DE3686043T2

DE3686043T2 - Dauermagnetherstellung aus einer seltenerd-uebergangsmetall-bor-legierung sehr niedriger koerzivitaet.

Info

Publication number: DE3686043T2
Application number: DE8686309635T
Authority: DE
Inventors: Robert Weir Lee; Peter Vernia
Original assignee: Motors Liquidation Co
Current assignee: Motors Liquidation Co
Priority date: 1986-01-29
Filing date: 1986-12-10
Publication date: 1993-01-14
Anticipated expiration: 2006-12-11
Also published as: EP0231620A3; JPH0617546B2; JPS62205226A; EP0231620B1; US4921551A; EP0231620A2; CN87100530A; CA1269029A; CN1007520B; DE3686043D1

Description

Diese Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Hochkoerzitivkraft-Hochenergie-Produkt-Magneten aus vollkristallinen Legierungen, die eine oder mehrere leichte Seltenerdelemente (RE), ein oder mehrere Übergangsmetalle (TM) und Bor (B) enthalten und wenn gegossen nicht permanentmagnetisch sind. Die Erfindung betrifft insbesondere die Herstellung starker Permanentmagnete durch die Heißbearbeitung großer Teilchen oder Blöcke aus nicht-permanentmagnetischen, kristallinen Gußlegierungen, welche vorherrschend aus einer RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B-Phase bestehen, wobei TM Eisen beinhaltet.

Hintergrund

Die Erfindung von Hochkoerzitivhraft-Hochenergie-Produkt- -Permanentmagneten auf der Basis von Seltenen Erden und Eisen (RE-Fe) ist Gegenstand von US-A-4,496,395, der europäischen Patentanmeldung 0 108 474 (General Motors Corporation) und der europäischen Patentanmeldung 0 144 112 (General Motors Corporation). Die bevorzugten Magnet-Zusammensetzungen basieren auf den Seltenerdelementen Neodym (Nd) oder Praseodym (Pr) oder beiden, dem Übergangsmetall Eisen (Fe) oder Mischungen von Eisen und Kobalt (Co), und Bor (B). Die bevorzugten Zusammensetzungen enthalten einen großen Anteil einer RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B- Phase, wobei TM ein oder mehrere Übergangsmetallelemente einschließlich Eisen bedeutet.
Ein Artikel von Stadelmaier et al. in Materials Letters, Vol. 2, Nr. 5A, Juni 1984, Seiten 411-415, der die Metallurgie des Eisen-Neodym-Bor Permanentmagnetsystems betrifft zeigt, daß die Eisen-Neodym-Bor Legierungen eine tetragonale magnetische Phase von Fe&sub1;&sub4;Nd&sub2;B in Form von Körnern enthält, die durch eine an Neodym reiche Phase getrennt sind.
Wie in dem oben anfgeführten Patent und den Patentanmeldungen offenbart, besteht das bevorzugte Verfahren der Bearbeitung solcher Legierungen in der schnellen Verfestigung der geschmolzenen Legierung, um im wesentlichen amorphe bis sehr feinkristalline Mikrostruktur zu erhalten, die isotrope, permanentmagnetische Eigenschaften aufweist. Es wird angenommen, daß der kristalline Ordnungsbereich in den Höchst-Energie-Produkt-Legierungen vergleichbar mit der optimalen Größe eines einzelnen magnetischen Bezirks ist. Über-abgeschreckte Legierungen können bei geeigneten Temperaturen getempert werden um Kornwachstum hervorzurufen und damit magnetische Koerzitivkraft zu induzieren. Das Produkt mit der bisher maximalen magnetischen Energie für eine lediglich abgeschreckte Legierung auf der Basis von Nd-Fe-B liegt heutzutage etwa bei 119400 TeslaAmps/Meter (15 MegaGaussOersted).
Die europäische Patentanmeldung Nr. 0 133 758 (General Motors Corporation) betrifft ein Verfahren, bei dem anisotrope, magnetische Eigenschaften durch Heißbearbeitung in schnell verfestigten Legierungen auf RE-Fe-B Basis geschaffen wurden. Legierungen mit über-abgeschreckten, im wesentlichen amorphen Mikrostrukturen werden bei erhöhten Temperaturen bearbeitet, um Kornwachstum und eine Orientierung der Kristallite hervorzurufen, welche wesentlich hochenergetischere Produkte entstehen läßt als die besten, gleich schnell verfestigten Legierungen. Das Produkt mit der zur Zeit höchsten Energie für heißbearbeitete, im Schleudergußverfahren hergestellte Nd-Fe-B Legierungen liegt bei etwa 358200 T.A/m (45 MGOe), obgleich Produkte mit Energien bis zu 509440 T.A/m (64 MGOe) theoretisch möglich sind.
R.W. Lee, der Erfinder der Erfindung die in der europäischen Patentanmeldung Nr. 0 133 758 offenbart und beansprucht wurde, veröffentlichte ein Artikel unter der Überschrift "Hot-pressed neodymium-iron-boron magnets" in Applied Physics Letters 46 (1985) Nr. 8, Seiten 790-791, in dem er sein Verfahren zur Herstellung von Neodym-Eisen-Bor- Permanentmagnetmaterialien aus im Schleudergußverfahren hergestellten Bändern der Legierung diskutierte und ein zweistufiges Heißpress-Verfahren für solche im Schleudergußverfahren hergestellten Bänder offenbart, welche einen anisotropen Magneten mit 100% Dichte und einer bedeutenden magnetischen Ausrichtung hervorrufen.
Es ist ebenfalls bekannt, daß hohe Koerzitivkräfte und Hoch-Energie-Produkte in leichten Legierungen auf der Basis von RE-Fe-B durch einen konventionellen Orientierungs- Press-Sinter (OPS) Prozeß hervorgerufen werden können, was seit über zwanzig Jahren ausgenutzt wurde, um Samarium- Kobalt und andere Seltenerd-Kobalt Permanentmagnete herzustellen. Dieses Verfahren hat bedeutende kommerzielle Beschränkungen da es viele Verfahrensschritte beinhaltet, welche in einer kontrollierbaren und nicht oxidierenden Athmosphäre ausgeführt werden müssen. Hohe Koerzitivkräfte und Hoch-Energie-Produkte (höher als 79600 T.A/m (10 MGOe)) können nur erzielt werden, indem kristalline Legierungen in sehr feines (weniger als 5 Mikrometer) Pulver zerkleinert werden, in einem starken magnetischen Feld magnetisch ausgerichtet und verdichtet werden, und die Preßkörper gesintert werden. Magnete, die durch den OPS Prozeß hergestellt wurden, sind spröde und erfordern im allgemeinen einen wesentlichen Grad an End-Zerkleinerung um irgendwelche außer den einfachsten kleinen Formen zu erhalten.
Ebenfalls ist bekannt, daß eine Koerzitivkraft in lediglich gegossenen Legierungen durch eine geeignete Wärmebehandlung zwischen 400ºC und 500ºC durch das Ersetzen etwas des Kobalts in RECo&sub5; und RE&sub2;Co&sub1;&sub7;-Zusammensetzungen durch Kupfer erzielt werden kann. Es wird angenommen, daß die Koerzitivkraft durch ein Pinning-Phänomen der Bezirkswände hervorgerufen wird. Analoges Schnellaushärten von gegossenen Zusammensetzungen auf RE-Fe-B Basis wurde bisher nicht erreicht und die Gegenwart von Kupfer in größerem Maße als in Spurenmengen hat ergeben, daß hierdurch das Energie-Produkt der Legierungen auf RE-Fe-B Basis drastisch reduziert wird. Ebenfalls ist bekannt, daß bestimmte, lediglich gegossene Cr-Co-Fe Zusammensetzungen, welche keine Seltenerdelemente enthalten, bei kalten Temperaturen uniaxial bearbeitet werden können und dabei Energie-Produkte bis zu etwa 39800 T.A/m (5 MGOe) erzielen.
Während die schnelle Verfestigung und Heißbearbeitung von Zusammensetzungen auf RE-Fe-B Basis als ein praktischerer und kostengünstigerer Prozeß im Vergleich zum OPS erscheint, wäre es ebenfalls wünschenswert ein Mittel zu besitzen, mit dem sich hohe Koerzitivkraft und hohe Energie-Produkte in Permanentmagneten auf RE-Fe-B Basis ohne eine anfängliche schnelle Verfestigung erzielen ließe. Mit einer schnellen Verfestigung ist hierbei eine Verfestigung einer Legierung gemeint, die anfänglich bei einer Temperatur oberhalb ihres Schmelzpunktes mit einer Kühlrate von etwa 10&sup5; ºC pro Minute oder mehr erkaltet. Dies heißt, daß es vorteilhaft wäre, RE-Fe-B Permanentmagnete aus herkömmlich gegossenen, voll-kristallinen Legierungen aber ohne den Fein-Zerkleinerungs- und Ausrichtungsschritten des OPS herzustellen. Beim herkömmlichen Gießen liegen wesentlich niedrigere Abkühlungsraten als 10&sup5; ºC pro Minute vor. Vor dieser Erfindung war jedoch kein solches Verfahren bekannt oder ist bisher vorgeschlagen worden.

Kurze Zusammenfassung

Gemäß einer bevorzugten Ausführung der Erfindung werden geeignete Anteile von einem oder mehreren Seltenerdelementen, von einem oder mehreren Übergangsmetallen einschließlich Eisen, und von Bor zusammen in einem Ofen aufgeschmolzen. Das Verhältnis der Bestandteile sollte so gewählt werden, daß das gegossene Material vorherrschend aus RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Körnern mit einer RE-beinhaltenden geringfügigeren Phase besteht, welche sich als Schicht an den Korngrenzen befindet. Insbesonders ist bevorzugt, daß die RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Körner dünne flache Plättchen darstellen.
Die bevorzugten Seltenerdelemente sind Nd und Pr, und das bevorzugte Übergangsmetall (TM) ist Eisen oder ein Gemisch aus Eisen und Kobalt. Nd16.5Fe76.3B7.2 ist die nominelle Gesamtzusammensetzung eines dieser bevorzugten Materialien. Die geringfügigere(n) zweite(n) Phase(n) dieser Legierung ist relativ reich an Neodym und Bor.
Das geschmolzene Metall wird auf eine Kokille oder in eine Kühlform hoher Wärmeleitfähigkeit gegossen. Die Kühlrate ist um Größenordnungen langsamer als die Kühlrate beim Schleudergußverfahren oder anderen schnellen Erstarrungsprozessen. Bei einem 6-12 mm dicken Gußkörper führt die Kühlung auf einem relativ dicken Kühlkörper zu Kristallen in Plättchenform mit einer kleinsten Ausdehnung von mindestens 5 um und im allgemeinen nicht größeren Ausdehnung als 50 um. Die kristallographische c-Achse eines jeden Plättchens liegt senkrecht zu seiner größeren flachen Oberfläche. Diese einkristallinen Plättchen sind in ihrer kleinsten Ausdehnung größer als die maximale Größe der im OPS Verfahren nützlichen Teilchen.
Die Plättchen richten ihrerseits mit ihren flachen Oberflächen zueinander in lamellenförmigen Bereichen aus, welche in einer Gruppe einige (wenigstens 4 oder bis zu 30 und mehr) Plättchen umfassen, die alle mit ihrer kleinsten Abmessung (Dicke der Plättchen) senkrecht zu der Kühlrichtung orientiert sind. Diese lamellenförmigen Bereiche, die im folgenden "Pakete" genannt werden, besitzen eine langreichweitige Ordnung im Bereich von 50 bis zu einigen hundert Mikrometern in ihrer kleinsten Ausdehnung und bis zu der gesamten Dicke der Kühlkörperform in ihrer größten Ausdehnung. Die Orientierung der Plättchen wird hervorgerufen durch die richtungsabhängige Kühlung ausgehend von der Oberfläche des Kühlkörpers auf welchem sie gegossen werden. Die kristallographische c-Achse der Plättchen liegt parallel zu der Oberfläche des Kühlkörpers. Die bevorzugte Richtung der magnetischen Ausrichtung des RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Kristalls liegt in Richtung der c-Achse. Die Koerzitivkraft dieses gegossenen Materials ist sehr niedrig -- weniger als 39800 A/m (500 Oe) falls überhaupt meßbar.
Ein bevorzugtes Verfahren besteht darin, die gegossene Legierung in grober Weise in Teilchen zu zerteilen, welche im Durchschnitt eine Größe zwischen ungefähr 50 und 600 um Durchschnittsgröße bemessen. Der Gußblock bricht bevorzugt an den Grenzflächen zwischen den Paketen, so daß jedes Teilchen hauptsächlich aus einem Paket besteht. Infolgedessen liegt im wesentlichen in jedem Teilchen eine einheitliche kristallographische Orientierung vor.
Die Teilchen können bis zu einer 80 %igen Dichte in einer herkömmlichen kalten Presse vorverdichtet werden oder können ohne Vorverdichtung in einen Druckkessel oder eine Druckdose geschüttet werden. Die Dose besteht vorzugsweise aus einem leicht deformierbaren Metall wie beispielsweise kraftloses Weicheisen oder Kupfer. Wenn sich die Teilchen in der Dose befinden, wird diese abgedichtet.
Die Dose und ihr Inhalt werden dann auf eine Temperatur oberhalb des Schmelzpunktes der Sekundärphase erhitzt. Geeignete Temperaturen liegen typischerweise oberhalb 650ºC und unterhalb 800ºC. Im Falle der Behandlung der Nd16.5Fe76.3B7.2-Zusammensetzung wird eine Temperatur von 730ºC + 30ºC bevorzugt. Hat das Material die Temperatur erreicht wird es deformiert um eine geeignete Heißbearbeitung zu bewirken, welche eine erhöhte magnetische Ausrichtung und Koerzitivkraft in dem Material hervorruft. Das Heißbearbeiten bewirkt, daß die ursprünglich magnetisch weiche Legierung gute permanentmagnetische Eigenschaften entwickelt, was Koerzitivkräfte von einigen tausend Oersteds und Remanenzfelder von einigen tausend Gauss und Energie- Produkte über 79600 T.A/m (10 MGOe) einschließt.
Bei einer anderen bevorzugten Ausführung wird geschmolzenes RE-Fe-B Metall gegossen, so daß eine richtungsabhängig verfestigte Legierung entsteht, welche für die weitere Bearbeitung in Stücke geeigneter Größe und Form geschnitten werden kann, ohne die Probe zu zerkleinern oder in einer Dose einzuschließen. Richtungsverfestigte Proben werden vorzugsweise in einer nicht oxidierenden Athmosphäre bei einer Temperatur von ungefähr 730 ± 30ºC in Richtung parallel zu der kristallographischen c-Achse der Legierung heißbearbeitet; d.h., in einer Richtung quer zu der Kühlrichtung.
Ein weiteres Verfahren beinhaltet das Schneiden einer Probe der Legierung aus einem Gußblock, welcher teilweise orientierte Plättchen besitzt (d.h., nicht vollständig richtungsverfestigt ist) und das Heißbearbeiten dieser Probe wie es für eine richtungsverfestigte Legierung beschrieben wurde.
Die Ausführung und der Umfang der Erfindung werden angesichts der folgenden detaillierten Beschreibung und der beigefügten Zeichnungen, in welchen
Fig. 1 eine Explosionsansicht eines Kristalls der Legierung Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B,
Fig. 2 schmematisch den Ablauf eines bevorzugten Verfahrens zur Heißbearbeitung einer voll-kristallinen RE-Fe-B Legierung zur Herstellung eines Permanentmagneten,
Fig. 3 eine lichtmikroskopische Aufnahme der Legierung Nd16.5Fe76.3B7.2, gegossen in einer Gußform aus Stahl,
Fig. 4 - 7 die Entmagnetisierungskurven im zweiten Quadranten von Proben der kristallinen Legierung Nd-Fe-B, welche in Dosen eigeschlossen erhitzt und anschließend heiß gewalzt wurden, wobei Figur 4 den Einfluß der Temperatur der Heißbearbeitung, Figur 5 den Einfluß der Verkleinerung der Dicke, Figur 6 den Einfluß verschiedener Formen der Ausgangs-Legierung und Figur 7 den Einfluß der Heißbearbeitung einer Probe in zwei verschiedene, zueinander senkrecht stehenden Richtungen zeigt,
Fig. 8 schematisch den Ablauf für die Heißbearbeitung voll-kristalliner, richtungsabhängig erstarrter oder teilweise richtungsabhängig erstarrter Legierungen, um einen Permanentmagneten zu erhalten,
Fig. 9 die Entmagnetisierungskurven im zweiten Quadranten für kristalline, blockförmige Proben der Legierung Nd-Fe-B, die senkrecht zur Kühlrichtung des Blockes in einer Stößel-Matrizen Anordnung in einer Vakuumpresse heißbearbeitet wurden, zeigt.

Detailierte Beschreibung

Gemäß einer bevorzugten Ausführung der Erfindung sind Seltenerd-Übergangsmetalle-Bor-(RE-TM-B)-Legierungen der Familie von Zusammensetzungen zugehörend, welche insbesondere in den europäischen Patentanmeldungen der Nummern 0 108 474 und 0 144 112 (bereits oben erwähnt und hiermit zum Offenbarungsinhalt der vorliegenden Anmeldung gemacht) offenbart und beansprucht wurden, besonders brauchbar für die Ausführung der vorliegenden Erfindung.
Die Übergangsmetallkomponente ist Eisen oder Eisen und ein oder mehrere der Elemente Kobalt, Nickel (Ni), Chrom (Cr) oder Mangan (Mn). Kobalt ist durch Eisen bezüglich bis zu 40 Atom-% austauschbar um Hochenergie-Produkt-Legierungen aufrecht zu erhalten. Chrom, Mangan und Nickel sind in kleineren Mengen austauschbar, vorzugweise mit einem Anteil von weniger als 10 Atom-%. Kleine Anteile von Zirkonium (Zr), Titan (Ti), Silizium (Si) und Kohlenstoff (C) können beigefügt werden, um die Form der Entmagnetisierungskurve im 2. Quadranten zu verändern. Die Zusammensetzung umfaßt vorzugsweise zumindest einen 50 atom-%igen Anteil von Eisen bezogen auf die Gesamtlegierungszusammensetzung.
Die Zusammensetzung umfaßt weiterhin wenigstens einen 10 und vorzugsweise einen 13 bis 30 atom-%igen Seltenerdelementanteil. Neodym und/oder Praseodym sind bevorzugte seltene Erden und können untereinander austauschbar verwendet werden. Kleinere Mengen von anderen Seltenerdelementen wie Samarium (S m), Lanthan (La) und Cer (Ce), können mit Neodym oder Praseodym ohne wesentlichen Verlust der erwünschten magnetischen Eigenschaften vermischt werden. Kleine Mengen der schweren Seltenerdelemente wie Terbium (Tb) und Dysprosium (Dy) können zur Erhöhung der Koerzitivkraft zugesetzt werden. Vorzugsweise machen andere Seltenerdelemente als Nd und/oder Pr nicht mehr als etwa 40 Atom-% des Seltenerd-Anteils aus. Vorzugsweise sollten genügend Seltenerdelemente in der Legierung enthalten sein, um in der 2. Phase einen höheren Seltenerd-Anteil als in der vorherrschenden RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Phase vorliegend zu schaffen.
Die Zusammensetzung beinhaltet vorzugsweise wenigstens 0.5 und vorzugsweise 6 bis 10 Atom-% Bor.
Die vorherrschende magnetische Phase der zugrundeliegenden Legierungen ist RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B, wobei das TM vorherrschend Eisen ist, dessen Phase eine tetragonale Kristallstruktur mit einer Gitterkonstante von a = 0.878 Nanometer und c = 1.218 Nanometer bei Zimmertemperatur aufweist. RE&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Kristalle sind der Raumgruppe P4&sub2;/mnm zugehörend in International Tables for X-Ray Crystallography, N Henry et al., ed., Kynock, Birmingham, England (1952) aufgenommen. Eine Explosionsansicht eines Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Kristalls, welche die kristallographischen a- und c-Achsen zeigt, ist in Figur 1 dargestellt. Die folgende Tabelle faßt die Symmetrielagen und Positionen einer Einheitszelle Nd&sub8;Fe&sub5;&sub6;B&sub4; der Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B Phase aus Figur 1 zusammen. Atom Besetzung Symmetrie-Ort Koordinaten
Die hier benutzten Formeln RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B und RE&sub2;Fe&sub1;&sub4;B umfassen alle Zusammensetzungen, welche die erwähnte tetragonale Kristallstruktur aufweisen, eischließlich geringen Mengen anderer Elementen wie Si, C, Kalzium (Ca), Strontium (Sr), Magnesium (Mg), solange diese anderen Elemente die kristalline Phase RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B nicht zerstören.
Etwa 10 Volumenprozent oder weniger der Legierung besteht vorzugsweise aus einer oder mehreren Seltenerdelementreichen geringfügigeren Phasen. Fe&sub4;B&sub4;Nd wurde versuchsweise als eine solche Phase identifiziert. Es wird angenommen, daß eine andere Phase, die wahrscheinlich in ihrer Zusammensetzung dem Seltenenerd-Eisen Eutektikum nahekommt, ebenfalls vorhanden ist. Wenigstens eine der Sekundärphasen besitzt eine tiefere Schmelztemperatur als die vorherrschende Phase.
Zum Zwecke der Darstellung wird die Erfindung durch den Gebrauch von Zusammensetzungen näherungsweise der folgenden atomaren Anteilen beschrieben:
Nd16.5Fe76.3B7.2
Es versteht sich jedoch, daß das Verfahren der Erfindung auf andere Zusammensetzungen als oben beschrieben anwendbar ist.
In der Vergangenheit hing das Erzielen von Hochenergie- Produkt-RE-Fe-B-Magneten (größer als 79600 T.A/m (10 MGOe)) kritisch von der unter Mikron-Kristallitengröße der schnell erstarrten Legierung oder von der weniger als 5 um betragenden Größe der Teilchen des zerkleinerten Legierungspulvers beim OPS Verfahren ab.
Die europäische Patentanmeldung Nr. 0 133 758 bezieht sich auf heißbearbeitete, im wesentlichen amorphe bis sehr feinkristalline Legierungen um Legierungen mit feinkörnigen Mikrostrukturen zu schaffen, deren Körner eine maximale Ausdehnung von 50 bis zu 500 Nanometern (0.05 bis zu 0.5 um) aufweisen.
Das OPS Verfahren geht im allgemeinen von einer voll-kristallinen Legierung aus, erfordert aber, daß die Legierung bis auf Pulvergrößen kleiner als 5 um zermahlen wird. Derart feine Pulver müssen fern von jeglichem Sauerstoff verarbeitet werden, um ein Schlechterwerden der magnetischen Eigenschaften und eine spontane Entzündung der Pulver zu vermeiden. Das Pulver muß dann in einem von außen angelegten Feld magnetisch ausgerichtet werden und gepreßt und gesintert werden.
Die vorliegende Erfindung geht von einer voll-kristallinen Legierung mit Körnern der Primärphase in Form von gestreckten Plättchen aus. Die kleinste durchschnittliche Ausdehnung eines Plättchens beträgt wengistens 5 um - vergleichbar mit der maximalen Größe des zerkleinerten OPS Pulvers. Die kristallographische c-Achse der Plättchen liegt in Richtung ihrer kürzesten Ausdehnung; d.h. quer zu den Flächen der Plättchen. In auf der Kokille gegossenen Legierungen bilden die Plättchen lamellenförmige Bezirke aus, wobei die Flächen der Plättchen parallel zueinander angeordnet sind.
Infolgedessen liegen die c-Achsen der einzelnen Plättchen ebenfalls parallel zueiander; und ein gesamter lamellenförmiger Bezirk oder Paket ist durch eine einzige Richtung der c-Achse, welche parallel zu der Kühloberfläche und quer zu der Kühlrichtung verläuft, charakterisiert. Die Ausdrücke "Plättchen", "Körner", und "Kristall" können hierbei untereinander austauschbar verwendet werden.
Gemäß dieser Erfindung kann die kristalline Legierung anfänglich grob zerkleinert werden, um die zusammengelagerten Plättchenpakete auseinanderzubrechen. Dies führt zurelativ großen Teilchen mit einem mittleren Durchmesser von ungefähr 200 bis 600 um mit einigen sehr feinen Teilchen unter 50 um. Diese Teilchen entzünden sich nicht spontan an der Luft. Alternativ können Klumpen der Legierung einfach von dem gegossenen Block geschnitten und direkt heißgepreßt werden.
Figur 2 ist eine schematische Darstellung einer bevorzugten Ausgestaltung der Ausführung dieser Erfindung. Der erste in Figur 2 (a) gezeigte Schritt besteht in dem Gießen einer geschmolzenen RE-Fe-B Legierung 2 in die Kühlform 4 um eine Legierungsschicht 6 zu formen, die vorzugsweise wenigstens 1 mm dick ist. Dies bewirkt, daß große Plättchen 8 in der gekühlten Legierung gebildet werden, welche über Bereiche von einigen wenigen Plättchen bis zu einigen hundert Plättchen parallel zueinander liegen. Die Grenzen 11 zwischen Plättchen 8 sind zum Zwecke der Illustration maßstabsvergrößert dargestellt. Die kristallographischen c-Achsen liegen, wie durch die Pfeile angedeutet, parallel zu der primären Oberfläche 10 des Kühlkörpers.
Die Plättchen 8 bestehen im wesentlichen aus einer kristallinen RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Phase, wobei das RE vorherrschend Nd und/oder Pr ist und das TM vorherrschend Fe ist. Ein durchschnittliches Plättchen, das in einer Raumtemperatur aufweisenden Gußform aus Stahl aus geschmolzener Legierung gegossen wird, würde etwa 10 bis 30 um auf etwa 50 - 100 um längs der Dicke der Legierungsschicht messen.
Figur 3 stellt eine optische Aufnahme in Aufsicht auf eine polierte obere Oberfläche (d.h. der der an der primären Oberfläche der stählernen Gußform anliegenden Gußkörperfläche entgegengesetzten Fläche) einer Nd16.5Fe76.3B7.2- Gußkörper-Legierung einer Dicke von etwa 0.64 cm dar. Die durchschnittliche kleinste Ausdehnung der Plättchen liegt bei etwa 10 um im Durchmesser. Im Gegensatz dazu besitzt eine schleudergegossene, schnell erstarrte Legierung der gleichen Zusammensetzung Körner, die weniger als 50 Nanometer im Durchmesser messen. Solche winzigen Körner können nicht durch optische Mikroskopietechniken sichtbar gemacht werden. Die kleine Kristallitengröße einer schleudergegossenen Legierungen ist das Ergebnis einer Kühlung, welche im allgemeinen wenigstens tausendmal schneller erfolgt als die Kühlrate mit der eine Legierung in einer stählernen Kühlform abkühlt.
Aus der mikroskopischen Aufnahme ist ebenfalls ersichtlich, daß die Plättchen Pakete aus ähnlich ausgerichteten Plättchen bilden. Die Bezirke können sich über hundert oder mehr Mikrometer im Durchmesser erstrecken (Pfeil 32) und sind im allgemeinen mehrere Plättchen-Schichten dick, wie dies durch Pfeil 30 angezeigt wird. Eine viel kleinere Menge einer Sekundärphase, durch die dunklen Bezirke der Aufnahme angezeigt, bildet sich um die RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Plättchen. Eine elektronenmikroskopische Analyse weist darauf hin, daß diese Phase im Vergleich zu der vorherrschenden RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Phase RE-angereichert ist, und eine Zusammensetzung nahe der des RE-Fe Eutektikums aufweist. Die geringfügigere(n) Phase(n) hat (haben) einen tieferen Schmelzpunkt als die RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Phase.
Figur 2 (b) zeigt Teilchen 12, die durch ein grobes Zermahlen einer auf Kokille gegossenen Legierung 6 hergestellt wurden. Die Legierung 6 bricht bevorzugt an den Grenzflächen der Pakete oder an den Grenzflächen 11 zwischen Plättchen 8. Für das Grob-Zerkleinern des Barrens kann jede geeignete Zerkleinerungsgerätschaft benutzt werden, obgleich beachtet werden sollte, zusätzliche Nässe oder Wärme, die eine Oxidation der Teilchen verursachen können, zu vermeiden. Figur 2 (b) zeigt Legierungsbruchstücke 6 zwischen Zerkleinerungswalzen 13. Der bevorzugte Größe der Teilchen liegt in einem Bereich größer als 50 um und kleiner 600 um im mittleren Durchmesser. Es hat sich herausgestellt, daß das Zerkleinern der Legierung in Klemmbacken und Zerkleinerungswalzen (nicht dargestellt) Teilchen von ziemlich gleicher Größe über einen normalverteilten Größenbereich ergibt. Das Zerstoß-Verfahren produziert wenige feinere Teilchen kleiner als 50 um.
Figur 2 (c) zeigt die Handhabung von Teilchen 12 in einer weichen Eisendose 14 oder in anderen geeigneten luftdichten Behältern zur Vorbereitung des Heißbearbeitens. Die Teilchen 12 können, wenn gewünscht, in einer gewöhnlichen kalten Presse entweder vor oder nach dem Einbringen der Teilchen in die Dose bis zu etwa 80 % Dichte kompaktiert werden, sie können aber auch locker in die Dose 14 verpackt werden. Die Dose 14 besteht vorzugsweise aus einem weichen, deformierbaren Metall, das die magnetischen Eigenschaften der Legierung nicht verschlechtert. Es hat sich herausgestellt, daß weicher Stahl und Kupfer geeignet sind, obgleich andere schmiedbare Materialien, die durch die erhöhten Heißbearbeitungs-Temperaturen nicht nachteilig beeinflußt werden, ebenfalls benutzt werden können. Nachdem sich die Teilchen 12 in der Dose 14 befinden, wird diese mit einem Deckel 16 versiegelt oder einfach zugepreßt oder zugeschweißt, um jegliche bedeutsame Oxidation der enthaltenen Legierung bei der Heißbearbeitung zu vermeiden.
Soweit nichts anderes erwähnt wird, bestehen die Dosen in den im folgenden dargelegten Beispielen aus weichem Stahlblöcken von etwa 10 cm Länge, 5.7 cm Breite und 1.9 mm Dicke. Ein Schlitz von etwa 7.5 cm Tiefe, 3.2 cm Breite und 1.3 cm Dicke wurde in den Block eingearbeitet. Ein vorgepreßter Körper (etwa 80 %iger Dichte) aus grob zerkleinerten Teilchen einer Länge von ungefähr 6.4 cm, einer Breite von 3.1 cm und einer Dicke von 1.25 cm wurde in den Schlitz eingebracht und ein Verschluß wurde aufgeschweißt, um den Schlitz zu verschließen. Es schien nichts auszumachen, ob der Schlitz vor dem Versiegeln durch den Verschluß evakuiert wurde oder nicht. Es wird angenommen, daß Dosen mit viel dünneren Wänden benutzt werden können. Beispielsweise könnte Pulver kontinuierlich in dünne Kupferrohre eingebracht werden, welche schnell erwärmt werden, zur Verkleinerung der Dicke gewalzt werden, geschnitten werden, heiß gestanzt werden oder in anderer geeigneter Weise in Magnetformen verarbeitet werden.
Der Heißbearbeitungsschritt in Figur 2 (d) beinhaltet, daß die Temperatur des Werkstückes auf über etwa 650ºC, im Falle der Nd16.5Fe76.3B7.2-Legierung vorzugsweise auf über 730ºC + 30ºC, angehoben wird. Diese Temperatur liegt oberhalb des Schmelzpunktes der geringfügigeren Phase(n) die sich als Schicht zwischen den RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Plättchen ausbildet (ausbilden). Diese Temperatur variiert in Abhängigkeit von der Zusammensetzung der Legierung. Bei dieser Temperatur ruft eine geeignete Heißbearbeitung eine magnetische Koerzitivkraft in dem Werkstück hervor.
Bezüglich Figur 2 (d) besteht das bevorzugte Verfahren der Heißbearbeitung der Teilchen 12 in der Dose 14 darin, sie auf etwa 740ºC vorzuerwärmen und sie durch Druckwalzen 18 hindurchzuschicken, um eine Verkleinerung der Dicke des Materials in der Dose 14 um etwa 30 % bis 70 % nach Korrektur für die Vollverdichtung des Materials zu erzielen. Die Verkleinerung kann durch einmaligen oder mehrfachen Durchlauf erzielt werden, obgleich die Unversehrtheit des sich ergebenden verdichteten Preßkörpers 20 bei einem einzigen Durchlauf besser erscheint. Die Walzen 18 können erhitzt oder nicht erhitzt werden, obgleich es notwendig sein kann, falls die Walzen nicht erhitzt werden, das Werkstück zwischen den Durchläufen zu erhitzen,
Während dieses Walzens werden die großen, flachen Plättchen aus RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B in dem heißen Material in einer Weise bewegt, daß ihre c-Achsen senkrecht zu der Walzebene ausgerichtet werden. Dies führt eine magnetischen Ausrichtung senkrecht zu der Walzebene ein. Der wesentliche Aspekt einer solchen Heißbearbeitung ist jedoch das Einbringen einer Koerzitivkraft in das Material.
Wie in Figur 2 (e) gezeigt, kann der heißbearbeitete Legierungs-Preßling 20, nachdem er unter seine Curie- Temperatur abgekühlt ist, in einer geeigneten Magnetisierungsvorrichtung 22 magnetisiert werden. Falls die Dose, wie im Fall von Eisen oder Stahl, magnetisch ist, sollte sie vor dem Magnetisierungsschritt vom Preßkörper entfernt werden. Andernfalls kann die Dose an ihrem Ort belassen werden.
Weder die Ausrichtung noch der (die) Mechanismus (Mechanismen) der (die) bei dem vorliegenden Verfahren die Koerzitivkraft hervorruft (hervorrufen), sind zur Zeit völlig verstanden, aber es treten während des Heißbearbeitens zwei physikalische Veränderungen auf, von denen angenommen wird, daß sie einen Beitrag liefern: (1) die RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Plättchen werden fragmentiert, was die Teilchengröße verkleinert, die Oberfläche vergrößert, und insbesondere frische Oberflächen freilegt, welche nicht durch die Nd-reichen Phasen, die die Plättchen beabstanden, gebunden ist, und (2) die Nd-reiche, tief-schmelzende, Sekundärphase eutektischer Mischung fließt bei den Heißpreß-Temperaturen und bedeckt oder separiert die einzelnen Fragment-Teilchen der RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Phase.
Es wird angenommen, daß eine oder mehrere dieser durch das Heißbearbeiten hervorgerufenen physikalischen Veränderungen vorteilhafte Bedingungen für das Einfangen von Bezirkwänden hervorruft. In den großen, lediglich gegossenen RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Plättchen ist reichlich Platz für eine Vielzahl an magnetischen Bezirken, die sich leicht in einem magnetischen Gegenfeld umdrehen lassen. Die Tatsache, daß die gegossene Legierung weichmagnetische Eigenschaften aufweist, unterstützt dies. Das Verfahren der Heißbearbeitung der Erfindung führt möglicherweise zu einem Einfangen der Bezirkswände, am wahrscheinlichsten an den Grenzen RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B/geringfügigere Phasen. Das Einfangen von Bezirkswänden fördert den Widerstand gegenüber der Entmagnetisierung und eine viel höher Koerzitivkraft.

Beispiel 1:

Ungefähr 1500 Gramm einer Legierung der nominellen Zusammensetzung (in Atom-%) Nd16.5Fe76.3B7.2 wurde in einem Vakuumofen auf etwa 150ºC oberhalb ihres Schmelzpunkts erwärmt. Die Legierung wurde in eine sich auf Raumtemperatur befindende, zylindrische, feste Stahlform (Kokille) gegossen, die einen Innendurchmesser von etwa 15.2 cm und am Boden eine Dicke von 2.54 cm und an den Seiten einen 6 mm dicken, 2 cm hohen Ausguß besaß. Der sich ergebende Gußkörper war etwa 1.27 cm dick. Da der Großteil der Wärme durch den dicken Boden der Form abfloß, ordneten sich die Plättchen in Form von Clustern oder Pakete mit ihrer kristallographischen c-Achse im wesentlichen parallel zu der Oberfläche der Kühlplatte an, wie es beispielsweise in Figur 2 (a) dargestellt ist. Jedes Plättchen besaß eine im allgemeinen eiförmige, flache Scheibenform. Die kleinste durchschnittliche Abmessung der Plättchen (d.h. ihre Dicke) betrug ungefähr 30 um und ihre längste Abmessung betrug ungefähr 1.27 cm, was der Dicke des Gußkörpers entspricht.
Der Gußkörper wurde in einem Klemmbacken- und Walzenzerkleinerer auf eine maximale Teilchengröße von etwa 600 um, einer mittleren Größe von etwa 200 um mit einer Normalverteilung von kleineren Teilchen zerstoßen. Es lagen sehr wenige feine Teilchen kleiner als 50 um vor. Die zerkleinerten Teilchen entzündeten sich nicht spontan an der Luft und schienen gegenüber einer Oxidation ziemlich resistent zu sein. Jedes Teilchen beinhaltete eine Vielzahl von Kristallen. Jeder Kristall beinhaltete eine Vielzahl von magnetischen Bezirken. Nicht mehr als einige wenige Oerstedsten Koerzitivkraft konnten in diesem Stadium des Prozesses durch das Anlegen eines magnetischen Feldes in den Teilchen induziert werden. Dies besagt, daß die Teilchen weichmagnetische Eigenschaften besaßen.
Die Teilchen wurden zu 80 % Dichte vorverdichtet und in einen Schlitz in einer weichen Stahldose wie oben beschrieben eingebracht. Die Dose und der Preßkörper wurden in einem Widerstandsofen auf eine Temperatur von ungefähr 740ºC erhitzt. Die Dose wurde von dem Ofen entfernt und sofort durch ein Druckwalzen-Paar eines Durchmessers von 22.2 cm geschickt, welche sich ursprünglich auf Raumtemperatur befanden. Während eines jeden Walzvorgangs nahm die Temperatur der Dose um 30 bis 40ºC ab und wurde für folgende Walzvorgänge wieder auf etwa 740ºC erwärmt. Die gesamte Zeitdauer einer jeden Probe bei Temperaturen oberhalb etwa 700ºC betrug näherungsweise 20 Minuten.
Nachdem das Walzen einer jeden Probe beendet war, wurde die Dose weggeschnitten und kleine Proben wurden von dem erhaltenen kompaktierten Block aus voll-verdichteten magnetischem Material entnommen. Einige Spannungsrisse traten an den Enden von Proben, die mehrfachen Walzvorgängen ausgesetzt waren, auf. Es wird jedoch angenommen, daß diese Risse durch die Verwendung besserer Gerätschaft und durch geringfügige Prozeßanpassungen eleminiert werden können.
Ein unbearbeitetes, lediglich gegossenes Kontrollstück und die heißbearbeiteten Proben wurden in einem 1512.4 kA/m (19 kOe) magnetischem Feld magnetisiert und die Entmagnetisierungskurven des 2. Quadranten wurde mit einem "Princeton Applied Research vibrating sample" Magnetometer bei Raumtemperatur gemessen. Kurve 46 in Figur 4 stellt die Entmagnetisierungskurve des lediglich gegossenen Materials dar. Bei jeder heißbearbeiteten Probe verlief die bevorzugte Magnetisierungsrichtung quer zu der Walzebene (d.h. parallel zu der Richtung in der die Dicke der Probe in der Dose verkleinert wurde).
Figur 4 zeigt den Einfluß der Dosen-Temperatur vor jedem Walzvorgang auf die magnetischen Eigenschaften der heißbearbeiteten Legierung. Die Dicke (nach Korrektur für Voll-Verdichtung) der Legierung in der Dose wurde von etwa 1.25 cm auf 0.67 cm verkleinert, indem die Dose dreimal durch die Druckwalzen geschickt wurde, wobei jeder Durchlauf mit etwa einem Drittel zu der Gesamtverkleinerung der Dicke beitrug. Diejenige Probe, die nach einer Erwärmung auf 730 bis 740ºC (Kurve 40) gewalzt wurde, besaß die höchste Remanenz, Koerzitivkraft und das höchste Energie-Produkt. Das Walzen bei 710ºC (Kurve 42) und 770ºC (Kurve 44) ergab die Bildung eines permanenten Magentismus in den Proben, jedoch bei tieferen Werten. Infolgedessen kann das Heißbearbeiten in einen wesentlich erhöhten Temperaturbereich durchgeführt werden, jedoch erscheint eine Temperatur von 740ºC beim Arbeiten mit kalten Walzen optimal zu sein.
Die Figur 5 stellt den Einfluß des Verformungsgrades auf die magnetischen Eigenschaften von Proben, die auf etwa 740ºC vor jedem Durchlauf erhitzt wurden, dar. In den Beispielen wird die Vervormung als eine prozentuale Verringerung der ursprünglichen Dicke der Legierungsprobe, nach Korrektur für die Verdichtung, angegeben. Sogar eine kleine 15 %ige Verringerung bei einem einzigen Durchlauf durch die Walzen ergibt die Bildung eines permanenten Magnetismus in der Probe. Eine 30 %ige Verringerung bei einem einzelnen Durchlauf verbesserte die magnetische Remanenz und Koerzitivkraft. Die höchste Remanenz und die eckigste Kurve wurden bei einer Probe erzielt, deren Dicke bei 3 Durchläufen auf über 50 % verkleinert wurde. Eine 70 %ige Verringerung bei 3 Durchläufen erzeugte höhere Koerzitivkraft, aber geringere Remanenz. Infolgedessen erscheint es möglich, daß die Form der Hysteresekurve im 2. Quadranten zu einem gewissen Grad durch Anderungen der Heißbearbeitungsparameter nach Maß verändert werden kann.
Figur 6 zeigt den Einfluß des Zustandes der Ausgangslegierung auf die Entmagnetisierung von 1.25 cm dicken Legierungsproben. Jede korrigierte Probendicke wurde in 3 Durchläufen bei einer Erwärmung auf etwa 740ºC vor jedem Durchlauf um 50 % verkleinert. Die Kurve 50 entspricht einer Probendose, welche ursprünglich Teilchen mit einer minimalen Ausdehnung der Plättchen von etwa 30 Mikrometern (die aus einer Vielzahl von Plättchen bestehen) umfaßt, die auf 80 % Dichte vorkompaktiert waren.
Kurve 52 repräsentiert eine Probe die in ähnlicher Weise bearbeitet wurde und einen Gußkörper mit einer feineren Korn-Mikrostruktur verwendete, bei der die mittlere Plättchendicke eher etwa 10 um als 30 um betrug. Dies führte zu einer höheren Koerzitivkraft als die grobkörnigere Probe mit einer leicht verminderten Remanenz.
Kurve 54 zeigt den Einfluß der Verminderung der Dicke der unverdichteten Legierung um 50 % bei 3 Durchläufen, wobei die Teilchen (30 um kleinste Plättchenausdehnung) einfach in die Dose geschüttet wurden und der Verschluß angebracht wurde. Die ursprüngliche Dichte des Pulvers lag bei etwa 60 % der theoretischen Dichte.
Kurve 56 zeigt den Einfluß der Verkleinerung der Dicke eines 3.2 cm breiten, 2.5 cm langen und 1.25 cm dicken Blocks einer Legierung um 50 % (kleinste Ausdehnung der Plättchen entspricht 30 um). Der Gußkörperblock wurde in einer Stahldose verkapselt und so orientiert, daß die c-Achsen der Plättchen im allgemeinen senkrecht zu der Walzebene lagen.
Kurve 60 in Figur 7 zeigt, daß die Durchführung des ersten der 3 Heiß-Walzdurchläufe senkrecht zu den beiden anderen zu etwas besseren magnetischen Eigenschaften bei einer 50 %igen Verkleinerung der Dicke führt als in einer Probe, bei der alle 3 Durchläufe in gleicher Richtung erfolgten (Kurve 62). Alle Durchläufe erfolgten nach einer Erwärmung oder Wiedererwärmung der Probe auf etwa 740ºC.
Die Figuren 8 (a) bis 8 (d) zeigen schematisch die Abfolge für ein anderes bevorzugtes Verfahren, das die vorliegende Erfindung anwendet.
Die geschmolzene Legierung wird entweder in eine konventionelle Gußform gegossen wie dies oben beschrieben und in Figur 2 (a) gezeigt wurde, oder wird richtungsverfestigt um eine parallele Ausrichtung aller Körner in der Legierung zu bewirken. Figur 8 (a) zeigt ein bekanntes Verfahren für die schnelle Verfestigung von Metallen welches darin besteht, flüssige Legierung 2' in eine Form 4' zu gießen, welche längs der hauptsächlichen Kühlrichtung durch den Boden der Form 10' gekühlt ist, und in Querrichtung dazu durch die Seitenwand 11' der Form mittels Kühlspulen 15' erwärmt wird. In den auf diese Weise hergestellten festen Legierungen würde die c-Achse der richtungsverfestigten Legierung 6' im wesentlichen parallel zu der Oberfläche des Kühlkörpers 10' verlaufen.
Die konventionell gegossene Legierung besitzt einen hohen Anteil von im rechten Winkel zur Kühlrichtung verlaufenden Körnern, aber es treten ebenfalls einige Kornbereiche mit anderen Kristallorientierungen auf.
Bezüglich der Figur 8 (b) wird (werden) im 2. Schritt ein Teil (Teile) 85 der richtungsverfestigten Legierung 6' in einer Heißpresse 80 positioniert, so daß die kristallographischen c-Achsen wie angedeutet in Pressrichtung orientiert werden. Eine geeignete Vorrichtung zur Heißbearbeitung besteht aus einer konventionellen Heißpresse mit einer Stahl-Matrize 82. Heizspulen 84 umgeben die Matrize 82. Das (die) Segment(e) 85 von einigen richtungsverfestigten legierungsplättchen 6' liegen wie dargestellt auf der Oberseite 87 des unteren Stempels 88. Die kristallographischen c-Achsen der Segmente liegen wie angedeutet parallel zu der Preßrichtung.
Bezüglich der Figur 8 (c) werden Heizspulen 84 aktiviert bis die RE-TM-B Legierung bei einer Temperatur von etwa 700ºC deutlich erweicht. Der obere Stempel 86 und der untere Stempel 88 werden dann gegeneinandergedrückt. Legierungs- Segmente 85 brechen auseinander und fließen wie durch den Pfeil angedeutet in eine Richtung, die im allgemeinen senkrecht zu den kristallographischen c-Achsen der Segmente liegt.
Einfaches Erhitzen einer großkörnigen, kristallinen RE-TM-B Probe auf eine erhöhte Temperatur fügt keine Koerzitivkraft hinzu. Das Heißbearbeiten führt jedoch zu der Bildung einer wesentlichen Koerzitivkraft und Remanenz, wobei die bevorzugte Magnetisierungsrichtung quer zu der Richtung des Probenflusses liegt. Bei der bevorzugten der Erfindung wird die gegossene Legierung richtungsgekühlt um plättchenähnliche Körner von RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B herzustellen. Das Richtungskühlen führt weiterhin zu der Schaffung von Bereichen, in denen die Plättchen 8' in dem Gußblock 6' ausgerichtet vorliegen. Das Pressen (während der Heißbearbeitung) in Richtung im allgemeinen parallel zu den c-Achsen der Plättchen ist sehr bevorzugt, da eine Pressung in dieser Richtung Koerzitivkraft am effektivsten in den Magneten einbringt. Falls eine Pressung senkrecht zu den c-Achsen der Plättchen angewandt wird, wird ein viel kleineres Hinzufügen von Koerzitivkraft beobachtet.
Koerzitivkraft kann in einer über-abgeschreckten, schnell erstarrten (z.B. schleudergegossenen) Legierung lediglich durch einfaches Erwärmen erzeugt werden. Deshalb ist der Mechanismus, durch den Koerzitivkraft in eine voll-kristalline RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Legierung durch das Verfahren der vorliegenden Erfindung eingebracht wird unterschiedlich, und beruht auf der Heißbearbeitung.
Bezüglich Figur 8 (d) wird die heißgepreßte Legierung 6' nach ihrer Abkühlung in einer geeigneten, graphisch als 22' dargestellten Gerätschaft magnetisiert.

Beispiel 2

Eine Probe von etwa 6mm Seitenlänge und mit der nominellen Zusammensetzung Nd16.5Fe76.3B7.2 wurde aus einem Gußblock wie oben in Beispiel 1 beschrieben herausgeschnitten, jedoch nur mit einer Dicke von etwa 6 mm und von einer Gußform die aus Kupfer bestand. Die meisten (aber nicht alle) der Körner waren mit ihren kristallographischen c-Achsen senkrecht zu der Kühlrichtung (parallel zur der primären Kühlkörperoberfläche) ausgerichtet.
Die Probe wurde in einer Heißpresse so positioniert, daß ihre c-Achsen vorzugsweise parallel zur Pressrichtung orientiert waren. In der Presse wurde ein Vakuum aufgebaut und die Heizspulen wurden aktiviert um die Probe auf etwa 725ºC zu erhitzen. Ein Druck von etwa 103 megaPascals (15000 psi) wurde auf die zwischen Hartmetallstempeln liegende Probe ausgeübt. Die Dicke der Probe wurde um etwa 50 % reduziert und die Probe floß quer zu der Preßrichtung. Die Probe befand sich für eine Gesamtzeit von etwa 10 Minuten auf einer Temperatur oberhalb von etwa 700ºC.
Die Probe wurde in einem gepulsten 7960 kA/m (100 kOe) Feld magnetisiert. Sie wurde zuerst in Richtung parallel zu den c-Achsen magnetisiert, die ebenfalls paralell zur Richtung, in der die Pressung erfolgte, verläuft.
Die magnetischen Eigenschaften der heißgepreßten Probe wurden mit dem "Princeton Applied Research vibrating sample" Magnetometer gemessen. Die Entmagnetisierungskurven sind in der Figur 9 dargestellt. Bezüglich der Figur 9 stellte sich heraus, daß die Probe eine maximale Koerzitivkraft von etwa 477.6 kA/m (6 kOe), eine Remanenz von etwa 0.96 Tesla (9.6 kGauss), und eine Energie von etwa 123380 T.A/m (15.5 MGOe) (Kurve 90) besaß. Die Probe wurde dann in dem gleichen Feld aber in senkrechter Richtung zu den c-Achsen und zu der Preßrichtung magnetisiert. Die Kurve 92 zeigt, daß eine auf diese Weise magnetisierte Probe viel weniger Koerzitivkraft und Remanenz aufwies. Die Heißbearbeitung brachte sowohl eine beträchtliche magnetische Anisotropie als auch Koerzitivkraft in die Probe ein.
Die Probe besaß vor ihrer Heißbearbeitung weniger als 7960 A/m (100 Oe) Koerzitivkraft.
Als Ergebnis bleibt festzuhalten, daß ein neues Verfahren der Heißbearbeitung von voll-kristallinen RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Legierungen gefunden wurde, um Permanentmagnete herzustellen. Das Verfahren ist viel einfacher anzuwenden und weniger teuer als bisher bekannte Verfahren. Die Heißbearbeitung von willkürlich orientierten, grob zerkleinerten, auf Kokille gegossenen Teilchen führt zu einer Ausrichtung von wenigstens einigen der kristallographischen c-Achsen in Richtung des Preßvorgangs, quer zur Flußrichtung. Eine richtungsverfestigte Legierung kann bewußt parallel zu den kristallographischen c-Achsen der RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B Kristalle bearbeitet werden, um die gewünschte Ausrichtung sicherzustellen. Während eine Wärmebehandlung von auf Kokille gegossenen kristallinen Gußkörper keine magnetische Koerzitivkraft induziert, entwickelt eine gleichzeitige Anwendung von Wärme und Druck eine bedeutende Koerzitivkraft. Das bedeutet, daß die Heißbearbeitung die kristalline Legierung vom weichmagnetischen in den hartmagnetischen Zustand überführt.
Infolgedessen ist es möglich, mit dem Verfahren der vorliegenden Erfindung magnetisch harte Legierungsprodukte herzustellen, wobei gegossene Legierungs-Gußkörper und nicht eine schleudergegossene Legierung oder eine fein zermahlene Legierung als Ausgangsmaterial benutzt werden.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines anisotropen Permanentmagneten, bei welchem eine Legierung ausgebildet wird, die Seltenerd-Elemente, Eisen und Bor enthält und ein kristallines Material umfaßt, das im wesentlichen aus Körnern von RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B bestehen, wobei RE ein oder mehrere Seltenerdelement(e) bedeutet, von dem/denen mindestens 60% Neodym und/oder Praseodym ist, TM ein Übergangsmetall ist, von dem mindestens 60% Eisen ist, und B das Element Bor ist, und die Legierung dann bei erhöhter Temperatur und erhöhtem Druck heißbearbeitet wird zur Erzeugung eines endgültigen Körpers, der magnetisch anisotrop ist mit einer Magnet-Koerzitivkraft von über 79 600 A/m (1000 Oe) und permanentmagnetische Charakteristika zeigt, dadurch gekennzeichnet, daß bei dem Verfahren ein geschmolzenes Metallgemisch (2, 2') auf Kokille gegossen wird, welches die Seltenerd-Elemente, Eisen und Bor in entsprechenden Anteilen enthält zur Bildung einer erstarrten magnetisch weichen Legierung (6, 6'), die anfangs eine magnetische Koerzitivkraft von nicht mehr als 39 800 A/m (500 Oe) besitzt, bei der die Körner von RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B, welche die vorherrschende in der Legierung (6, 6') vorhandene Phase bilden, jeweils eine kristallographische c-Achse besitzen und in Bereichen angehäuft sind, wo diese Achsen im wesentlichen zueinander parallel sind, die Körner durch eine Zwischenkornschicht einer Legierungsphase getrennt sind, die mit Seltenerd-Element angereicherter ist als die Körner von RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B und die Legierungsphase eine unbedeutendere zweite Phase ist, welche einen niedrigeren Schmelzpunkt als die RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B-Phase besitzt; die auf Kokille gegossene Legierung (6, 6') auf eine über den Schmelzpunkt der zweiten Phase erhöhte Temperatur erhitzt wird und dann die Legierung mechanisch so bearbeitet und deformiert wird, daß beim Abkühlen der Legierung der sich ergebende Körper (20, 85) magnetisch anisotrop ist und die permanentmagnetischen Charakteristika besitzt.

2. Verfahren zur Herstellung eines anisotropen Permanentmagneten nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die durch den Kokillenguß des geschmolzenen Metallgemischs (2) erzeugte vorherrschende Phase im wesentlichen aus dünnen flachen Plättchen (8) von RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B besteht, wobei die Plättchen jeweils die kristallographische c-Achse senkrecht zu ihren ebenen Flächen liegen haben und in Bereichen angehäuft sind, wo die jeweiligen kristallographischen c-Achsen im wesentlichen parallel zueinander sind; und daß das Verfahren umfaßt das Zerstoßen der magnetisch weichen Legierung (6) zum Bilden von groben Teilchen (12), die eine Größe von mehr als 50um haben, das Einschließen der Teilchen (12) in einen schmiedbaren Metallbehälter (14, 16), das Erhitzen des Behälters (14, 16) und der Legierung (6) auf die erhöhte Temperatur zum Aufschmelzen der zweiten Phase und danach das Walzen des Behälters (14, 16) zum Verformen desselben in einem solchen Ausmaß, daß die darin enthaltenen Teilchen (12) auf nahezu 100% Dichte kompaktiert werden.

3. Verfahren zur Herstellung eines anisotropen Permanentmagneten nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Verfahren umfaßt das Richtungsverfestigen des geschmolzenen Metallgemisches (2') zum Bilden der verfestigten, nieder-koerzitiven Legierung, wobei die durch den Richtungs- Kokillenguß des geschmolzenen Metallgemisches (2') erzeugte vorherrschende Phase im wesentlichen aus dünnen flachen Plättchen (8') von RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B besteht, die Plättchen (8') jeweils die kristallographische c-Achse senkrecht zu ihren ebenen Flächen liegen haben und in Bereichen angehäuft sind, wo die jeweiligen kristallographischen c-Achsen im wesentlichen parallel zueinander sind, und die Legierung auf die erhöhte Temperatur erhitzt und mechanisch bearbeitet wird, bis sie so fließt, daß die kristallographischen c-Achsen der darin enthaltenen Plättchen (8') ausgerichtet werden, wobei der sich beim Abkühlen der heiß bearbeiteten Legierung ergebende Körper (85) magnetisch anisotrop ist und die Permanentmagnet-Charakteristika besitzt.

4. Verfahren zum Herstellen eines anisotropen Permanentmagneten nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung (6') mechanisch bearbeitet wird durch Pressen der Legierung (6') in einer im wesentlichen zu der c-Achse der Plättchen (8') parallelen Richtung.

5. Verfahren zum Herstellen eines anisotropen Permanentmagneten nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Körner aus RE&sub2;TM&sub1;&sub4;B, in ihrer kleinsten Durchschnittsabmessung gemessen, ein Maß von mindestens 5 um haben.