DE2121452B2 - Verfahren zur Herstellung einer gesinterten Dauermagnetlegierung - Google Patents
Verfahren zur Herstellung einer gesinterten DauermagnetlegierungInfo
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Description
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer gesinterten Daucrmagnetlegierung auf der Basis
von Kübalt und Seltenen Erdmetallen (SE) mit einem höheren Gehalt an Seltenen Erdmetallen, als der
Zusammensetzung Cos (SE) entspricht.
Aus der US-PS 34 24 578 ist bereits ein Verfahren zur
Herstellung von Dauermagneten bekannt, bei dem eine Legierung aus 11—22 A'ompro/.ent Seltenem firdmetall oder Seltenen Erdmctallcn und 78—89 Atomprozent Kobflli oder Kobalt mit Mangan und/oder Eisen
pulverisier', die pulverisierte Legierung mit einem ßindemitlc. vermischt, (Ins Gemisch zur Ausrichtung
der pulverisierten Legierungsteilchen einem Magnetfeld ausgesetzt und anschließend zu einem Formkörper
M)
zusammengesintert wird.
Die nach dem vorgenannten Verfahren hergestellten
Dauermagneten weisen zwar eine zufriedenstellende Koerzitivkraft auf, die jedoch für viele Anwendungszwecke immer noch zu gering ist
Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein
Verfahren der eingangs genannten Art zu schaffen, mit
dem Dauermagnetkörper mit wesentlich verbesserter Koerzitivkraft hergestellt werden können.
Gelöst wird diese Aufgabe durch ein Verfahren der
eingangs genannten Art, das erfindungsgemäß dadurch gekennzeichnet ist, daß man eine pulverförmige
Mischung aus bis zu 30% einer Legierung, die einen höheren Gehalt an Seltenen Erdmetallen, als der
Zusammensetzung Cos(SE) entspricht, und einer Legierung der Zusammensetzung Cos(SE) herstellt,
diese Mischung in üblicher Weise preßt und sintert und danach den Sinterkörper bei einer Temperatur zwischen der Temperatur, bei der gesintert wurde, und
einer um 400"C darunter liegenden Temperatur so lange glüht, bis sich die auf die Magnetisierung und/oder
auf die Induktion bezogene Koerzitivkraft um mindestens 10% gegenüber der Koerzitivkraft des ungeglühten Sinterkörpers erhöht
Die nach dem Verfahren der Erfindung hergestellten Sinterkörper zeichnen sich insbesondere durch eine
hohe Koerzitivkraft aus, die im wesentlichen darauf zurückzuführen ist, da3 bei der Glühbehandlung des
Sinterkörpers eine aus Kobalt und Seltenem Erdmetall bestehende Phase ausgefällt wird, die einen höheren
Gehalt an Seltenem Erdmetall besitzt als C05 (SE).
Besonders zweckmäßige Verfahrensmaßnahmen sind in den Unteransprüchen beansprucht
Die Erfindung wird nun näher anhand von Zeichnungen erläutert, in denen zeigen
F i g. 1 das Zustandsdiagrarnm des Systems Kobalt-Samarium und
Fig.2 Entmagnetisie.'ingskurven des nach dem
Ausführungsbeispiel 2 hergestellten Produktes.
Bei der nach dem Verfahren der Ei TarHung durchgeführten Glühbehandlung des Sinterkörpers wird aus der
Co5(SE)-Phase des Sinterkörpers eine Co(SE)-Phase
ausgeschieden, die einen höheren Gehalt an SE aufweist als der Zusammensetzung Co5(SE) entspricht. Damit
diese eine wesentliche Erhöhung der Koerzitivfeldstärke des Sinterkörpers bewirkende Ausscheidung auftreten kann, muß der Sinterkörper in dem in Fig. t
dargestellten Zustandsdiagramm eine Zusammensetzung rechts von der Phase C05 (SE) aufweisen. Damit
die angestrebte Erhöhung der Koerzitivfeldstijrke um
mindestens 10% erreicht wird, sollte die Ausf'illphase
mindestens etwa I bis 5 Gew.-°/o des Sinterkörpers ausmachen. Die Koerzitivfeldstärke des geglühten
Sinterkörpers scheint umso besser zu sein, je mehr Co (SE)-Phase ausgefällt wird. Bei der Glühbehandlung
kann die Co (SE)·Phase in einer Menge von etwa 10 bis
15 Gew.-% des Sinterkörpers ausgefällt werden. Die ausgefällte Phase kann durch metallographische Verfahren, beispielsweise mit Hilfe eines Elektronenmikroskops, festgestellt werden.
Zur Herstellung des Sinterkörpers kann eine Teilchenmischung verwendet werden, die aus einer
Grundlegierung der Zusammensetzung Co? (SE) und einer Zusatzlegierung besteht, die einen höheren Gehall
an Seltenen Erdmetallen aufweist als der Zusammensetzung C05 (SE) entspricht.
Die Grundlegierung und die Zusatzlegierung werden jeweils in Teilchenform in einer solchen Menge
verwendet, daß eine Mischung entsteht, die einen
Kobaltgehalt und einen Gehalt «n Seltenem Erdmetall aufweist, der im wesentlichen demjenigen des gewünschten Sinterkörpers entspricht, da das Sintern
einen geringen oder keinen Verlust dieser Bestandteile bewirkt Die Zusatzlegierung sollte in ausreichender
Menge zur Förderung des Sinterprozesses verwendet werden, insbesondere in einer Menge von mindestens
0,5 Gew,-% der Mischung aus Grundlegierung und
Zusatzlegierung. Die Teilchenmischung wird zu einem Preßling der gewünschten Größe und Dichte verdichtet
Vorzugsweise werden die Teilchen vor oder während der Verdichtung entlang der Achse ihrer leichteren
Magnetisierbarkeit magnetisch ausgerichtet da die magnetischen Eigenschaften umso besser sind, je größer
die magnetische Ausrichtung der Teilchen ist
Der Preßling wird in einerSro wesentlichen neutralen
Atmosphäre gesintert, um einen gesinterten Körper von gewünschter Dichte zu erzeugen. Vorzugsweise wird
der Preßling gesintert, um einen Sinterkörper zu erzeugen, bei dem die Poren im wesentlichen nicht
miteinander in Verbindung stehen, was im allgemeinen ein Sinterkörper mit einer Dichte von mindestens etwa
87% der theoretischen Dichte ist Dadurch, daß die Poren nicht in Verbindung miteinander stehen, werden
die dauermagnetischen Eigenschaften des Sinterkörpers stabilisiert da das Innere des Sinterkörpers vor der
Berührung mit der umgebenden Atmosphäre geschützt ist Dieser Zustand, in dem die Poren nicht miteinander
in Verbindung stehen, ist durch normale metallographische Verfahren bestimmbar, wie zum Beispiel mit einem
Elektronenmikroskop.
Die Sintertemperatur hängt weitgehend von der besonderen intermetallischen Verbindung aus Kobalt
und Seltenem Erdmetall ab, die gesintert werden soll, aber sie muß genügend hoch sein, um die einzelnen
Teilchen zusammenzuballen. Vorzugsweise wird das Sintern so durchgeführt daß die Poren des Sinterkörpers im wesentlichen nicht in Verbindung miteinander
stehen. Für Kobalt-Samarium-Legierungen ist eine Sintertempera'.ur von etwa 9500C bis etwa 12000C
geeignet, wobei eine Sintertemperatur von 1100° C
besonders zufriedenstellende Ergebnisse bringt.
Im allgemeinen kann für eine Reihe von Verwendungszwecken die Dichte des Sinterkörpers von etwa
80% bis 100% reichen. Für die Verwendung bei niedrigen Temperaturen kann beispielsweise ein Sinterkörper mit einer Dichte von etwa 80% zufriedenstellend
sein.
Der Sinterkörper enthält im allgemeinen mindestens etwa 70 Gew.-% intermetallischer Cos (SE)-Phase im
festen Aggregatzustand und eine zweite intermetallische Co (SC)-Phase im festen Zustand, die einen
reicheren Gehalt an Seltenem Erdmetall hat als die C05 (SE)-Phase und die in einer Menge von etwa bis zu
30 Gew.-% des Sinterkörpers vorhanden ist. Spuren anderer intermetallischer Phasen aus Kobalt und
Seltenem Erdmetall, in den meisten Fällen weniger als 1 Ge*.-% des Sinterkörpers, können ebenfalls vorhanden
sein.
Es ist auch ein Sintf-körper verwendbar, der bei Sintertemperatur im wesentlichen nur aus intermetallischer C05 (SE)-Phase besteht. Dieser einphasige Sinterkörper muß bei Sinlertcmperatur eine Zusammensetzung haben, die ziemlich nahe an der Grenz- oder
Lös'.ingslinie liegt, clic: die einzige Co^(SE)-F:cststoffphase auf der Seite des reichen Gehalts an Seltenem
Erdmetall begrenzt. Von ;l .!sem Sinterkörper muß beim
GJöhen durch die Phasengrenze von dem Einpbasenbereich in den Zweiphasenbereich eine solche Menge
ttbergehen, daß genügend Co(SE)-Pbass ausgefällt
wird, um die Koerzitivfeldstärke des Erzeugnisses um mindestens 10% zu erhöhen. Die besondere Legierungszusammensetzung zur Bildung eines Sinterkörpers, der bei Sintertemperatur eine einzige Cos(SE)-Phase darstellt kann aus dem Zustandsdjagramm oder
empirisch bestimmt werden. Aus F i g. 1 ist beispielswei
se ersichtlich, daß für Kobalt und Samarium eine
Kobalt-Saraarium-Legierung mit einem Gehalt von etwa 35,5 bis 36,5 Gew.-% Samarium die bevorzugte
Zusammensetzung ist die zur Bildung eines Sinterkörpers verwendet werden kann, der bei einer Sintertem-
peratur von etwa 11000C eine einzige CosSm-Phase ist.
Die Legierungszusammensetzung, die bei der Bildung eines aus einer einzigen C05 (SE)-Phase bestehenden
Sinterkörpers verwendet wird, kann aus einer Mischung aus Basisiegierung und Zusatzlegierung gebildet wer
den, wobei der Gehalt an Kobalt und Seltenem
Erdmetall so bemessen ist daß bei Sintertemperatur eine einzige Cos (SE)-Phase vorliegt, ^ebenso kann die
Legierung aus Kobalt und Seltenem crdmetall so
hergestellt werden, daß sie bei Sintertemperatur eine
einzige Coi (SE)-Phase ist
Die Seltenen Erdmetalle, die für die Herstellung der Legierungen aus Kobalt und Seltenem Erdmetall und
der intermetallischen Verbindungen verwendbar sind, die zur Bildung der Sinterkörper verwendet werden,
!;> sind die 15 Elemente der Linthanid-Reihe mit den
Atomzahlen 57 bis einschließlich 71. Das Element Yttrium (Atomzahl 39) ist für gewöhnlich in dieser
Gruppe von Metallen enthalten und wird in der vorliegenden Beschreibung als ein seltenes Erdmetall
r> angesehen. Es können auch mehrere seltene Erdmetalle verwendet werden, um die Legierungen oder intermetallischen Verbindungen aus Kobalt und seltenem
Erdmetall für die vorliegende Erfindung zu bilden. Diese Legierungen oder Verbindungen können Dreistoff-
oder Vierstofflegierungen oder -verbindungen sein oder gegebenenfalls eine noch größere Anzahl an seltenen
Erdrr. stallen enthalten.
Typische Legierungen aus Kobalt und seltenem Erdmetall, die zur Bildung der gesinterten Produkte
■r> verwendbar sind, sind Kobalt—Cer, Kobalt—Praseodym, Kobalt—Neodym, Kobalt— Promethium, Kobalt-Samarium, Kobalt—Europium, Kobalt—Gadolinium,
Kobalt—Terbium, Kobalt—Dysprosium, Kobalt—Holmium, Kobalt —Erbium, Kobalt—Thulium, Kobalt—Yt-
V) terbium, Kobalt—Cassiopeium, Kobalt—Yttrium, Kobalt—Lanthan und Kobalt—Mischmetall. Mischmetall
ist die gebräuchlichste Legierung der seltenen Erdmetalle, die die Metalle in dem annähernden Verhältnis
enthält, in dem sie in ihren bekanntesten natürlich
r> vorKommenden Erzen enthalten sind. Beispiele für beijondere Dreistofftagierungen umfassen Kobalt—Samarium—Mischmetall, Kobalt—Cer—Praseodym, Kobalt—Yttrium—Praseodym und Kobalt —Praseodym—
Mischmetall.
Wi Der Wärmealteru ,gsprozeß gemäß der vorliegenden
Erfindung ermöglicht eine große Vielfalt der Teilchengröße der zum Sintern verwendeten Legierungen aus
Kobalt und seltenem Erdmetall. Genauer gesagt können die Teilchen in so fein verteilter l-'orm vorgesehen
h· werden, wie es erwünscht ist. l-'ür die meisten
Verwendungszwecke beträgt die durchschnittliche Teilchengröße zwischen etwa 1 μπι oder weniger bis
etwa IO um. Größere Teilchen können auch verwendet
werden, aber bei Erhöhung der Teilchengröße ist die erzielbare maximale Koerzitivkraft geringer, da die
Koerzitivkraft des gesinterten Körpers im allgemeinen in umgekehrtem Verhältnis zu der Teilchengröße steht.
Aber auch wenn größere Teilchen zu einem gesinterten Körper mit einer geringeren erzielbaren Eigenkoerzitivfeldstarke führen, kann durch den Wiirmealterungsprozeß gemäß der vorliegenden Erfindung die Koerzirvfeldstärke eines derartigen gesinterten Körpers um
mindestens 10% erhöht werden.
Ein besonderer Vorteil des WärmealterungsVerfahrens gemäß der vorliegenden Erfindung besteht darin,
daß gesinterte Produkte mit hoher Dichte als Dauermagneten für eine sehr viel größere Vielfalt von
Verwendungen geschaffen werden können. Genauer gesagt waren in der Vergangenheit gesinterte Erzeugnisse mit hoher Dichte, insbesondere mit einer Dichte
von mehr als etwa 92%, zwar durch hohe magnetische Stabilität und hohen Fiuü, aber auch durch eine
Eigenkoerzitivkraft gekennzeichnet, die für viele Verwendungszwecke zu gering war. Durch das Verfahren
gemäß der vorliegenden Erfindung wird die Eigenkoerzitivkraft und/oder normale Koerzitivkraft dieser
Erzeugnisse mit hoher Dichte um mindestens-10% oder mehr ohne eine nennenswerte Verringerung des Flusses
erhöht
Das gesinterte Produkt wird bei einer Temperatur innerhalb von 400° C unter der Sintertemperatur
wärmegealtert, und vorzugsweise innerhalb von 300 bis 100°C unter der Sintertemperatur. Die Wärmealterung
wird beispielsweise in einer Argon-Atmosphäre durchgeführt, in der der Stoff im wesentlichen neutral ist. Die
besondere Temperatur, bei der der Stoff wärmegealtert wird, ist empirisch bestimmbar. Zum Beispiel können
zunächst das gesinterte Produkt magnetisiert und seine magnetischen Eigenschaften bestimmt werden. Sodann
wird es auf eine Temperatur unter seiner Sintertemperatur erwärmt, im allgemeinen etwa 1000C unter der
Sintertemperatur, und zwar für eine Zeit von beispielsweise etwa 3 Stunden oder mehr. Danach läßt man es
auf Zimmertemperatur abkühlen, woraufhin es in der gleichen Weise magnetisiert wird und seine magnetischen Eigenschaften bestimmt werden. Dieser Vorgang
kann dann mehrfach bei jeweils geringeren Temperaturen wiederholt werden, bis eine Temperatur festgestellt
worden ist, bei der die magnetischen Eigenschaften, d. h.,
die Eigenkoerzitivkraft und/oder normale Koerzitivkraft des erzeugten Produktes eine deutliche Verbesserung zeigen. Das Erzeugnis kann dann weiter bei dieser
Temperatur gealtert werden, um die Koerzitivkraft zu erhöhen. Nachdem einmal die besondere Wärmealterungstemperatur für ein besonderes System bestimmt
worden ist, kann das gesinterte Produkt unmittelbar nach dem Sintern wännegealtert werden, indem einfach
die Ofentemperatur auf die gewünschte Wärmealterungstemperatur gesenkt wird, d. h, indem der Ofen auf
die gewünschte Temperatur abgekühlt wird.
Wärmealterung durch Ofenabkühlung auf die gewünschte Alterungstemperatur ist bevorzugt Sie
erfordert eine kürzere Zeitdauer und führt im allgemeinen zu einem Erzeugnis mit einer Eigenkoerzitivfeldstärke und/oder normalen Koerzitrvfeldstärke,
die erheblich höher ist, als diejenige, die dadurch erzeugt
wird, daß zunächst das gesinterte Produkt auf Zimmertemperatur abgekühlt und dann wieder auf die
entsprechende Wärmealterungstemperatur erwärmt wird. Für beste Ergebnisse sollte der Ofen langsam
abgekühlt werden, wobei die besondere Abkühlungsgeschwindigkeit für den Ofen empirisch bestimmbar ist.
Vorzugsweise kann die Abkühlungsgeschwindigkeit für den Ofen zwischen etwa 0,1 bis 200C pro Minute
betragen, was weitgehend von der besonderen verwen-
-, deten Legierung aus Kobalt und seltenem Erdmetall abhängt. Ferner kann die Ofenabkühlung fortlaufend
durchgeführt werden oder im Bedarfsfall auch durch schrittweise Abkühlung.
ίο Sinterprodukt gemäß der vorliegenden Erfindung als
Dauermagnet verwendbar. Der sich ergebende Dauermagnet ist in Luft im wesentlichen stabil und vielfältig
verwendbar. Beispielsweise sind die Dauermagneten gemäß der vorliegenden Erfindung .in Telefonen,
is elektrischen Uhren, Radios, Fernsehgeräten und Plattenspielern verwendbar. Sie sind ebenfalls in tragbaren
Geräten, wie zum Beispiel elektrischen Zahnbürsten und elektrischen Messern sowie für den Betrieb von
Äuiomobiizubehör verwendbar, in industriellen Ausrü
stungen können die Dauermagneten gemäß der
vorliegenden Erfindung für viele verschiedene Verwendungszwecke verwendet werden, wie z. B. Meßgeräte
und Instrumente, magnetische Trennvorrichtungon, Komputer und Mirkowellenvorrichtungen.
Das gesinterte Erzeugnis gemäß der vorliegenden Erfindung in Körperform kann im Bedarfsfall zu einer
gewünschten Teilchengröße, vorzugsweise zu Pulver zermai.-ifcn werden, was besonders geeignet für die
Ausrichtung und für die Verbindung mit einer
jo Grundmasse ist, um einen stabilen Dauermagneten zu
ergeben. Der Stoff der Grundmasse kann sehr verschieden sein und kann plastischer Kunststoff,
Gummi oder ein Metall wie zum Beispiel Blei, Zinn, Zink, Kupfer oder Aluminium sein. Die das Pulver
enthaltende Grundmasse kann gegossen, gepreßt oder stranggepreßt werden, um den gewünschten Dauermagneten zu bilden.
Die vorliegende Erfindung wird weiter durch die nachfolgenden Beispiele veranschaulicht, bei denen die
Bedingungen und Verfahrensschritte wie folgt sind, wenn es nicht ausdrücklich anders erwähnt wird:
Das ausrichtende magnetisierende Feld wurde verwendet, um entlang der Achse der leichteren Magnetisierbarkeit magnetisch auszurichten.
Das Sintern wurde stets in einer neutralen Atmosphäre aus gereinigtem Argon durchgeführt, und bei
Beendigung des Sintervorganges wurde das gesinterte Produkt in der gleichen gereinigten Argon-Atmosphäre
abgekühlt
Die Teilchengröße wurde durch ein metallographisches Standardverfahren bestimmt
Die Dichte des Preßlings sowie des gesinterten Produkts wird als Packungsdichte angegeben. Pakkungsdichte ist die relative Dichte des Stoffes, d. Il, ein
prozentualer Wert der theoretischen Dichte. Die Packungsdichte wurde durch ein Standardverfahren
unter Anwendung der nachstehenden Gleichung bestimmt:
Gewicht
8,5 g/cm3
wobei 8,5 g/cm3 die Dichte von CosSm ist
Jede Erwärmung, Wärmealterung und Abkühlung wurde in einer neutralen Atmosphäre aus gereinigtem
Argon durchgeführt
Eine geschmolzene Grundlegierung und eine geschmolzene Zinklegierung aus Kobalt und Samarium
wurde in neutraler Atmosphäre aus gereinigtem Argon durch Lichtbogcnschmelzung hergestellt und zu Blökken
gegossen. Die Grundlegierung wurde aus 33,3 Gewichtsprozent Samarium und 66,7 Gewichtsprozent
Kobalt gebildet. Die Zusatzlegierung wurde aus 60 Gewichtsprozent Samarium und 40 Gewichtsprozent
Kobalt gebildet, jeder Block wurde zunächst im Mörser zerstampft und dann durch Mahlen zu einem Pulver
zerkleinert, dessen Teilchengröße zwischen etwa I μηι
bis ΙΟμπι Durchmesser betrug, und das eine durchschnittliche
Teilchengröße von etwa 6 μπι hatte.
30,0 Gramm der Grundlegierung wurden mit 6,42 Gramm der Zusatzlegierung vermischt, um eine
Mischung zu bilden, die aus 62,6 Gewichtsprozent Kobnit und 37,4 Qewichtsnroz°nt Ssrnsriiün bcstsnd.
Ein Teil der Mischung wurde in einem Gummirohr eingebracht und in diesem durch ein von einem
Elektromagneten gebildetes ausrichtendes magnetisierendes Feld von 60 Kilo-Örsted magnetisch ausgerichtet.
Nach der magnetischen Ausrichtung wurde das Rohr evakuiert, hydrostatisch unter einem Druck von
etwa l4 000kp/cm2 gepreßt. Der Preßling wog 14,32 Gramm und besaß die Form eines Stabes mit einer
Länge von 38,63 mm und einem Durchmesser von 8,255 mm, und hatte eine Packungsdichte von 81,7%.
Der Preßling wurde bei einer Temperatur von etwa 1100" C' /2 Stunde lang gesintert.
Das Sintererzeugnis wog 14,32 Gramm, was keinen Verlust der Kobalt- und Samariumbestandteile anzeigt.
Wie es aus Fig. 1, dem Zustandsdiagramm für Kobalt—Samarium, ersichtlich ist, liegt ein Sinterprodukt
mit einer Zusammensetzung von 62,6 Gewichtsprozent Kobalt und 37,4 Gewichtsprozent Samarium
unmittelbar außerhalb der Grenzlinie der einzigen Co5Sm-Phase; die metallographische Untersuchung
eines anderen gesinterten Produktes, das aus der gleichen Zusammensetzung in der gleichen Weise
gesintert wurde, zeigte das Vorhandensein zweier Phasen und in einer Anzahl von Poren Stoffablagerungen,
die bei hohen Temperaturen flüssig gewesen zu sein scheinen. Der gesinterte Stab hatte eine Dichte von
7,5 Gramm/cm3, was 883°/o von 8,5 g/cm3 sind. Nach
Magnetisierung bei Zimmertemperaturen in einem Feld von 100 Kilo-Örsted hatte er eine remanente Induktion
Br von 8000 Gauß, eine Eigenkoerzitivf eidstärke H„ von
— 17 000 örsted, eine normale Koerzitivfeldstärke Hc
von —7100 örsted und ein maximales Energieprodukt (BH)ma,vonHJ χ KFGauß-örsted.
Der Stab wurde nochmals bei 1000C für eine Dauer
von 20 Stunden gesintert Die Dichte des sich ergebenden Stabes hatte sich auf 7,83 g/cm3 erhöht, was
eine Packungsdichte von 92% ist Nach Magnetisierung bei Zimmertemperaturen in einem magnetisierenden
Feld von 100 Kilo-Örsted wies der Stab eine auf 8790 Gauß erhöhte remanente Induktion Br aber eine auf
— 10 500 Örsted verringerte Eigenkoerzitivf eidstärke
Hd und eine auf —6900 örsted verringerte normale
Koerzitivfeldstärke Hc auf.
Der Stab wurde sodann bei einer Temperatur von 10009C für eine Zeitdauer von 16 Stunden gealtert
Nach Magnetisierung bei Zimmertemperatur in einem Feld von 100 Kilo-Örsted wies der wämiegealterte Stab
die gleiche remanente Induktion Br aber eine auf
-18 000 örsted erhöhte Eigenkoerzitivkraft /ί,-auf.
Der Stab wurde sodann bei einer Temperatur von 9000C für eine Zeitdauer von 171A Stunden gealtert.
Nach Magnetisierung bei Zimmertemperaturen in einem magnetisierenden Feld von 100 Kilo-Örsted
■> betrug seine Eigenkoerzitivfeldstärke Hci -23 400
örsted, seine normale Koerzitivfeldstärke Hc -7800
örsted und sein maximales Energieprodukt (BH)ma,
17,2 χ 106 Gauß-Örsted. Die hohe Eigenkoerzitivfeldstärke Hci dieses Dauermagneten veranschaulicht den
in hohen Widerstand der erfindungsgemäßen Magneten
gegen Entmagnetisierungsfelder. Ferner zeigt das erhöhte maximale Energieprodukt den erhöhten Bereich
unter der Magnetisierungskurve an.
Wie es aus F i g. 1 ersichtlich ist, geht bei einer Temperatur von 9000C ein Teil der CosSm-Phase von dem Einphasenbereich in den Zweiphasenbereich über, der bei dem vorliegenden Beispiel in einer Menge war, die die Co/Snv Phase ausreichend ausfällte, um die
Wie es aus F i g. 1 ersichtlich ist, geht bei einer Temperatur von 9000C ein Teil der CosSm-Phase von dem Einphasenbereich in den Zweiphasenbereich über, der bei dem vorliegenden Beispiel in einer Menge war, die die Co/Snv Phase ausreichend ausfällte, um die
erhöhen.
Dieses Beispiel veranschaulicht, daß der Wärmealterungsprozeß gemäß der vorliegenden Erfindung nicht
nur dazu dient, die magnetischen Eigenschaften zurückzugewinnen, die beim Sintern zu hohen Dichten
-'j infolge von Kornwachstum verlorengegangen sind,
sondern auch, Magneten mit hoher Dichte mit wesentlich verbesserten magnetischen Eigenschaften zu
erzeugen.
Jn Beispiel 2
Eine geschmolzene Basislegierung und eine geschmolzene Zusatzlegierung wurden unter gereinigtem
Argon durch Lichtbogenschmelzung erzeugt und zu
ij Blöcken gegossen. Die Grundlegierung wurde aus 68
Gewichtsprozent Kobalt, 16 Gewichtsprozent Samarium und 16 Gewichtsprozent Cer — Mischmetall gebildet.
Die Zusatzlegierung wurde aus 40,8 Gewichtsprozent Kobalt und 59,2 Gewichtsprozent Samarium gebildet.
Jeder Block wurde in der gleichen Weise, wie bei Beispiel 1, zu einem Pulver umgeformt, dessen
Teilchengröße etwa 1 bis etwa 10 μπι Durchmesser bei einer durchschnittlichen Größe von etwa 6 μπι betrug.
49,84 g der Basislegierung wurden mit 6,16 g der Zusatzlegierung gründlich vermischt, um eine Mischung
von 643 Gewichtsprozent Kobalt und 35,7 Gewichtsprozent seltenem Erdmetall zu bilden.
Ein Teil der Mischung wurde in einem Gummirohr angebracht und in diesem durch ein ausrichtendes
magnetisierendes Feld von 60 Kilo-Örsted magnetisch ausgerichtet und dann unter einem Druck von
14 000 kp/cm2 verdichtet, um einen Stab mit einem Gewicht von 8,1297 g zu bilden. Der Stab hatte einen
Durchmesser von 7,52 mm, eine Länge von 27,48 mm
und eine Packungsdichte von 80%. Der Stab wurde '/2 Stunde lang bei einer Temperatur von 1100° C gesintert
Der gesinterte Stab hatte einen Durchmesser von 7,01 mm, eine Länge von 25,65 mm und eine Dichte von
8,21 g/cm3, was eine Packung von 96,6% ist Der Stab wog 8,1297 g, was anzeigte, daß während des Sinterns
kein Material verlorengegangen ist Wie aus F i g. 1 unter der Annahme ersichtlich ist, daß Cer-Mischmetall
im wesentlichen dem Samarium gleichwertig ist, besteht das gesinterte Produkt mit einer Zusammensetzung
von 643 Gewichtsprozent Kobalt und 35,7 Gewichtsprozent seltenem ErdmetalL das ans Samarium—Cer—Mischmetall besteht aus einphasigem C05-seltenem
ErdmetalL
Nachdem der gesinterte Stab bei Zimmertemperaturen in einem Feld von 17,5 Kilo-Örsted magnetisiert
wurde, hatte er eine Eigenkoerzitivfeldstärke Hn von
-2050 örsted und eine offene .Stromkreisinduktion Bn
von 7686 Gauß in einem selbstentmagnetisierenden Feld von -365 örsted.
Der gesinterte Stab wurde 3 Stunden lang bei einer Temperatur vo·' 10000C wärmegealtert. Nach dieser
Alterung wurde festgestellt, daß seine Abmessungen unverändert sind. Nachdem der Stab bei Zimmertemperatur
in einem Feld von 17,4 Kilo-Örsted magnetisiert wurde, hatte er eine Eigenkoerzitivkraft W„ von -3100
örsted und eine offene Stromkreisinduktion B0 von 7729
Gauß, was eine gewisse Verbesserung der magnetischen Eigenschaften anzeigte. Der Stab wurde sodann für eine
Dauer von 19 Stunden bei 1000°C gealtert. Nachdem er in einem Feld von 18 Kilo-Örsted bei Zimmertemperatur
magnetisiert wurde, hatte er eine Eigenkoerzitivkraft He, von — 3600 örsted und eine offene Stromkreisinduktion
ßovon 7744 Gauß.
Sodann wurde der Stab bei einer Temperatur von WC für eine Zeitdauer von 16 Stunden gealtert. Nach
seiner Magnetisierung bei Zimmertemperatur in einem magnetisierenden Feld von 16,8 Kilo-Örsted zeigte er
eine deutliche Verbesserung der magnetischen Eigenschaften, nämlich eine Eigenkoerzitivkraft Hci von 8600
örsted und eine offene Stromkreisinduktion B0 von 7761
Gauß. Es wurde festgestellt, daß die Abmessungen des Stabes unverändert waren.
Nach Magnetisierung dieses wärmegealterten gesinterten Stabes bei Zimmertemperaturen in einem
magnetisierenden Feld von 100 000 örsted hatte der Stab die folgenden Eigenschaften:
Maximales Energieprodukt
(BH)mix = 16 χ 106G-OE
Sättigungsinduktion Bs = 9145 Gauß
Remanenz Br =- 8225 Gauß
Offene Stromkreisinduktion Bo = 7853 Gauß
Koerzitivfeldstärke Hc = -7300 örsted
Eigenkoerzitivfeldstärke Hd = -9450 örsted
Ausrichtungsfaktor = O,9j
Sättigungsinduktion Bs = 9145 Gauß
Remanenz Br =- 8225 Gauß
Offene Stromkreisinduktion Bo = 7853 Gauß
Koerzitivfeldstärke Hc = -7300 örsted
Eigenkoerzitivfeldstärke Hd = -9450 örsted
Ausrichtungsfaktor = O,9j
Ferner hatte der Stab eine Dichte von 8,21 g/cm3, was
96,6% von 8,5 g/cm3 ist.
Fig.2 zeigt die durch den Wärmealterungsprozeß gemäß der vorliegenden Erfindung erhöhte Eigenkoerzitivfeldstärke
sowie die erhöhte Größe des Feldes, die durch die Kurve 4^rA/bezogen auf das magnetische Feld
//bestimmt ist
Dieser Stab wurde weiter bei einer Temperatur von 800°C für eine Zeitdauer von 16 Stunden gealtert. Nach
Magnetisierung bei Zimmertemperaturen in einem magnetisierenden Feld von 17,8 Kilo-Örsted hatte er
eine Eigenkoerzitivfeldstärke Μ, von — 11 100 Örsted.
Bei diesem Beispiel wurde die Stabilität der magnetischen Eigenschaften des in Beispie! 2 hergestellten
magnetischen Erzeugnisses bestimmt Nach vier Monaten an der Luft bei Zimmertemperaturen wurde
seine Eigenkoerzitivfeidstärke Hd bestimmt und es
wurde festgestellt, daß sie unverändert war.
Eine Basis'iegienmg wurde aus 153 Gewichtsprozent
Praseodym, 183 Gewichtsprozent Samarium Eid 65,8%
Kobalt gebildet Eine Zusatzlegierung wurde aus 403 Gewichtsprozent Kobalt und 59.2% Samarium gebildet.
Die Grundlegien, ig und die Zusatzlegierung wurden
jeweils in Pulverform miteinander vermischt, so daß die Mischung etwa 6Ί Gewichtsprozent Kobalt enthielt. Die
Mischung wurde sodann in einem Gummirohr eingebracht und in diesem durch ein ausrichtendes magnetisierendes
Feld von 100 Kilo-Örsted magnetisch ausgerichtet. Nach der magnetischen Ausrichtung
wurde das Rohr evakuiert, und sodann hydrostatisch unter einem Druck von 14 000kp/cm2 zu einem Stab
verdichtet. Der Stab wurde bei einer Temperatur von 1100°C '/2 Stunde lang gesintert. Der gesinterte Stab
hatte eine Packungsdichte von 95%. Nach Magnetisierung bei Zimmertemperaturen in einem Feld von 100
Kilo-Örsted wurden seine magnetischen Eigenschaften bestimmt. Er wrde sodann bei einer Temperatur von
90O0C für eine Zeitdauer von 12 Stunden gealtert und nach Magnetisierung bei Zimmertemperaturen in einem
Feld von 100 Kilo-Örsted wurden die magnetischen Eigenschaften des wärmegealterten Stabes bestimmt.
Die Ergebnisse waren die folgenden:
Sättigungsinduktion B,
Remanenze B,
Koerzitivfeldstiirke //,
Eigenkoerzitivfeldstärke H1,
Maximales Energieprodukt
(BH)
Remanenze B,
Koerzitivfeldstiirke //,
Eigenkoerzitivfeldstärke H1,
Maximales Energieprodukt
(BH)
Gesin | Gealtertes |
tertes | (900 C) |
Produkt | gesintertes |
Produkt | |
10 490 | 10 500 |
9 500 | 9 500 |
- 6 9(M) | 8 900 |
- 17 6(M) | - 17 800 |
I() S | 21.8 |
r> Eine normale chemische Naßanalyse des gealterten
gesinterten Produkts ergab, daß es aus 63,3 Gewichtsprozent Kobalt, 20,2 Gewichtsprozent Samarium und
15,9 Gewichtsprozent P'iseodym bestand.
4|) Beispiel 5
Eine Basislegierung wurde aus 15 Gewichtsprozent Lanthan, 16,8 Gewichtsprozent Samarium und 68,2
Gewichtsprozent Kobalt gebildet. Eine Zusatzlegierung wurde aus 40,8 Gewichtsprozent Kobalt und 59.2
·»■·> Gewichtsprozent Samarium gebildet. Die Grundlegierung
und die Zusatzlegierung waren jeweils in Pulverform und wurden miteinander zu einer Mischung
vermischt, die etwa 60,8 Gewichtsprozent Kobalt. 10,7 Gewichtsprozent Lanthan und 28,5 Gewichtsprozent
-.o Samarium enthielt.
Das zur Bildung des gesinterten Produktes und zu seiner Magnetisierung angewandte Verfahren war das
gleiche, wie bei Beispiel 4. Das Produkt wurde bei einer Temperatur von 9O0°C 16 Stunden lang wärmegealiert
Nach Magnetisierung bei Zimmertemperaturen in einem Feld von 100 Kilo-Örsted wurden die magnetischen
Eigenschaften des wärmegealterten Stabes bestimmt Die Ergebnisse waren die folgenden:
Ucsin- | Gealtertes |
lcrlcs | (900 C) |
Produkt | gesintertes |
Produkt |
Remanenze BT (Gauß) 7 000 6 800
Koerzitivfeldstärke H1 -6 350 6 500
(Örstcdt)
Gesin-
lertes
Produkt
dc.illcrtcs
I1I(HI ι.')
gesintertes
I'rcHhikl
I1I(HI ι.')
gesintertes
I'rcHhikl
Eigenkoerzitivfeklstiirke H1,
(Örsted)
Maximales Energicproükt
(ö//),„„v(106 G-Oe)
-:>3 700 -28 000
ll.fi 11.0
Bei diesem Beispiel wurden zwei Verfahren angewendet, um die Wärmealterung nach dem Sintern
durchzuführen.
Eine Grundlegierungsschmelze und eine Zusatzlegierungsschmelze
wurden unter gereinigtem Argon durch Lichtbogenschmelzung gebildet und in Blöcke gegossen.
Die Grundlegierung wurde aus 66 Gewichtsprozent Kobalt, 17 Gewichtsprozent Samarium und 17 Gewichtsprozent
Cer-Mischmetall gebildet. Die Zusatzlegierung wurde aus 39,9 Gewichtsprozent Kobalt und
60,1 Gewichtsprozent Samarium gebildet. Jeder Block wurde in gleicher Weise wie bei Beispiel I in Pulverform
gebracht, dessen Teilchengröße etwa 1 bis etwa 10 μηι
Durchmesser bei einer durchschnittlichen Größe von etwa 6 μηι betrug.
1596,2 g dei Grundlegierung wuiden mit 153,8 g der
Zusatzlegierung gründlich vermischt, um eine Mischung von 63.25 Gewichtsprozent Kobalt, 21,05 Gewichtsprozent
Samarium und 15,7 Gewichtsprozent cerreiches Mischmetall zu bilden.
Ein Teil der Mischung wurde in einem Gummirohr eingebracht und in diesem durch ein ausrichtendes
inagnetisierendes Feld von 60 Kilo-Örsted magnetisch
ausgerichtet und dann unter ein.m Druck von 14000 kp/cm2 verdichtet, um einen Stab A zu bilden. Ein
zweiter Stab B wurde von einem zweiten Teil der Mischung in gleicher Weise gebildet. Jeder Stab hatte
etwa das gleiche Gewicht und im wesentlichen die gleichen Abmessungen, d. h., jeder Stab hatte einen
Durchmesser von etwa 7,6 mm und eine Länge von etwa 25,4 mm.
Der Stab A wurde bei einer Temperatur von 1O75°C eine Stunde lang gesintert. Er wurde sodann in der
Retorte auf Zimmertemperatur abgekühlt und in dem Ofen auf die Wärmealterungstemperatur von 9500C
wiedererwärmt. Er wurde 15 Stunden lang bei 9500C
gehalten und dann in der Retorte auf Zimmertemperatur abgekühlt.
Der Stab B wurde bei einer Temperatur von 1O75°C eiine Stunde lang gesintert. Er wurde jedoch sodann bei
einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 3,3°C pro Minute auf die Wärmealterungstemperatur von 950°C im Ofen
abgekühlt. Er wurde 15 Stunden lang bei 950° C gehalten
und dann in der Retorte auf Zimmertemperatur abgekühlt.
Nach Magnetisierung der Stäbe A und B in gleicher Weise bei Zimmertemperatur in einem magnetisierende:n
Feld von 100 Kilo-Örsted wurden ihre magnetischen Eigenschaften wie folgt bestimmt:
Stub Λ | Slab B | |
nach dem Sintern | nach dem Sintern | |
iiul" Zimmertemperatur | im Ofen aiii" | |
abgekühlt | Wärmealterungs- | |
l'.-mperatur abgekühlt | ||
Kocr/itivlclüstiirkc //, (Örst^lt) | -4.2 | -7.8 |
Eigenkoerzitivfeldstärke H11 (Örsted) | -4.9 >- | 15 |
Sättigungsinduktion ö, (Gauß) | 9.5 | 9,3 |
Remanenze Br (GauU) | 9,1 | 8,8 |
Maximales Energieprodukt (BH),„,n | 17.7 | 18,9 |
(GauU-Örsted) | ||
Dichte | 8.18 | 8,17 |
Packungsdichte | 97,4% | 97.3% |
Ausrichtung | 0,985 | 0,974 |
Rcchteckigkeitsfaktor Hk | -3,8 | -7.6 |
Die oben aufgeführten magnetischen Eigenschaften der Stäbe A und B zeigen die deutlichen Verbesserungen,
die erhalten werden, wenn das gesinterte Produkt durch langsames Abkahlen in einem Ofen auf die
gonaue Alterungstemperatur wärmegealtert wird Beispielsweise wird die normale Koerzitivfeldstärke /.'cfast
verdoppelt und die Ei~enkoerzitivfeldstärke Ha mehr
als verdreifacht Der Rechteckigkeitsfaktor Hk ist
ebenfalls erheblich erhöht, was eine deutliche Erhöhung =,<■, des Widerstandes gegen Entmagnetisierung anzeigt
Genauer gesagt hilft die Größe Hk die Rechteckigkeit
der 4irM-Entmagnetisierungskurve zu kennzeichnen.
Hk ist das EntmagnetisierungsfekJ, das erforderlich ist
um die Magnetisierung um 10% unter die remanente
bo Induktion ßrzu senken. Das heißt 4nMk ist gleich 0,9 Br
und Hk ist die entsprechende Feldstärke. Ht- ist ein
nützlicher Parameter zur Errechnung des Entmagnetisierungswiderstandes.
Hierzu 2 Blatt Zetchnun»cn
Claims (9)
1. Verfahren zur Herstellung einer gesinterten Dauermagnetlegierung auf der Basis von Kobalt und s
Seltenen Erdmetallen (SE) mit einem höheren Gehalt an Seltenen Erdmetallen, als der Zusammensetzung Cos (SE) entspricht, dadurch gekennzeichnet, daß man eine pulverförmige Mischung
aus bis zu 30% einer Legierung, die einen höheren :o Gehalt an Seltenen Erdmetallen, als der Zusammensetzung Co5 (SE) entspricht, und einer Legierung der
Zusammensetzung Co5(SE) herstellt, diese Mischung in üblicher Weise preßt und sintert und
danach den Sinterkörper bei einer Temperatur zwischen der Temperatur, bei der gesintert wurde,
und einer um 4000C darunter liegenden Temperatur
so lange glüht, bis sich die auf die Magnetisierung und/oder auf die Induktion bezogene Koerziüvfeldstärke um mindestens 10% gegenüber der Koerzi-
tivfeldstärkertts ungeglühten Sinterkörpers erhöht
2. Verfaliren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Sinterkörper mit 80 bis 100% der
theoretischen Dichte hergestellt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß ein Sinterkörper von mindestens 87%
der theoretischen Dichte hergestellt wird.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß als SE Samarium,
Samarium und Cer, Samarium und Mischmetall, m Samarium und Praseodym oder Samarium und
Lanthan gewähl· wird.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Glühtemperatur
zwischen 100 und 3000C unter der Temperatur liegt, «
bei der gesintert wurde.
G. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5,
dadurch gekennzeichnet, daß der Sinterkörper nach der Sinterung im Ofen auf Glühtemperatur abgekühlt wird.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß die gesinterte und
geglühte Legierung zerkleinert wird.
8. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß die zerkleinerte Legierung mit einer r,
biegsamen Masse abgebunden wird.
9. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß die zerkleinerte Legierung mit einer
metallischen Masse abgebunden wird.
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---|---|---|---|
OD | Request for examination | ||
8235 | Patent refused |