DE2507105C2

DE2507105C2 - Verfahren zur Herstellung von permanentmagnetischem Material, enthaltend Samarium, Kobalt, Kupfer und gegebenenfalls Eisen

Info

Publication number: DE2507105C2
Application number: DE2507105A
Authority: DE
Inventors: Anton Dipl.-Phys. Dr. Menth; Anthony J. Dr. Nussbaumen Perry; Ulrich Aeugst Spinner
Original assignee: Aimants Ugimag Sa Saint-Pierre-D'allevard Fr; UGIMAG RECOMA AG LUPFIG CH; Ugimag Recoma Ag Lupfig; Aimants Ugimag SA Saint Pierre D'allevard
Current assignee: Ugimag Recoma Ag Lupfig Ch Aimants Ugimag Sa
Priority date: 1974-12-18
Filing date: 1975-02-19
Publication date: 1984-07-26
Also published as: GB1523712A; US4082582A; CA1030367A; FR2295541A1; CH601484A5; DE2507105A1; FR2295541B1; JPS5186791A; GB1523460A; NL7514614A

Description

entsprechenden Komponenten Samarium, Kobalt-Kupfer, und gegebenenfalls Eisen unter Argonatmosphäre bei einer Temperatur von 140Q°C im Induktionsofen zu einer Legierung erschmolzen, daß daraufhin die Schmelze durch langsames Abkühlen zur Erstarrung gebracht, weiter abgekühlt und nochmals 1 h auf eine Temperatur zwischen 1150 und 1250°C erhitzt und danach rasch abgekühlt wird, derart, daß im Endprodukt ein Gefüge von millimetergroßen, statistisch orientierten, in ihrer magnetischen Achse ausgerichteten Einkristallkörnern erzeugt wird, und daß dasA/iaterial einer v/eiteren Wärmebehandlung in Form einer Glühung im Vckuum oder unter Argonatmosphäre während 1 h im Temperaturbereich zwischen 750 und 850⁰C unter^o^cn wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung des Materials der Formel

Sm(CoOuO FeowCuo .!< >)(*«

entspricht.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung des Materials der Formel

entspricht.

4. Verfahren nach Anspruch 1. dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung des Materials der Formel

entspricht.

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von permanentmagnetischem Material, enthaltend Samarium, Kobalt, Kupfer und gegebenenfalls Eisen.

Material der vorgenannten Art ist beispielsweise von H. Senno und Y.Tawara in IEEE Transaction.¹» on Magnetics, Vol. Mag. 10, No. 2, June 1974, S. 313 ff. beschrieben worden, ist aber auch aus der DE-OS 24 06 782 sowie aus der DE-OS 19 15 358 bzw. US-PS 35 60 200 bekannt. Hiernach zeichnen sich insbesondere SmCeCo-FeCu-Legierungen innerhalb der 1-5- bis 2-^-Zusammensetzung durch eine hohe Koerzitivfeldstärke /Hc und eine gute Remanenz B, bei einem gegenüber ausschließlich kupfergehärtetem SmCo-Magnetmaterial verbes.serten Energieprodukt (BH)_nuy 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.

In der Zeitschrift für Metallkunde Bd. 61,1970, Heft 6, Seiten 461 bis 470 wird die Entwicklung von Dauermagneten auf der Basis von Kobalt und seltenen Erdmetallen allgemein beschrieben. Dabei wird unter anderem neben dem pulvermetallurgischen Verfahren insbesondere die schmelzmetallurgische Methode für die kommer^: zielle Produktion erwähnt. Es ist außerdem bekannt, daß durch Aus.scheidungshärtung, welche zu mehrphasigen Gefügeausbildungen führt, die magnetischen Eigenschaften, insbesondere die Koerzitivkraft iH₍- verbessert werden können (siehe auch »Metallkunde für Ingenieure«, Akademische Vertragsgcsellschaft. Frankfurt am

ω Main 1970, Seiten 390 bis 397 und »Technische Mitteilungen Krupp«. Bd. 28. 1970, Heft 3/4, Seiten 121 bis 126). Phasendiagramme verschiedener binärer, Kobalt und seltene Erden enthaltender Systeme, welche einen gewissen Einblick in die zu erwartenden Gefügeumwandlungcn gestatten, sind an sich bekannt (vergleiche /.. B. DE-OS 21 21 514). Die sehnielzmcUillurgischc Herstellung von seltene Erden/Kobiill-l.egierungen ist unter linderem aus Kobalt. Nr. 32. September 1966. Seilen 117 bis 124 und Kobalt. Nr. 33. Dezember 1966. Seiten 175

t>5 bis 184 bekannt.

Die bekannten Legierungen sind noch verbesserungswürdig und weisen nicht in jeder Beziehung optimale magnetische Eigenschaften auf.

Es ist daher Aufgabe der Erfindung, geeignete Lcgicriings/.usamniensetzungen auszuwählen und durch ent-

sprechende Verfahrensmaßnahmen derart zu behandeln, daß im Endprodukt gezielte und für die jeweilige Verwendung optimale Eigenschaften bezüglich Koerzitivfeldstärke, Remanenz und Energieprodukt erreicht werden.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß im eingangs erwähnten Verfahren die der Formel

Sm(Co, .,-.,-Fe₁CUv)*
wobei

0 < χ < 0,17

011 0

0 < χ < 0,17
0,11 < y < 0,16
6,85 < ζ < 7,25

entsprechenden Komponenten Samarium, Kobalt, Kupfer, und gegebenenfalls Eisen unter Argonatmosphäre bei einer Temperatur von 1400°C im Induktionsofen zu einer Legierung erschmolzen, daß daraufhin die Schmelze durch langsames Abkühlen zur Erstarrung gebracht, weiter abgekühlt und nochmals ! h auf eine Temperatur zwischen 1150 und 1250° C erhitzt und danach rasch abgekühlt wird, derart, daß im Endprodukt ein Gefüge voti millimetergroßen, statistisch orientierten, in ihrer magnetischen Achse ausgerichteten Einkristallkörnern erzeugt wird, und daß das Material einer weiteren Wärmebehandlung in Form einer Glühung im Vakuum oder unter Argonatmosphäre während 1 h im Temperaturbereich zwischen 750 und 850⁰C unterzogen wird.

Durch Anwendung eines geeigneten Verfahrens bei der Herstellung dieses permanentmagnetischen M iterials wird bewirkt, daß die ausgewählten Werkstoffe nach der Erfindung nicht nur mindestens ebenso gute magnetisehe Eigenschaften wie bekannte Materialien aufweisen, sondern es muß zu einer kupfergehärteten Ausgangslegierung gegebenenfalls auch nur eine einzige Legierungskomponente, nämlich Eisen, zugesetzt werden.

Die vorgeschlagenen Verfahrensschritte bewirken nicht nur bei di.;n genannten SmCoCuFe-Material, sondem auch bei nichleisenhaltigem SmCoCu-Material eine Verbesserung der magnetischen Eigenschaften.

Die Erfindung wird anhand der nachfolgenden, durch Figuren und Tabellen näher erläuterten Ausführungsbeispiele beschrieben. Hierbei zeigt

Fig. 1 die magnetischen Kenngrößen Kniefeldstärke Hk. Koerzitivfeldstärke ;/-/<· und Remanenz B_r von permanentmagnetischen Materialien der Zusammensetzung

Sm(Co₀₍« _ ,F
in Abhängigkeit vom Eisenanteil χ

a) für »wie gegossene«, kugelförmige Einkristallpermanentmagnete nach 1 stündiger Wärmebehandlung bei 1250°C und anschließender rascher Abkühlung in Argon,

b) für »wie gegossene«, kugelförmige Einkristalipermanentmagnete nach 1 stündiger Wärmebehandlung, anschließender rascher Abkühlung in Argon und weiterer 1 stündiger Wärmebehandlung bei 790⁰C,

Fig.2 die Hysteresisschleife eines kugelförmigen Einkristallpermanentmagneten aus einer Legierung der Zusammensetzung

()bj(o.

welche nicht wärmebehandelt wurde (»wie gegossener« Zustand der Legierung),

Fig.3 die Hystercsisschleifen eines kugelförmigen Einkristallpermanentmagneten aus einer Legierung der Zusammensetzung 51.1

a) im »wie gegossenen« Zustand ohne Wärmebehandlung,

b) im »wie gegossenen« Zustand nach einer Istündsgcn Wärmebehandlung b?,i 1230"C. anschließender Ab- 5ί kühlung in Argon und einer weiteren Wärmebehandlung bei 850° C

F i g. 4 Gefügeschliffbilder des permanentmagnetischen Materials der F i g. 2.10Ofach vergrößert,

a) im »wie gegossenen« Zustand ohne Wärmebehandlung,

b) im »wie gegossenen« Zustand nach einer Behandlung gemäß F i g. 2b).

F i g. 5 die magnetischen Kenngrößen

a) Kniefeldstärke Hk und Remanenz B_r es

b) Koerzitivfeldstärke //-/,·

von permanentmagnetischem Material der Zusammensetzung

Sm(Co().s<Cuo.i,,)b.s',
(bezeichnet durch die Meßpunkte Λ]/und

(bezeichnet durch die Meßpunktc Λ) nach einer 1 stündigen Wärmebehandlung bei verschiedenen Glühtemperaturen T(⁰C). nachfolgender rascher Abkühlung und einer weiteren I stündigen Wärmebehandlung bei 790⁰C. und

IO

F i g. 6 die magnetischen Kenngrößen

a) Kniefeldstärke Hk und

b) Koemtivfeldstärke /W₁-

15

von permanentmagnetischem Material der Zusammensetzung

(bezeichnet durch die Meßpunkte A^und

(bezeichnet durch die Meßpunkte J) nach 1 stündiger Wärmebehandlung bei 1230"C, nachfolgender rascher Abkühlung und einer weiteren Istüncligen Wärmebehandlung bei Temperaturen T(⁰C).

I. Beispiel
In einem ersten Ausführungsbeispiel wurden folgende eisenhaltige Legierungen hergestellt:

1.

2. Sm(Coo7cFeo.nnCun lh)*.«;

3. Sm(Coo.(,7Feo.i7Cuoi*)t,.K5
4. Sm(COoAi Fen wCuo. 14)7

5. Sm(Coo7!,Fe,i._n>iCuou)7

6. SmfCOoxiFCiuuCun u)??*;

7.

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 99,999% 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 unier 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 !250⁰C, vorzugsweise aber bei etwa 1200⁰C, 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 5 mm großen Körnern bestehendes Gefüge auf. in dem jedes Korn einen fast vollständig ausgerichteten Permanentmagneten darstellt. Hierbei sind Jie 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 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. 2 mm Durchmesser herausgcmahlen 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 23 kOe die Enimagnetisierungskurven aufgenommen, aus denen die oo verschiedenen magnetischen Kenngrößen wie Koerzitivfeldstärke /W₁-. Kniefeldstärke Hk und Remanenz B_r entnommen wurden.

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 iH_c und der Remanenz B,- aufweisen als bekannte Legierungen mit Samarium, Kobait, Kupfer und Eisen, etwa Legierungen hü gemäß der DE-OS 24 06 782. Aus dieser Tabelle ist aber auch zu entnehmen, daß alle Legierungen der Zusammensetzung

SrrtfCoi _ .- ,Fe₁Cu₁),

in einem näherungsweise durch die Grenzen O < λ < 0,2; 0,1 < y < 0,3 und 6,5 < χ < 7,5 bestimmten Bereich über hervorragende magnetische Eigenschaften verfügen.

Tabelle 1 Magnetische Kenngrößen der SniCoFcCu-Legierungen 1 — 7.

Legierung	;A/,(kOe)	Hk (kOc)	MkG)
S m(COo.80 Feo.O+C Uo.l b)bJI5	5,2	4,2	9.8
Sm(Coo.7t-1^- eo.uKCuoj bjbas	4,8	3,0	8,1
Sm(Coo.b7 Fc₀J 7CUo₁I ti )h.85	1,2	0,5	10,1
Sm(Coojtb- ,Fc»Cuo.h)7
Sm(Coo.8.'Fe_0liMCuo.i4)7	4,4	2.0	8.4
Sm(Coo.78 FeojaCuo. 14 )7	4.0	3.0	10.8
Sm(Coo.8t-1 Fe^Cuo.i 1)7.25
Sm(Cooji')Fco.i>4Cuo.i 1)7.25	1.8	0,4	11.2
Sm(CoojioFeoo<)Cuo 11)7^5	1.6	0,6	10.8

Die Meßergebnisse der Legierungen 1—3 der Tab. 1 sind in graphischer Form in der Fig. Ib dargestellt. Entsprechende Meßergebnisse dieser Legierungen nach teilweiser Wärmebehandlung sind in Fig. la zusammengefaßt. Diesen Kurven ist zu entnehmen, daß die Koerzitivfeldstärke /M- und die Kniefeldstärke Hk sowohl von vollständig wärmebehandelten als auch von 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. ^2d

Bei einem Eisen- und Kobaltgehalt zwischen 73 und 75 Atomprozent erreicht die Kniefeldstärke Hk. gemessen in (kOe), etwa den halben Wert der Remanenz B_r, gemessen in (kG). 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:

9. Sm(CoojibCuo.i4)7 10. Sm(COOJiMCUo₁Ii)IJi

Alle Legierungen wurden aus den Elementen Samarium, Kobalt und Kupfer entsprechend den eisenhaltigen Legierungen des Ausführungsbeispiels Il erschmolzen, wärmcbehandelt und magnetometrisch vermessen.

In der nachfolgenden Tabelle 2 sind die magnetischen Kenngrößen dieser Legierungen zusammengestellt. Hieraus ist ersichtlich, daß fast alle Legierungen Werte der Koerzitivfeldstärke und der Remanenz aufweisen, welche die entsprechenden Werte stöchiometrisch gleichartiger, aber auf anderem Wege hergestellter Legie- ^ rungen — etwa Legierungen gemäß der DE-OS 19 15 358 — übertreffen.

Tabelle 2 Magnetische Kenngrößen der SmCoCu-Legierungen 8—10.

Legierung iH_c{kOe) Hx(kOe)

Sm(Coo.8bCuoj<)7 4,0 2,8 9,5

Sm(Co₀₃₉CUOj 1)7.25 1,4 02 11,0

Den vorstehend aufgeführten Tabellen 1 und 2 ist zu entnehmen, daß bei geeigneter Wärmebehandlung eisenhaltige SmCoCu-Legierungen Kniefeldstärken Hk von über 4 kOe, nichteisenhaltige bis zu 3 kOe erreichen. Die Bedeutung derartig hoher Werte der Kniefeldstärke wird nachfolgend anhand der F i g. 2 erläutert

In der in Fig.2 dargestellten Hysteresiskurve ist die Magnetisierung Ai=4;rI(kG) einer kugelförmigen Einkristallprobe der Zusammensetzung Sm(Coo*tCu_aib)f>ji5 gegen die Feldstärke H (kOe) aufgetragen. Eine idealisierte Entmagnetisierungskurve ist gestrichelt dargestellt. Eine solche Kurve ist durch die vorgegebenen

Werte der Koerzitivfeldstärke iH_c und der Remanenz B_r durch die maximale Steigung «* 3 der Entmagneti-

AH

sierungskurve eines kugelförmigen Permanentmagneten im Bereich verschwindender Magnetisierung M, sowie durch den zur //-Achse parallelen Verlauf einer solchen Kurve im Bereich maximaler Magnetisierung M gegeben. Wird diejenige Feldstärke als Kniefeldstärke H_K definiert, weiche sich aus dem Abstand zwischen 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 W-Achse ergibt, so ist aus der F i g. 2 zu entnehmen, daß die Kniefeldstärke Hk bei der idealisierten Kurve gleich der Koerzitivfeldstärke /H₁-, im Falle der SmCoCu-Legierung wegen der zu geringen Steigung der Entmagnetisierungskurve jedoch nur ein Bruchteil der Koerzitivfeldstärke /W₁- ist. Wegen der geringen Kniefeldstärke Hk ist das Energieprodukt (BH),_mt dieses permanentmagnetischen Materials nicht senr groß.

Nun haben aber die Erfinder erkannt, daß die in der F i g. 2 abgebildete Hysteresiskurve durch eine Zweiphasenstruktar 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 Sni2(C0] _ χ Cu,)i7-Phase mit χ ~ 0,1, welche in einer hartmagnetischen Sm(Coi _ _Λ Cu,-).,-Phase mit 5 < χ < 6 und 0,1 < y < 03 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 den Erfindern unter Beibehaltung der Koerzitivfeldstärke /W₁- die Kniefeldstärke W* und damit das Energieprodukt ganz erheblich zu steigern, daneben aber auch noch die Remanenz zu erhöhen.

So konnte die Kniefeldstärke der Legierung

welche nach F i g. I im »wie gegossenen« Zustand nur 2.4 kOe betrug, durch die Wärmebehandlung nach der Erfindung gemäß Tabelle 2 auf 4,6 kOe und somit auf Energieprodukte von weit über 20 MGOe gesteigert werden.

Anhand der Hysieresiskurven der F i g. 2 ist der Einfluß der Wärmebehandlung auf eine eisenhaltige SmCo-Cu-Legierung zu erkennen. Hiernach ist die Kniefeldstärke W*. der Legierung nach Durchführung der Wärmebehandlung von 2,0 kOe im »wie gegossenen« Zustand auf das 0,8fache der Koerzitivfeldstärke /W₁- angewachsen

(Hk = 5,2 » 0,8 · /W^kOe).

wobei /He = 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 Änderung bei Durchführung der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung zu entnehmen, a) stellt das lOOfach vergrößerte Schliffbild einer Sm(Coo.8oFeo.o4Cuo.i6)wwLegierung 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 der hellen und dunklen Bereiche gegeneinander.

Im Gegensatz dazu weisen nichteisenhaltige Legierungen im »wie gegossenen« Zustand eine erheblich stärkere Vermischung beider Phasen auf.

Nach Durchführung der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung werden die Phasen noch stärker entmischt (erkenntlich an der Gleichmäßigkeit der Phasenstruktur und den scharfen Phasengrenzen der Legierungsprobe nach F i g. 4b). Der gleiche Entmischungseffekt tritt bei Durchführung derselben Wärmebehandlung bei SmCo-Cu-Legierungen auf.

Den Kurven der Fig.5 ist zu entnehmen, wie durch geeignete Wahl der Glühlemperatur 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(COoSoFeUjVtCuOJbKeVPrObC nach Istündigem Glühen bei 1230°C, nachfolgendem Abkühlen und weiterer einstündiger Wärmebehandlung bei 790⁰C die Kniefeldstärke Hk 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 850⁰C erweist sich nach lstündiger Wärmebehandlung als besonders geeignet. Bei einer geglühlten Sir^Coo.noFeo.oiCuo.iekes-Probe wurde nach lstündiger Wärmebehandlung bei 825°C die Kniefeldstärke auf 5,8 kOe und damit das Energieprodukt weiter über 25 MGOe gesteigert.

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.

Hierzu 6 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Herstellung von permanentmagnetischem Material, enthaltend Samarium, Kobalt, Kupfer und gegebenenfalls Eisen, dadurch gekennzeichnet, daß die der Formel

Sm(Coi_, -,Fe₁Cu,),,
wobei

0 < χ < 0.17

0.11 < y < 0,16
6,85 < ζ < 7,25