7 Sm, 5,97 Ti, 6,05 V, 0,428 C und 1,54 B wurde in einer Argonatmosphäre geschmolzen. Die Atomanteile von Fe, Sm, Ti, V, C und B waren 68,3%, 7,51%, 7,17%, 6,83%, 2,05% bzw. 8,19%.
Der gebildete Block wurde 7 Tage bei 900°C angelassen und in einem Eisenmörser zerkleinert und dann in einer Kugelmühle mit organischem Lösungsmittel zur Teilchen­ größe von etwa 10 µm zerkleinert. Um Stickstoff in dieses Pulver einwandern zu lassen, wurde das Pulver bei etwa 500°C in einem Argongas (Ar₂) wärmebehandelt.
Nachdem das erhaltene Pulver in einer Strahlmühle fein­ zerkleinert worden war, wurde es in einem Magnetfeld von 20 kOe ausgerichtet und dann mit Wachs verfestigt. Die magnetischen Eigenschaften des Pulvers waren folgende:
Die Sättigungsmagnetisierung (4 π Is) war 99 emu/g, und die Koerzitivkraft (iHc) war 6700 Oe.
Als das Pulver durch ein Röntgenstrahlenbeugungsverfahren unter Verwendung von CuK-α-Strahlen untersucht wurde, hatte der größte Teil des Pulvers die raumzentrierte tetra­ gonale ThMn₁₂-Struktur.
Beispiel 13
Eine Legierung der Gewichtsprozentzusammensetzung 79,1 Fe, 19,5 Sm, 0,71 C und 0,64 B wurde in einer Argonatmosphäre geschmolzen. Die Atomanteile von Fe, Sm, C und B waren 85,1%, 7,80%, 3,55% bzw. 3,55%.
Der gebildete Block wurde 7 Tage bei 900°C angelassen und in einem Eisenmörser zerkleinert und dann in einer Kugelmühle mit organischem Lösungsmittel zu einer Teil­ chengröße von etwa 10 µm zerkleinert. Um Stickstoff in dieses Pulver einwandern zu lassen, wurde das Pulver bei etwa 550°C in einem Stickstoffgas (N₂) wärmebehandelt. Als Ergebnis war 1,03 Gew.-% Stickstoff im Material ent­ halten. Somit waren die Anteile der Bestandteile des Ma­ terials 78,3 Gew.-% Fe, 19,3 Gew.-% Sm, 0,702 Gew.-% C, 0,632 Gew.-% B und 1,03 Gew.-% N, d. h. die Atomanteile der Bestandteile Fe, Sm, C, B und N des Materials waren 81,5%, 7,47%, 3,39%, 3,39% bzw. 4,28%.
Nachdem das erhaltene Pulver in einer Strahlmühle fein­ zerkleinert worden war, wurde es in einem Magnetfeld von 20 kOe ausgerichtet und dann mit Wachs verfestigt. Die magnetischen Eigenschaften des Pulvers waren folgende:
Die Sättigungsmagnetisierung (4 π Is) war 126 emu/g, und die Koerzitivkraft (iHc) war 4900 Oe.
Als das Pulver durch ein Röntgenstrahlenbeugungsverfahren unter Verwendung von CuK-α-Strahlen untersucht wurde, hatte der größte Teil des Pulvers die raumzentrierte tetra­ gonale ThMn₁₂-Struktur.
Beispiel 14
Eine Legierung der Gewichtsprozentzusammensetzung 78,7 Fe, 19,4 Sm, 0,99 C und 0,89 B wurde in einer Argonatmosphäre geschmolzen. Die Atomanteile von Fe, Sm, C und B waren 82,8%, 7,59%, 4,83% bzw. 4,83%.
Der gebildete Block wurde 7 Tage bei 900°C angelassen und in einem Eisenmörser zerkleinert und dann in einer Kugelmühle mit organischem Lösungsmittel zu einer Teil­ chengröße von etwa 10 µm zerkleinert. Um Stickstoff in dieses Pulver einwandern zu lassen, wurde das Pulver bei etwa 500°C in einem Argongas (Ar₂) wärmebehandelt.
Nachdem das erhaltene Pulver in einer Strahlmühle fein­ zerkleinert worden war, wurde es in einem Magnetfeld von 20 kOe ausgerichtet und dann mit Wachs verfestigt. Die magnetischen Eigenschaften des Pulvers waren folgende:
Die Sättigungsmagnetisierung (4 π Is) war 120 emu/g, und die Koerzitivkraft (iHc) war 5000 Oe.
Als das Pulver durch ein Röntgenstrahlenbeugungsverfahren unter Verwendung von CuK-α-Strahlen untersucht wurde, hatte der größte Teil des Pulvers die raumzentrierte tetra­ gonale ThMn₁₂-Struktur.
Beispiel 15
Andere Dauermagnetmaterialien wurden nach den gleichen wie den im Beispiel 1 beschriebenen Verfahren gebildet. Jedes Material hatte die in der Tabelle 1 gezeigte Zu­ sammensetzung und die ebenfalls in der Tabelle 1 gezeig­ ten Eigenschaften. Es wurde gefunden, daß sich die vor­ liegende Erfindung für ein Dauermagnetmaterial sehr gut eignet.
Beispiel 16
Andere Dauermagnetmaterialien wurden nach den gleichen wie im Beispiel 6 beschriebenen Verfahren gebildet. Je­ des Material hatte die in der Tabelle 2 gezeigte Zusammen­ setzung, und die Eigenschaften jedes Materials sind eben­ falls in der Tabelle 2 aufgeführt. Es wurde wiederum ge­ funden, daß sich die Erfindung für ein Dauermagnetmaterial sehr gut eignet.
Tabelle 1
Tabelle 2
Während die Erfindung im einzelnen und anhand besonderer Ausführungsbeispiele erläutert wurde, ist es für Fachleute ohne weiteres klar, daß gewisse Abänderungen im Rahmen der Erfindungsmerkmale vorgenommen werden können.

Claims (17)

1. Eisen-Seltenerdmetall-Dauermagnetzusammensetzung, die eine vorwiegende Phase mit einem raumzentrierten tetra­ gonaler ThMn₁₂-Gefüge aufweist und im wesentlichen aus einer Eisenbasislegierung besteht, deren Zusammensetzung durch die Formel FeaRbMcNdBeCfCogNihdargestellt wird,
worin R wenigstens ein Element der Gruppe Y, Th und Lanthanidenelemente bedeutet,
M wenigstens ein Element der Gruppe Ti, Cr, V, Zr, Nb, Al, Mo, Mn, Hf, Ta, W, Mg, Si, Sn, Ge und Ga bedeutet und
die Elemente in durch a, b, c, d, e, f, g und h ange­ deuteten Atomprozentsätzen vorliegen, wobei a + b + c + d + e + f + g + h = 100 At.% und außerdem folgende Bereichsgrenzen gelten:3 b 30; 0 < c 30; 0,3 d 50, 0 e 50, 0 f 50 mit der Maßgabe, daß 0,3 d + e + f 50; 0 g 50; und 0 h 30.
2. Dauermagnetzusammensetzung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß 0,3 e 50.
3. Dauermagnetzusammensetzung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß 0,3 f 50.
4. Dauermagnetzusammensetzung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß 0,5 c 30.
5. Dauermagnetzusammensetzung nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß M Ti bedeutet und c 10.
6. Dauermagnetzusammensetzung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß 1 g 50.
7. Dauermagnetzusammensetzung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß 0,5 h 30.
8. Dauermagnetzusammensetzung nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß 5 b 18.
9. Dauermagnetzusammensetzung nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß 6 b 12.
10. Dauermagnetzusammensetzung nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß 7 b 9.
11. Verfahren zur Herstellung einer Eisen-Seltenerdmetall- Dauermagnetzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, gekennzeichnet durch die Schritte:
  • (a) Bilden einer durch die Formel FeaRbMcNdBeCfCogNih dargestellten Legierungszusammensetzung, in der anfangs d < 0,3; und
  • (b) Kontaktieren der Legierungszusammensetzung mit einem Stickstoff aufweisenden Gas zum Einführen von Stickstoffatomen in die Legierung derart, daß 0,3 d 50, und dadurch Erzeugen einer Eisen- Seltenerdmetall-Dauermagnetzusammensetzung, die eine vorwiegende Phase mit einem raumzentrierten tetragonalen ThMn₁₂-Gefüge aufweist.
12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß im Schritt (a) die Legierungszusammensetzung anfangs im wesentlichen stickstofffrei ist.
13. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß das Stickstoff aufweisende Gas aus N₂-Gas besten oder dieses enthält.
14. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß das Stickstoff aufweisende Gas aus einer Mischung von N₂-Gas und H₂-Gas besteht.
15. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß das Stickstoff aufweisende Gas NH₃-Gas enthält.
16. Eisen-Seltenerdmetall-Dauermagnetzusammensetzung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das raumzentrierte tetragonale ThMn₁₂-Gefüge ein ThMn₁₂- Kristallgitter ist.
17. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß das raumzentrierte tetragonale ThMn₁₂-Gefüge ein ThMn₁₂-Kristallgitter ist.
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