DE2507105A1

DE2507105A1 - Permanentmagnetisches material mit samarium, kobalt, kupfer und eisen, verfahren zur herstellung und verwendung des materials

Info

Publication number: DE2507105A1
Application number: DE19752507105
Authority: DE
Inventors: Anton Dipl Phys Dr Menth; Anthony J Dr Perry; Ulrich Spinner
Original assignee: BBC Brown Boveri AG Switzerland; BBC Brown Boveri France SA
Current assignee: Ugimag Recoma Ag Lupfig Ch Aimants Ugimag Sa
Priority date: 1974-12-18
Filing date: 1975-02-19
Publication date: 1976-07-01
Also published as: US4082582A; NL7514614A; GB1523712A; CA1030367A; DE2507105C2; GB1523460A; JPS5186791A; FR2295541A1; CH601484A5; FR2295541B1

Description

BBC Aktiengesellschaft Brown, Boveri & Cie., Baden (Schweiz)

Permanentmagnetisches Material mit Samarium, Kobalt, Kupfer und Eisen. Verfahren zur Herstellung und Verwendung des Materials.

Die Erfindung bezieht sich auf permanentmagnetisches Material mit Samarium, Kobalt, Kupfer und Eisen, auf ein Verfahren zur Herstellung eines derartigen Materials und auf eine Verwendung desselben.

Material der vorgenannten Art ist beispielsweise von H. Senno und Y. Tawara in IEEE Transactions on Magnetics, Vol. Mag. 10, No. 2, June 1974, S. 313 ff beschrieben worden, ist aber auch aus der DT-OS 2 40 6 78 2 bekannt. Hiernach zeichnen sich insbesondere SmCeCoFeCu-Legierungen innerhalb der 1-5- bis 2-17-Zusammensetzung durch eine hohe Koerzitivkraft jH und eine gute Remanenz B bei einem gegenüber ausschliesslich kupfer-

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gehärtetem SmCo-Magnetmaterial verbesserten Energieprodukt (BH) aus. Diese guten Eigenschaften werden durch Zusätze von Cer und Eisen zu den SmCoCu-Legierungen erzielt. Diese Eigenschaften sind aber in erheblichem Umfange von dem zugesetzten Cer und dem Verhältnis desselben zum Kobalt-, Kupfer- und Eisenanteil abhängig.

Es ist Aufgabe der Erfindung, ein neues permanentmagnetisches Material mit Samarium, Kobalt und Kupfer anzugeben, welches auch ohne den Zusatz von Cer über hervorragende magnetische Eigenschaften verfügt und gleichzeitig in einem einfachen und wirtschaftlichen Verfahren hergestellt werden kann, wobei dieses Verfahren darüber hinaus eine erhebliche Verbesserung der magnetischen Eigenschaften des neuen Materials bewirkt.

Die Aufgabe wird gemäss der Erfindung dadurch gelöst, dass das permanentmagnetische Material die Zusammensetzung Sm(Co

ι—χ—y

Fe Cu ) aufweist, wobei 0<;x<;0,2, 0,l<y<0,3 und 6,5-Os<7,5.

Werden geeignete Verfahren bei der Herstellung dieses permanentmagnetischen Materials angewendet, so weisen die Materialien nach der Erfindung nicht nur mindestens ebenso gute magnetische Eigenschaften auf wie bekannte Materialien , sondern es muss zu einer kupfergehärteten Ausgangslegierung gegebenenfalls auch nur eine einzige Legierungskomponente, nämlich Eisen, zugesetzt werden.

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Ein geeignetes Herstellverfahren ist dadurch gekennzeichnet, dass die aus den Elementen erschmolzene Legierung zur Wärmebehandlung zunächst auf Temperaturen zwischen 1150 bis 1250°C erhitzt wird. Durch diese Massnahme wird ein Material mit einem grobkörnigen Gefüge, welches im allgemeinen aus millimetergrossen, statistisch orientierten Einkristallkörnern besteht, erzeugt. Jedes Korn stellt hierbei einen fast perfekt ausgerichteten Permanentmagneten dar. Durch eine nachfolgende rasche Abkühlung, beispielsweise in Argon oder flüssigem Stickstoff, können die Eigenschaften des wärmebehandelten permanentmagnetischen Materials noch verbessert werden.

Es empfiehlt sich aber auch, das Material in einem zweiten Schritt noch einer weiteren Wärmebehandlung zu unterziehen und es auf Temperaturen zwischen 750 und 850 C zu erhitzen. Insbesondere nach einer einstündigen Temperung bei ca. 820 C werden ganz beträchtliche Verbesserungen der magnetischen Eigenschaften, erreicht.

Diese Verfahrensschritte bewirken jedoch nicht nur bei dem genannten SmCoCuFe-Material, sondern auch bei nichteisenhaltigem SmCoCu-Material eine Verbesserung der magnetischen Eigenschaften.

Weitere Merkmale und Vorteile der Erfindung ergeben sich aus

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den nachstehend beschriebenen Ausführungsbeispielen, welche durch Tabellen und Figuren weiter erläutert sind.

Hierbei zeigt:

Fig. 1 die magnetischen Kenngrössen Kniefeldstärke H^, Koerzitivfeldstärke _TH und Remanenz B von perma-

Ic r

nentmagnetischen Materialien der Zusammensetzung

^Sm(Co0,84-x ^Fex ^Cu0,16^}6,85 ⁱⁿ Abhängigkeit vom Eisenanteil X"

a) für "wie gegossene", kugelförmige Einkristallpermanentmagnete nach 1-stündiger Wärmebehandlung bei 1250⁰C und anschliessender rascher Abkühlung in Argon,

b) für wie gegossene, kugelförmige Einkristallpermanentmagnete nach 1-stündiger Wärmebehandlung, anschliessender rascher Abkühlung in Argon und weiterer 1-stündiger Wärmebehandlung bei 790°C,

Fig. 2 die Hvsteresisschleife eines kugelförmigen Einkristallpermanentmagneten aus einer Legierung der Zusammensetzung Sm(Co_{n Oll} Cu_n ._) _ _QC, welche nicht wärme-

U jot U,Xb b,OO

behandelt wurde ("wie gegossener" Zustand der Legierung)

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Fig. 3 die Hysteresisschleifen eines kugelförmigen Einkristall permanentmagneten aus einer Legierung der Zusammensetzung Sm(Co₀^₈₀ Fe_n^₁₊ Cu_o>16> _6>85

a) im "wie gegossenen" Zustand ohne Wärmebehandlung,

b) im "wie gegossenen" Zustand nach einer 1-stündigen Wärmebehandlung bei 12 30 C, anschliessender Abkühlung in Argon und einer weiteren Wärmebehandlung bei 8 50⁰C,

Fig. 4 Gefügeschliffbxlder des permanentmagnetischen Materials der Fig. 2, 100-fach vergrössert,

a) im "wie gegossenen" Zustand ohne Wärmebehandlung,

b) im "wie gegossenen" Zustand nach einer Behandlung gemäss Fig. 2b),

Fig. 5 die magnetischen Kenngrössen

a) Kniefeldstärke H„ und Remanenz B^

b) Koerzitivfeidstärke _TH

ι c

von permanentmagnetischem Material der Zusammensetzung Sm(Co_{n olI} Cu_{n nc})_{c oc}(bezeichnet durch die 0,o4 ü,Xb b,oo

Messpunkte X) und Sm(Co_n^_n Fe_n^ Cu^g)^^ (bezeichnet durch die Messpunkte Δ) nach einer 1-stündigen Wärmebehandlung bei verschiedenen Glühtemperaturen T (⁰C), nachfolgender rascher Abkühlung und einer weiteren

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l-stündigen Wärmebehandlung bei 790 C, und

Fig. 6 die magnetischen Kenngrössen

a) Kniefeldstärke H„ und

b) Koerzitivfeldstärke _TH

I c

von permanentmagnetischem Material der Zusammensetzung Sm(Co_{n Oh} Cu_{n 1C})_{C O}r (bezeichnet durch die U,oH U , Ib b , bo

Messpunkte X) und Sm(Co^₈₀ Fe^₀₄ Cu^g)^,. (bezeichnet durch die MesspunkteA) nach 1-stündiger Wärmebehandlung bei 1230⁰C, nachfolgender rascher Abkühlung und einer weiteren l-stündigen Wärmebehandlung bei Temperaturen T (°C).

I. Beispiel

In einem ersten Ausführungsbexspiel wurden folgende eisenhaltige Legierungen hergestellt:

^{e Sm(C}°0,80 ^Fe0,04 ^O.ieV

2. _{0>76 0j08 O)166>85}

3. Sm(Co₀₎₆₇ Fe_0jl7 Cu_Ojl6)g_j85

**· ^Sm(Co0,82 ^Fe0,04 ^Ο,ΐΛ

5. Sm(Co^_i78 Fe_0>08 Cu_n^)₇

⁶· ^Sm(Co0,85 ^Fe0,04 ^Cu0,ll^}7,25 7.

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Alle Materialproben wurden aus den Elementen Samarium, Kobalt, Kupfer und Eisen in einem Induktionsofen erschmolzen. Als Ausgangsmaterialien wurden 99,9 % reines Samarium, 99,99 % reines Kobalt, sauerstoffarmes 99,99 9 % reines Elektrolytkupfer und über 99,9 % reines Armco-Eisen verwendet. Die Metalle wurden in grob zerkleinerter Form in einen Bornitridtiegel gegeben und unter hochreinem Argon bei ca. 1400 C geschmolzen. Die Schmelze wurde unter langsamer Abkühlung zum Erstarren gebracht und das erstarrte Material weiter abgekühlt.

In einem ersten Verfahrensschritt wurden die Legierungsproben ca. 1 Stunde bei Temperaturen zwischen 1150 und 1250 C, vorzugsweise aber bei etwa 1200 C, geglüht und danach rasch abgekühlt. Diese rasche Abkühlung erfolgte beispielsweise durch Abkühlen in Argon oder in flüssigem Stickstoff.

Das auf diese Weise gebildete permanentmagnetische Material weist ein aus bis zu 5mm grossen Körnern bestehendes Gefüge auf, in dem jedes Korn einen fast vollständig ausgerichteten Permanentmagneten darstellt. Hierbei sind die kristallographischen und damit auch die magnetischen Vorzugsrichtungen statistisch über das Material verteilt.

In einem zweiten Verfahrensschritt wurden die Materialien noch einer zusätzlichen Wärmebehandlung in hochreinem Argon

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oder im Vakuum unterzogen. Hierbei wurden die Legierungsproben über einen Zeitraum von ca. 1 Stunde auf Temperaturen zwischen 750 und 850°C, vorteilhafterweise aber auf 820°C, erhitzt.

Aus den grobkörnigen SmCoCuFe-Legierungen wurden in einer Mahlvorrichtung kugelförmige, einkristalline Proben von ca. 2mm Durchmesser herausgemahlen und anschliessend durch Pulsen in einem bis zu 60 kOe starken magnetischen Gleichfeld vollständig aufmagnetisiert. Mit Hilfe eines Magnetometers wurden von den Probekugeln in einem Feld von maximal 2 3 kOe die Entmagnetisierungskurven aufgenommen, aus denen die verschiedenen agnetischen Kenngrössen wie Koerzitivfeldstärke _TH , Knie-

feldstärke H„ und Remanenz B entnommen wurden,
κ r

In der nachfolgenden Tabelle 1 sind die Kenngrössen für die Legierungen 1-7 zusammengestellt. Hieraus ist zu entnehmen, dass fast alle Legierungen ebenso gute oder bessere Werte

der Koerzitivfeldstärke _TH und der Remanenz B aufweisen

Ic r

als bekannte Legierungen mit Samarium, Kobalt, Kupfer und
Eisen, etwa Legierungen gemäss der DT-OS 2 406 782. Aus
dieser Tabelle ist aber auch zu entnehmen, dass alle Legierungen der Zusammensetzung Sm(Co _ Fe Cu ).. in einem
näherungsweise durch die Grenzen 0-<£.x<.0,2; 0,l-cy-c.0,3 und 6,5<z-c:7,5 bestimmten Bereich über hervorragende magnetische Eigenschaften verfügen.

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Tab. 1: Magnetische Kenngrössen der SmCoFeCu-Legierungen 1-7.

Legierung	_TH (kOe) 1 C	H„ (kOe)	B (kG)	Sm(Co_n ... Fe Cu_n , _c)_{c oc} 0,84-x x 0,16 6,85	5,2	4,2	9,8	^Sm(C°0,8 6-x^Fex^Cu0,14⁾7	4,4	2,0	8,4	^Sm(C°0,89-x^Fex^Cu0,ll⁾7,25	1,8	0,4	11,2
	Sm(Co a_nFe_{n nil}Cu_n ,_fi)- _ft(- U, ου U,U4 U₅-Lb 0,00	4,8	3,0	8,1	^Sm(CO0,82^Fe0,04^Cu0,14⁾7	4,0	3,0	10,8	^^C°0,85^Fe0,04^0,ll>7,25	1,6	0,6	10,8
Sm(Co „ Fe _n0Cu ..).	1,2	0,5	10,1	Sm(Co₀^₇₈Fe_n^₀₈Cu_0jl4)₇	^Sm(Co0,80^Fe0,09^Cu0,ll⁾7,25
^SmCCo0,67^Fe0,17^Cu0,16⁾6,85

Die Messergebnisse der Legierungen 1-3 der Tab. 1 sind in graphischer Form in der Figur Ib dargestellt. Entsprechende Messergebnisse dieser Legierungen nach teilweiser Wärmebehandlung sind in Fig. la zusammengefasst. Diesen Kurvenist zu

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entnehmen, dass die Koerzitivfeidstärke _TH und die Kniefeld-

Ic

stärke H sowohl von vollständig wärmebehandelten als auch von κ

nur teilweise wärmebehandelten Legierungen bei einem Eisenanteil X von 0,05 einen optimalen Wert erreichen. Durch den zur vollständigen Wärmebehandlung führenden zweiten Verfahrensschritt werden Koerzitiv- und Kniefeldstärke jedoch noch erheblich verbessert.

Bei einem Eisen- und Kobaltgehalt zwischen 7 3 und 75 Atomprozent erreicht die Kniefeldstärke H₁., gemessen in (kOe), etwa

is.

den halben Wert der Remanenz B , gemessen in CkG). Magnetmaterial dieser Art ist durch ein besonders hohes Energieprodukt ausgezeichnet, während solches mit steigendem Eisen-und Kobaltanteil auch eine zunehmende Remanenz, jedoch eine sich beträchtlich verringernde Koerzitiv- und Kniefeldstärke aufweist, wohingegen Material mit abnehmendem Eisen- und Kobaltanteil zwar einen Anstieg von Koerzitiv-und Kniefeldstärke aufweist, jedoch durch eine Abnahme der Remanenz gekennzeichnet ist.

II. Beispiel

In einem zweiten Ausführungsbeispiel wurden folgende nichteisenhaltige Legierungen hergestellt:

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Alle Legierungen wurden aus den Elementen Samarium, Kobalt

und Kupfer entsprechend den eisenhaltigen Legierungen des Ausführungsbexspiels II erschmolzen,wärmebehandelt und magnetometrisch vermessen.

In der nachfolgenden Tabelle 2 sind die magnetischen Kenngrössen dieser Legierungen zusammengestellt. Hieraus ist ersichtlich, dass fast alle Legierungen Werte der Koerzitivfeidstärke und der Remanenz aufweisen, welche die entsprechenden Werte stöchiometrisch gleichartiger.aber auf anderem Wege hergestellter Legierungen - etwa Legierungen gemäss der DT-OS 1 915 358 - übertreffen.

Tab. 2: Magnetische Kenngrössen der SmCoCu-Legierungen 8-10.

Legierung	I^Hc (kOe)	H_K (kOe)	B_r (kG)
^Sm(Co0,8H ^O.ieVeS	5,4	U,6	9,1
^Sm(CO0,86 ^CUO,1U⁾7	4,0	2,8	9,5
^Sm(C°0,89 ⁰VlI^,25	!,«♦	0,2	11,0

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Den vorstehend aufgeführten Tabellen 1 und 2 ist zu entnehmen, dass bei geeigneter Wärmebehandlung eisenhaltige SmCoCu-Legierungen Kniefeldstärken H von über 1 kOe, nichteisenhaltige bis zu 3 kOe erreichen. Die Bedeutung derartig hoher Werte der Kniefeldstärke wird nachfolgend anhand der Fig. 2 erläutert.

In der in Fig. 2 dargestellten Hysteresiskurve ist die Magnetisierung M = 4/hl (kG) einer kugelförmigen Einkristallprobe der Zusammensetzung Sm(Co_{n oil} Cu_n -, -) ~ _oc gegen die Feldstärke H

U₅OH U ,Ib D)OJ

(kOe) aufgetragen. Eine idealisierte Entmagnetisierungskurve ist gestrichelt dargestellt. Eine solche Kurve ist durch die vorgegebenen Werte der Koerzitivfeldstärke _TH und der Remanenz B durch die maximale Steigung - = 3 der Entmagnetisierungs kurve eines kugelförmigen Permanentmagneten im Bereich verschwindender Magnetisierung M, sowie durch den zur H-Achse parallelen Verlauf einer solchen Kurve im Bereich maximaler Magnetisierung M gegeben. Wird diejenige Feldstärke als Knie-

feldstärke H„ definiert, welche sich aus dem Abstand zwischen κ.

der durch den Ursprung gelegten und der unverschobenen Entmagnetisierungskurve im Bereiche des Knies der Entmagnetisierungskurve durch Schneiden beider Kurven mit einer im Abstand 0,9 B (G) gelegten Parallelen zur Η-Achse ergibt, so ist aus der Fig. 2 zu entnehmen, dass die Kniefeldstärke H₁. bei der idealisierten Kurve gleich der Koerzitivfeldstärke ,.Η , im Falle der SmCoCu-Legierung wegen der zu geringen

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Steigung der Entmagnetisierungskurve jedoch nur ein Bruchteil der Koerzitivfeldstärke ,H ist. Wegen der geringen Kniefeldstärke H_x. ist das Energieprodukt (BH) dieses permanently max

magnetischen Materials nicht sehr gross.

Nun haben aber die Erfinder erkannt, dass die in der Fig. 2 abgebildete Hysteresiskurve durch eine Zweiphasenstruktur der SmCoCu-Legierung bestimmt wird. Die geringe Kniefeldstärke und damit auch das niedrige Energieprodukt dieser Legierung ist eine Folge einer relativ weichen magnetischen 2-17-Phase, vermutlich einer Sm₉CCo₁ _ Cu ) „-Phase mit χ^Ο,Ι, welche in einer hartmagnetischen Sm(Co Cu ) -Phase mit 5^x^.6 und 0,l<y<.0,3 eingebettet ist. Durch Zugabe von Eisen zur SmCoCu-Ausgangslegierung und durch geeignete Wärmebehandlung dieser SmCoCuFe-Legierung aber auch allein durch eine geeignete Wärmebehandlung der SmCoCu-Ausgangslegierung gelang es der Erfindern unter Beibehaltung der Koerzitivfeldstärke _H die Kniefeldstärke H,, und damit das Energieprodukt ganz erheblich zu steigern, daneben aber auch noch die Remanenz zu erhö-^hen.

So konnte die Kniefeldstärke der Legierung Sm(Co_n _. Cu_n , _c)_ _oc,

U , ο M- U , Xb ο , ο ο

welche nach Fig. 1 im "wie gegossenen" Zustand nur 2,4 kOe betrug, durch die Wärmebehandlung nach der Erfindung gemäss Tab. auf 4,6 kOe und somit auf Energieprodukte von weit über 20 MGOe gesteigert werden.

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Anhand der Hysteresiskurven der Fig. 2 ist der Einfluss der Wärmebehandlung auf eine eisenhaltige SmCoCu-Legierung zu erkennen. Hiernach ist die Kniefeldstärke H_v der Legierung nach Durchführung der Wärmebehandlung von 2,0 kOe im "wie gegossenen" Zustand auf das 0,8-fache der Koerzitivfeidstärke _TH angewachsen (H^ = 5,2ft/ 0,8 · ,H (kOe), wobei _TH =6,8 kOe. Aufgrund dieser vergrösserten Kniefeldstärke liegt das Energieprodukt dieser Legierung bei ca. 25 MGOe.

Den Schliffbildern a), b) der Fig. 4· ist die Zweiphasenstruktur und deren Aenderung bei Durchführung der erfindungsgemässen Wärmebehandlung zu entnehmen, a) stellt das 100-fach vergrösserte Schliffbild einer Sm(Co^₈₀ Fe_Q>04 Cu_Q>1β)_gj85-Legierung dar, wobei die hellen Stellen eine relativ weiche magnetische 2-17-Phase und die dunklen eine hartmagnetische 1-5-Phase darstellen. Es fällt auf, dass die noch nicht wärmebehandelte Legierung bereits im "wie gegossenen Zustand" eine ausgeprägte Entmischung zeigt, erkenntlich an der scharfen Abgrenzung der¹ hellen und dunklen Bereiche gegeneinander.

Im Gegensatz dazu weisen nichteisenhaltige Legierungen im "wie gegossenen" Zustand eine erheblich stärkere Vermischung beider Phas*en auf.

Nach Durchführung der erfindungsgemässen Wärmebehandlung werden

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die Phasen noch stärker entmischt (erkenntlich an der Gleichmässigkeit der Phasenstruktur und den scharfen Phasengrenzen der Legierungsprobe nach Fig. Ub). Der gleiche Entmischungseffekt tritt bei Durchführung derselben Wärmebehandlung bei SmCoCu-Legierungen auf.

Den Kurven der Fig. 5 ist zu entnehmen, wie durch geeignete Wahl der Glühtemperatur die Knie- und die Koerzitivfeldstärken sowohl von eisen- als auch von nichteisenhaltigen SmCoCu-Legierungen optimiert werden können. Der Temperaturbereich zwischen 1190 und 1250°C erweist sich nach 1-stündigem Glühen als besonders geeignet. So wurde bei einer Sm(Co„ gn^Fen OH

Cu_n -, r.) r- or-Probe nach 1-stündigem Glühen bei 1230 C, nach-U , Ib b , ο 5

folgendem Abkühlen und weiterer einstündiger Wärmebehandlung bei 790°C die Kniefeldstärke H₁, von 1,8 kOe auf 4,6 kOe und damit das Energieprodukt von 12 MGOe auf fast 20 MGOe gesteigert.

Entsprechend ist der Fig. 6 zu entnehmen, dass durch geeignete Wahl der Temperatur bei der zweiten Wärmebehandlung die Knie- und die Koerzitivfeldstärken sowohl von eisen- als auch von nichteisenhaltigen SmCoCu-Legierungen optimiert werden können. Der Temperaturbereich zwischen 750 und 850 C erweist sich nach 1-stündiger Wärmebehandlung als besonders geeignet. Bei einer

geglühten ^Sm(Co ₀,80^Fe0,04^Cu0,16⁾6,85~^{Probe wurde nach} 1-stündiger Wärmebehandlung bei 825°C die Kniefeldstärke auf 5,8 kOe und damit das Energieprodukt weit über 2 5 MGOe gesteigert.

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Um aus dem aus der Schmelze gewonnenen, grobkörnigen permanentmagnetischen Material beliebig grosse Magnetkörper herzustellen, können zwei Wege beschritten werden. Durch gerichtete Erstarrung können entweder grosse Einkristalle gezogen oder durch Zermahlen des grobkörnigen Materials zu Pulver, durch Ausrichten, Verpressen und Sintern des Pulvers ausreichend grosse Magnetkörper hergestellt werden. Bei dem pulvermetallurgischen Verfahren zur Herstellung der Magnetkörper erweist es sich als besonders vorteilhaft, dass die Teilchengrösse des durch den Mahlvorgang gewonnenen Pulvers nicht kritisch ist, da die magnetischen Eigenschaften der Materialien gemäss der Erfindung durch Ausscheidungshärtung erhalten werden und nicht mehr durch Domänenbildung und Domänenwandverschiebungen verändert werden können.

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Claims

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1. Permanentmagnetisches Material mit Samarium, Kobalt, Kupfer und Eisen, gekennzeichnet durch die Zusammensetzung ₁^_x Fe_xCu )_z, wobei 0<rx<0,2 , 0,l<cy<0,3 und

2. Permanentmagnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge grobkörnig ist.

J. Permanentmagnetisches Material nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge aus millimetergrossen, statistisch orientierten, magnetischen Einkristallkörnern besteht.

4. Permanentmagnetisches Material nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch eine Zusammensetzung der Näherungsformel Sm(Co_1- Fe^Cu )₆ _Q^_f wobei 0^x^0,2 und 0,l<y<0,2.

5. Verfahren zur Herstellung von permanentmagnetischem Materi al durch Erschmelzen einer Legierung mit Samarium, Kobalt und Kupfer und gegebenenfalls Eisen, insbesondere Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die aus den Elementen erschmolzene Legierung auf Temperaturen zwischen 1150 und 125O⁰C erhitzt und danach gekühlt wird.

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6. Verfahren nach Anspruch 5» dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung bei etwa 1200 C ca. 1 Stunde geglüht und
danach vorzugsweise in flüssigem Argon oder Stickstoff gekühlt wird.

7. Verfahren nach Anspruch 5> dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung einer weiteren Wärmebehandlung unterzogen und auf Temperaturen zwischen 750 und 850⁰C erhitzt
wird.

8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung bei ca. 820⁰C ca. 1 Stunde wärmebehandelt wird.

9. Verwendung des permanentmagnetischen Materials nach Anspruch 1 als Ausgangswerkstoff bei der Herstellung von Permanentmagneten.

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