DE3850001T2

DE3850001T2 - Magnetisches Seltenerd-Eisen-Bor-Puder und sein Herstellungsverfahren.

Info

Publication number: DE3850001T2
Application number: DE3850001T
Authority: DE
Inventors: Ryoji Nakayama; Tamotsu Ogawa; Takuo Takeshita
Original assignee: Mitsubishi Materials Corp
Current assignee: Diamet Corp
Priority date: 1987-08-19
Filing date: 1988-08-18
Publication date: 1994-11-03
Anticipated expiration: 2008-08-19
Also published as: US5110374A; DE3850001D1; CN1033018A; EP0304054A3; EP0304054A2; EP0304054B1; US4981532A; CN1012477B

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft Magnetpulver aus einer Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierung mit verbesserten magnetischen Eigenschaften und ein Verfahren zu ihrer Herstellung.

Stand der Technik

Magnetpulver aus einer Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierung, die Eisen (Fe), Bor (B) und ein Seltenerdmetall einschließlich Yttrium (Y) (was nachfolgend als R dargestellt wird) umfassen, wurden hauptsächlich zur Verwendung als Verbundmagnete entwickelt, da Seltenerdmetall-Bor-Legierungen als permanente Magnetmaterialien hervorragende magnetische Eigenschaften besitzen. Der Verbundmagnet ist in seinen Eigenschaften schlechter als das in ihm enthaltene Magnetpulver oder als andere Sintermagnete der gleichen Art, aber besser im Hinblick auf die physikalische Festigkeit und hat einen so hohen Freiheitsgrad, das er frei wählbar in eine beliebige Form gebracht werden kann, wodurch sich in jüngster Zeit die Anwendung rasch veränderte. Ein solcher Verbundmagnet besteht aus mit organischen oder Metallbindern oder dergleichen gebundenen Magnetpulvern, und seine magnetischen Eigenschaften werden von denen des Magnetpulvers beeinflußt.
In den vorstehend beschriebenen Legierungmagnetpulvern hängen ihre magnetischen Eigenschaften zu einem großen Teil von den Strukturen der Legierungsmagnetpulver ab, und deshalb haben sich die Forschungsarbeiten auf Magnetpulver mit Strukturen gerichtet, die die beste Verwendung solcher überragenden Magneteigenschaften der Legierungen gewährleisten.
Die bisher bekannten Seltenerdmetall-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulver wurden nach verschiedenen Verfahren hergestellt.
(1) Die japanische Patentanmeldung (A-Veröffentlichung) 59- 219904, 60-257107 und 62-23903 beschreiben ein Verfahren zur Herstellung von Magnetpulvern, nach denen Blöcke, grobes Pulver oder permanente Magnete der Seltenerdmetall-Eisen-Bor- Legierung mittels verschiedener mechanischer Zerkleinerungsverfahren oder einem Dekrepitations- oder Abbauverfahren unter Verwendung von Hydrierung-Dehydrierung hergestellt werden.
Die Fig. 1 (a) der anhängenden Zeichnungen stellt schematisch ein Teilchen eines groben Pulvers aus Seltenerdmetall-Eisen- Bor-Legierung dar, das eine R2Fe14B-intermetallische Phase 1, eine R-reiche Phase 2 und eine B-reiche Phase 3 umfaßt, wobei die R2Fe14B-Phase 1 als Hauptphase dient. Das grobe Pulver wird in ein feines Pulver vermahlen, dessen R2Fe14B-Phase 1 einem transgranularen oder intergranularen Bruch unterworfen wird, wie in Fig. 1 (b) dargestellt. Blöcke oder permanente Magnete können anstelle des groben Pulvers ebenfalls verwendet werden.
Das auf diese Weise zerkleinerte Legierungsmagnetpulver behält die Struktur des groben Pulvers, der Blöcke oder permanenten Magnete unverändert, und die R2Fe14B-Phase 1 jedes individuellen Pulverteilchens kann, abhängig vom Grad der Zerkleinerung, monokristallin oder polykristallin sein. Für die praktische Verwendung sollte das Magnetpulver eine durchschnittliche Teilchengröße im Bereich von einigen Mikrometern bis zu mehreren hundert Mikrometern besitzen, und seine R2Fe14B-Phase hat eine durchschnittliche Kristallgröße von 3 Mikrometern bis mehrere 10 Mikrometer.
(2) Die japanische Patentanmeldung (A-Veröffentlichung) Nr. 61-266502, 61-179801 und 61-214505 beschreiben die Stufe, bei der das gemäß dem vorstehenden Verfahren (1) erhaltene Magnetpulver einer Hitzebehandlung unterworfen wird, um die Spannung zu vermindern, oder einer weiteren Stufe des Erhitzens des Pulvers bei 800 ºC bis 1100 ºC, um Pulveraggregate herzustellen, um die Koerzitivkraft zu verbessern. Während einer solchen Behandlung wird die R2Fe14B- Phase jedes individuellen Pulverteilchens ebenfalls unverändert gehalten.
(3) Die japanischen Patentanmeldungen (A-Veröffentlichung) Nr. 60-17905 und 60-207302 beschreiben ein Verfahren zur Herstellung von Seltenerdmetall-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulver, das die Stufe des Abschreckens einer geschmolzenen Legierung mittels eines raschen Abschreckens oder Atomisierens zur Herstellung eines Magnetpulvers umfaßt. Das so erhaltene Magnetpulver kann einer Hitzebehandlung unterworfen werden, um gegebenenfalls die Koerzitivkraft zu verbessern.
Die Fig. 2 zeigt schematisch ein Teilchen des Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers, das durch Abschrecken einer geschmolzenen Legierung erhalten wird. Das Pulverteilchen hat eine polykristalline Struktur der R2Fe14B- Phase 1, und an seinen Korngrenzen existiert R-reiche amorphe Phase 2', die die R2Fe14B-Phase 1 umgibt. Ein solches Magnetpulver hat eine durchschnittliche Teilchengröße von einigen Mikrometern bis zu mehreren hundert Mikrometern. Die durchschnittliche Kristallkorngröße der R2Fe14B-Phase liegt in der Größenordnung von mehreren 10 Nanometern, wenn die Methode des raschen Abschreckens verwendet wird, und in der Größenordnung von mehreren 10 Mikrometern im Falle der Atomisierungsmethode.
Die Struktur des so hergestellten Magnetpulvers ist die, die durch Festwerden der abgeschreckten geschmolzenen Legierung gebildet wird, oder die, die durch Keimbildung und Wachstum der R2Fe14B-Phase durch eine gegebenenfalls erforderliche Wärmebehandlung erhalten wird. Die Kristallorientierungen der Kristallkörner in der R2Fe14B-Phase sind deshalb beliebig, und die Easy-Achsen der Magnetisierung der magnetokristallinen Anisotropie können durch die bei A in Fig. 2 angegebenen Teile dargestellt werden. Jedes Pulverteilchen ist deshalb nicht kristallin-anisotrop, sondern isotrop, und da es isotrop ist, sind dies auch seine magnetischen Eigenschaften.
Andere Verfahren, wie z. B. die Coreduzierungsmethode und die Dampfphasenmethode, können ebenfalls durchgeführt werden, um Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver zu erhalten, aber die durch eine solche Methode erhaltenen Pulver haben Strukturen, die ähnlich sind denen der durch die vorstehenden Verfahren hergestellten Pulver.
Gemäß IEEE Transactions on Magnetics, MAG-22 (1986) Sept, Nr. 5, New York, NY, USA, Seiten 735-737 werden R2Fe14B-Teilchen nach dem Verfahren der Wasserstoff-Dekrepitation hergestellt. Unter einem Wasserstoffdruck von 10&sup7; Pa bei 650 ºC tritt Zersetzung auf, und im Röntgendiagramm werden NdH2, Fe und Fe- B beobachtet. Durch Erhitzen unter Vakuum wurden verschiedene Versuche unternommen um dieses Material zu rekombinieren. Nach 24 Stunden bei 1000 ºC wurde keine Veränderung festgestellt, aber eine Behandlung während 2 Monaten bei 1100 ºC ergab eine Wiederbildung von Nd2Fe14B. Dieser Arbeit ist nichts über die magnetischen Eigenschaften des rekombinierten Produktes zu entnehmen. Vergleichsbeispiele zeigen, daß dieses Material zur Verwendung als permanenter Magnet ungeeignet ist.
Wie vorstehend beschrieben, besitzt das Legierungspulver des Standes der Technik eine Struktur, die durch die unverändert erhaltene Struktur der Blöcke, groben Pulver oder permanenten Magnete definiert ist, durch die durch Verfestigung der abgeschreckten Legierungsschmelze gebildete, oder die, die durch Hitzebehandlung einer solchen verfestigten Struktur erhalten wird.
Im allgemeinen wird angenommen, daß für hervorragende magnetische Eigenschaften die Struktur des Seltenerdmetall- Eisen-Bor-Magnetpulvers die folgenden Bedingungen erfüllen soll:
(i) Die R2Fe14B-Phase, die als Hauptphase dient, hat eine durchschnittliche Kristallkorngröße von nicht mehr als 50 um, vorzugsweise nicht mehr als 0.3 um, worin die Kristallkörner Teilchen einer einzigen magnetischen Domaine sind.
(ii) Die Hauptphase weist in ihren Körnern oder an den Korngrenzen weder Verunreinigungen noch Spannung auf, die bei der Bildung einer reversen magnetischen Domaine als Keim dienen könnten.
(iii) An den Kristallkorngrenzen der R2Fe14B-Phase liegt eine R-reiche Phase oder R-reiche amorphe Phase vor, und die Kristallkörner der R2Fe14B-Phase sind von der R-reichen Phase oder R-reichen amorphen Phase umgeben.
(iv) Die Easy-Achsen der Magnetisierung der Kristallkörner in jedem individuellen Magnetpulver sind ausgerichtet, und das Magnetpulver besitzt deshalb eine magnetische Anisotropie.
Das nach dem vorstehenden Verfahren (1) erhaltene Magnetpulver wird normalerweise jedoch so zerkleinert, daß es eine durchschnittliche Teilchengröße von nicht weniger als 3 um besitzt, und die R2Fe14B-Phase wird einem transgranularen oder intergranularen Bruch, wie in Fig. 1 dargestellt, unterworfen. Die Struktur des Magnetpulvers besitzt deshalb nicht eine Struktur, worin die Kristallkörner der R2Fe14B- Phase 1 von R-reicher Phase 2 umgeben sind, sondern eine solche, in der ein Teil der R-reichen Phase 2 an einem Teil der R2Fe14B-Phase 1 anhaften kann, und eine während des Zerkleinerns verursachte Spannung bleibt erhalten. Als Ergebnis zeigt das nach Verfahren (1) erhaltene Magnetpulver des Standes der Technik eine Koerzitivkraft (iHc) in der Größenordnung von 0.5 bis 3 KOe. Was die gemäß dem Verfahren (2) hergestellten Magnetpulver betrifft, so sinkt, wenn ein solches Magnetpulver zur Herstellung eines Verbundmagnets verwendet wird, die Koerzitivkraft des erhaltenen Verbundmagnet mit steigendem Pressdruck. Der durch Verpressen bei einem Druck von 5 Tonnen/cm2 in einem orientierenden Magnetfeld gebildete Verbundmagnet besitzt z. B. eine Koerzitivkraft von nicht mehr als 5 KOe, wodurch er in seinen magnetischen Eigenschaften schlechter ist.
Bei dem gemäß Verfahren (3) erhaltenen Magnetpulver sind die Kristallorientierungen der Kristallkörner in der R2Fe14B-Phase beliebig und jedes Pulverteilchen ist in seinen magnetischen Eigenschaften isotrop. Wenn ein solches Magnetpulver zur Herstellung eines Verbundmagnets verwendet wird, so zeigt der resultierende Magnet eine größere Koerzitivkraft in der Größenordnung von 8 bis 15 KOe. Zur Magnetisierung ist jedoch ein hohes Magnetfeld von 20 bis 45 KOe erforderlich, weil das Pulver isotrop ist, wodurch seine praktische Verwendung begrenzt ist.
In den gemäß den vorstehenden Verfahren hergestellten Magnetpulvern wird ferner angenommen, daß die Tatsache, daß R- reiche Phase und R-reiche amorphe Phase an den Korngrenzen der Kristallkörner der R2Fe14B-Phase so vorliegt, das sie diese umgibt, für größere Koercitivkräfte verantwortlich ist. Das Vorhandensein der Korngrenzenphase verringert somit den Volumenprozentanteil der R2Fe14B-Phase, wodurch der Magnetisierungswert des Magnetpulvers erniedrigt wird.
In den Legierungsmagnetpulver des Standes der Technik sind deshalb die magnetischen Eigenschaften, die den Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungen intrinsisch innewohnten, nicht auf die beste Weise ausgenützt.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Eine Hauptaufgabe der vorliegenden Erfindung ist es deshalb, ein Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver bereitzustellen, das bei der Verwendung als Verbundmagnet viel bessere magnetische Eigenschaften zeigt.
Eine weitere erfindungsgemäße Aufgabestellung ist es, ein verbessertes Verfahren bereitzustellen, mit dem das vorstehende Magnetpulver aus einem Legierungsmaterial in hoher Ausbeute hergestellt werden kann.
Gemäß dem ersten erfindungsgemäßen Aspekt wird ein Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver bereitgestellt, in dem jedes individuelle Teilchen eine rekristallisierte Kornstruktur umfaßt, die eine Phase aus R2Fe14B-intermetallischer Verbindung als Hauptphase enthält, worin R ein Seltenerdmetall bedeutet, und die intermetallische Verbindung-Phase besteht aus rekristallisierten Körnern einer tetragonalen Kristallstruktur mit einer durchschnittlichen Kristallkorngröße von 0.05 um bis 50 um.
Gemäß dem zweiten erfindungsgemäßen Aspekt wird ein Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmetall-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulvers bereitgestellt, das die Stufen umfaßt: (a) Herstellung eines Seltenerdmetall-Eisen-Bor- Legierungsmaterial;
(b) Nachfolgendes Einschließen von Wasserstoffin das Material, in dem das Material bei einer Temperatur von 500 ºC bis 1000 ºC in einer Gasatmosphäre erhalten wird, die ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Wasserstoffgas und einer Mischung aus Wasserstoff und inerten Gasen;
(c) Nachfolgende Dehydrierung des Legierungsmaterials bei einer Temperatur von 500ºC bis 1000ºC, bis der Wasserstoffdruck in der Atmosphäre auf nicht mehr als 1 · 10&supmin;¹ Torr abgefallen ist; und
(d) Nachfolgendes Abkühlend des Legierungsmaterials.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 (a) ist eine schematische Darstellung der Struktur eines groben Pulvers;
Fig. 1 (b) ist eine Darstellung von Teilchen eines Erdmetall- Legierungsmagnets des Standes der Technik, erhalten durch Zerkleinern des groben Pulvers der Fig. 1 (a);
Fig. 2 ist eine schematische Darstellung einer Struktur eines anderen Seltenerdmetall-Legierungsmagnetpulvers des Standes der Technik, erhalten durch ein bekanntes Atomisierungsverfahren;
Fig. 3 (a) ist eine schematische Darstellung eines Teilchens eines durch mechanisches Zerkleinern erhaltenen Pulvers;
Fig. 3 (b) ist eine schematische Darstellung eines durch Behandeln des Pulvers der Fig. 3 (a) erhaltenen Teilchens, wobei das Teilchen rekristallierste Körner der darin gebildeten R2Fe14B-Phase besitzt,
Fig. 3 (c) ist eine schematische Darstellung des Teilchen eines erfindungsgemäßen Seltenerdmetall- Legierungsmagnetpulvers, erhalten durch Behandlung des Pulvers der Fig. 3 (b), wobei das Teilchen eine rekristallisierte Aggregatstruktur besitzt, in der die rekristallisierten Körner an intergranularen Tripelpunkten gebildet sind;
Fig. 4 (a) ist eine schematische Darstellung, die die Struktur eines Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsblocks oder permanenten Magnetens zeigt;
Fig. 4 (b) ist eine schematische Darstellung des Blocks oder permanenten Magnetes, erhalten durch Behandlung des Blocks oder Magnets der Fig. 4 (a), wobei der Block oder Magnet rekristallisierte Körner von darin gebildeter R2Fe14B-Phase besitzt;
Fig. 4 (c) ist eine schematische Darstellung des Blocks oder permanenten Magnets, erhalten durch Behandlung des Blocks oder Magnets der Fig. 4 (b), wobei der Block oder Magnet eine rekristallisierte Aggregatstruktur besitzt;
Fig. 4 (d) ist eine schematische Darstellung von Teilchen eines anderen Seltenerd-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers gemäß der vorliegenden Erfindung, erhalten durch Zerkleinern des Blocks oder permanenten Magnets der Fig. 4 (c);
Fig. 5 (a) ist eine schematische Darstellung eines Teilchens eines anderen, durch mechanisches Zerkleinern erhaltenen Pulvers;
Fig. 5 (b) ist eine schematische Darstellung des durch Behandeln des Pulvers der Fig. 5 (a) erhaltenen Teilchens, wobei das Teilchen rekristallisierte Körner an darin gebildeter R2Fe14B-Phase besitzt;
Fig. 5 (c) ist eine schematische Darstellung eines Teilchens eines weiteren erfindungsgemäßen Seltenerdmetall-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulvers, erhalten durch Behandlung des Pulvers der Fig. 5 (b), wobei das Teilchen eine rekristallisierte Aggregatstruktur besitzt, worin die rekristallisierten Körner an intergranularen Tripelpunkten ausgebildet sind;
Fig. 6 (a) ist eine schematische Darstellung, die die Struktur eines anderen Seltenerdmetall-Legierungs-Blocks oder permanenten Magnetens zeigt;
Fig. 6 (b) ist eine schematische Darstellung des Blocks oder permanenten Magnets, erhalten durch Behandlung des Blocks oder Magnets der Fig. 6 (a), wobei der Block oder Magnet kristallisierte Körner von darin ausgebildeter R2Fe14B-Phase aufweist;
Fig. 6 (c) ist eine schematische Darstellung des Blocks oder permanenten Magnets, erhalten durch Behandlung des Blocks oder Magnets der Fig. 6 (b), wobei der Block oder Magnet eine rekristallisierte Aggregatstruktur besitzt;
Fig. 6 (b) ist eine schematische Ansicht der Teilchen eines weiteren erfindungsgemäßen Seltenerdmetall- Legierungsmetallpulvers, erhalten durch Zerkleinen der Blocks oder permanenten Magnets der Fig. 6 (c);
die Fig. 7 bis 10 sind schematische Darstellungen typischer Verfahren zur Herstellung des erfindungsgemäßen Magnetlickierungspulvers;
Fig. 11 ist eine der Fig. 3 ähnliche Darstellung, zeigt aber den Fall, bei dem eine Homogenisierungsbehandlung erforderlich ist;
Fig. 12 ist eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Röntgenbeugungsanalyse eines erfindungsgemäßen Magnetpulvers zeigt;
Fig. 13 (a) ist eine Elektronenmikrographie einer Mikrostruktur des Magnetpulvers von Beispiel 1;
Fig. 13 (b) ist eine zeichnerische Darstellung der in der Photomikrographie von Fig. 13 (a) gezeigten Mikrostruktur;
Fig. 14 ist eine graphische Darstellung einer Demagnetisierungskurve des Verbundmagnets von Beispiel 7;
Fig. 15 ist eine graphische Darstellung einer Demagnetisierungskurve des Verbundmagnets von Beispiel 10;
Fig. 16 ist eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen einer durchschnittlichen rekristallisierten Korngröße und der Koerzitivkraft zeigt;
Fig. 17 (a) ist eine Photomikrographie der Mikrostruktur eines weiteren Seltenerdmetall-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulvers;
Fig. 17 (b) ist eine zeichnerische Darstellung der in der Mikrographie von Fig. 17 (a) dargestellten Mikrostruktur;
Fig. 18 ist eine schematische Darstellung des Verfahrens nach Beispiel 23;
Fig. 19 ist eine Darstellung ähnlich der Fig. 18, zeigt aber das Verfahren des Kontrollbeispiels 9;
Fig. 20 ist eine Darstellung ähnlich zu Fig. 18, zeigt aber das Verfahren des Kontrollbeispiels 10;
Fig. 21 (a) ist eine Photomikrographie einer Mikrostruktur eines Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers nach Beispiel 23;
Fig. 21 (b) ist eine zeichnerische Darstellung der in der Photomikrographie von Fig. 21 (a) dargestellten Mikrostruktur;
Fig. 22 ist eine schematische Darstellung, die die Verfahren der Beispiele 24 und des Kontrollbeispiels 12 zeigt;
Fig. 23 ist eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen der Koerzitivkraft und Entspannungstemperatur des Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Magnetpulvers zeigt;
Fig. 24 ist eine schematische Darstellung der Verfahren nach Beispiel 25 und Kontrollbeispiel 13;
Fig. 25 ist eine schematische Darstellung des Verfahrens vom Beispiel 26;
Fig. 26 ist eine graphische Darstellung, die die Demagnetisierungskurve des Verbundmagnets von Beispiel 26 zeigt;
die Fig. 27 bis 30 sind schematische Darstellungen, die die Verfahren der Beispiele 27 bis 30 zeigen;
Fig. 31 ist eine schematische Darstellung, die die Verfahren der Beispiele 31 bis 33 zeigt; und
die Fig. 32 und 33 zeigen die Verfahren der Beispiele 34 und 35.

BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG

Die Erfinder haben umfangreiche Untersuchungen zur Verbesserung von Magnetpulvern des Standes der Technik durchgeführt, und haben ein Seltenerdmetall-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulver gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten, das bei Verwendung als Verbundmagnete hervorragende magnetische Eigenschaften besitzt. Das erfindungsgemäße Legierungsmagnetpulver ist gekennzeichnet durch eine rekristallisierte Kornstruktur, die eine R2Fe14B- intermetallische Verbindungsphase als Hauptphase enthält, wobei die R2Fe14B-Phase aus rekristallisierten Körnern einer tetragonalen Kristallstruktur mit einer durchschnittlichen Kristallkorngröße von 0.05 um bis 50 um besteht.
Im allgemeinen ist eine rekristallisierte Struktur die Struktur, die erhalten wird, in dem man in einem Metall eine hohe Spannungsdichte, wie z. B. Fehlstellen und Poren verursacht, und das Metall einer geeigneten Wärmebehandlung unterwirft, um die rekristallisierten Körner zu bilden und wachsen zu lassen. Im vorausgehenden Text kann die rekristallisierte R2Fe14B-intermetallische Verbindungsphase weniger als 50% des Volumens einnehmen, sollte aber vorzugsweise nicht weniger als 50 Volumenprozent einnehmen.
Die rekristallisierte Struktur wird nun unter Bezugnahme auf die Fig. 3 bis 6 der anhängenden Zeichnungen beschrieben.
Unter erster Bezugnahme auf die Fig. 3 und 4 wird eine Erklärung für den Fall gegeben, bei dem der Gehalt des Seltenerdmetalls R im Legierungsmaterial größer als ist bei einer Zusammensetzung R2Fe14B, d. h. das Legierungsmaterial wird dargestellt durch Rx(Fe,B)100-x, worin x > 13.
Fig. 3 (a) zeigt schematisch ein Teilchen des Magnetpulvers, das erhalten wird, indem man den Block, das grobe Pulver oder den permanenten Magnet der Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierung einer mechanischen Zerkleinerung unterwirft. Ein solches Pulver könnte auch mittels eines Dekrepitationsverfahrens, basierend auf Hydrierung/Dehydrierung, hergestellt werden. In jedem Fall ist die Struktur des in Fig. 3 (a) dargestellten Pulverteilchens die Struktur des Blocks, groben Pulvers oder permanenten Magnets, die unverändert gehalten wurde.
In Fig. 3 (a) bezeichnen 1 und 2 die R2Fe14B-Phase bzw. die R-reiche Phase. Wenn das in Fig. 3 (a) dargestellte Pulverteilchen gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt wird, werden rekristallisierte Körner 1' der R2Fe14B-Phase, wie in Fig. 3 (b) dargestellt, erzeugt und wachsen in einer rekristallisierten Aggregatstruktur der R2Fe14B-Phase, wie in Fig. 3 (c) dargestellt, wobei die rekristallisierten Körner der Aggregatstruktur eine durchschnittliche Kristallkorngröße von 0.05 um bis zu einigen Mikrometern besitzen . .
Im vorhergehenden wird die R2Fe14B-Phase 1 des gemäß dem Verfahren des Standes der Technik hergestellten Pulvers einer Rekristallisation unterworfen, um rekristallisierte Körner 1', wie in Fig. 3 (b) dargestellt, zu bilden, die dann zu einer rekristallisierten Aggregatstruktur, wie in Fig. 3 (c) dargestellt, wachsen. Die rekristallisierten Körner 1' der R2Fe14B-Phase wie in den Fig. 3 (b) und 3 (c) dargestellt, sind jedoch nicht mit vollständig beliebigen Kristallorientierungen angeordnet, sondern definieren eine Struktur mit einer vorgegebenen Orientierung.
Auf der anderen Seite ist am Beginn der Rekristallisation, wie dies aus Fig. 3 (b) ersichtlich ist, die R-reiche Phase nicht klar zu erkennen, wird aber an den Tripelpunkten der Korngrenzen zwischen den rekristallisierten Körnern 1' gebildet, wenn die rekristallisierten Körner 1' der R2Fe14B- Phase zur rekristallisierten Aggregatstruktur, wie in Fig. 3 (c) dargestellt, wachsen.
Fig. 4 (a) zeigt schematisch die Struktur eines Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsblocks oder -Permanenten Magnets, dargestellt durch Rx(Fe,B)100-x, worin x > 13.
In Fig. 4 (a) bezeichnen l und 2 die R2Fe14B-Phase bzw. R- reiche Phase. Wenn der in Fig. 4 (a) dargestellte Block oder permanente Magnet gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt wird, werden in den Körnern oder an den Korngrenzen, wie in Fig. 4 (b) dargestellt, rekristallisierte Körner 1' der R2Fe14B-Phase gebildet, und wachsen zu einer rekristallisierten Aggregatstruktur der R2Fe14B-Phase, wie in Fig. 4 (c) dargestellt, wobei die rekristallisierten Körner der Aggregatstruktur eine durchschnittliche Kristallkorngröße von 0.05 um bis zu einigen Mikrometern besitzen.
Auf der anderen Seite ist, wie dies die Fig. 4 (b) zeigt, die R-reiche Phase am Beginn der Rekristallisation nicht klar erkennbar, wird aber an den Tripelpunkten der Korngrenzen zwischen den rekristallisierten Körner 1' gebildet, wenn die rekristallisierten Körner 1' der R2Fe14B-Phase zur rekristallisierten Aggregatkornstruktur wachsen, wie in Fig. 4 (c) dargestellt.
Der Legierungsblock oder permanente Magnet mit der Aggregatstruktur der rekristallisierten Körner 1' der R2Fe14B- Phase, wie in Fig. 4 (c) dargestellt, kann mittels mechanischen Zerkleinerns oder einer Dekrepitation aufgrund von Hydrogenierung/Dehydrogenierung in ein Magnetpulver zerkleinert werden, das dann einer Hitzebehandlung zur Verminderung der Spannung unterworfen werden kann, wodurch ein Magnetpulver mit einer Aggregatstruktur der rekristallisierten Körner 1' resultiert, wie in Fig. 4 (d) dargestellt. Ein solches Magnetpulver ist in der Struktur ähnlich dem in Fig. 3 (c) dargestellten Magnetpulver und kann nicht davon unterschieden werden.
Unter Bezugnahme auf die Fig. 5 und 6 wird eine Erklärung für den Fall gegeben, bei dem die Zusammensetzung des Legierungsmaterials in der Nähe von R2Fe14B liegt, d. h. das Legierungsmaterial wird dargestellt durch Rx(Fe,B)100-x, worin 11≤x≤13, und insbesondere für den Fall, bei dem die Zusammensetzung nahe an R12Fe82B6 liegt.
Fig. 5 (a) zeigt schematisch ein Teilchen des durch mechanische Zerkleinerung eines Blocks, groben Pulvers oder permanenten Magnets einer Verbindung mit einer an R12Fe82B6 liegenden Zusammensetzung erhaltenen Magnetpulvers.
Das Pulver kann mittels Dekrepitation aufgrund von Hydrierung- Dehydrierung gebildet werden. Auf jeden Fall ist die in Fig. 5 (a) dargestellte Struktur des Pulverteilchens die Struktur des Blocks, groben Pulvers oder permanenten Magnets, die unverändert gehalten wurde.
In Fig. 5 (a) bezeichnen 1 und 2 die R2Fe14B-Phase bzw. die R-reiche Phase. Wenn das in Fig. 5 (a) dargestellte Pulverteilchen gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt wird, werden rekristallisierte Körner 1' der R2Fe14B-Phase, wie in Fig. 5 (b) dargestellt, erzeugt und wachsen in eine Aggregatstruktur der rekristallisierten Körner 1' der R2Fe14B- Phase, wie in Fig. 5 (c) dargestellt, wobei die rekristallisierten Körner der Aggregatstruktur eine durchschnittliche Kristallkorngröße von 0.05 um bis zu einigen Mikrometern besitzen.
Im vorstehenden wird die R2Fe14B-Phase 1 des gemäß dem Verfahren des Standes der Technik hergestellten Pulvers einer Rekristallisation unterworfen, um rekristallisierte Körner 1', wie in Fig. 5 (b) dargestellt, auszubilden, die weiter zu einer rekristallisierten Aggregatstruktur, wie in Fig. 5 (c) dargestellt, wachsen. Die rekristallisierten Körner 1' der R2Fe14B-Phase in den Fig. 5 (b) und 5 (c) sind jedoch nicht in vollständig beliebigen Kristallstrukturen angeordnet, sondern definieren eine Struktur mit einer vorgegebenen Orientierung.
Die R-reiche Phase ist am Beginn der Rekristallisation, wie in Fig. 5 (b) dargestellt, nicht klar erkennbar. Sogar wenn die rekristallisieren Kristallkörner 1' der R2Fe14B-Phase zur rekristallisierten Aggregatkornstruktur, wie in Fig. 5 (c) dargestellt, wachsen, bildet sich die R-reiche Phase nur an einigen Tripelpunkten der Korngrenzen zwischen den rekristallisieren Körnern 1', und die in Fig. 5 (c) dargestellte rekristallisierte Aggregatkornstruktur besteht deshalb im wesentlichen aus R2Fe14B-rekristallisierter Phase.
Die Fig. 6 (a) zeigt schematisch eine Struktur des Legierungsblocks oder permanenten Magnets, die eine Zusammensetzung besitzt, die nahe an R12Fe82B6 liegt. In Fig. 6 (a) bezeichnen 1 und 2 die R2Fe14B-Phase bzw. die R-reiche Phase. Wenn der Block oder permanente Magnet, wie in Fig. 6 (a) dargestellt, gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt wird, werden in den Körnern oder an den Korngrenzen, wie in Fig. 6 (b) dargestellt, rekristallisierte Körner 1' der R2Fe14B-Phase erzeugt, und wachsen zu einer rekristallisierten Aggregatstruktur der R2Fe14B-Phase, wie in Fig. 6 (c) dargestellt.
Am Beginn der Rekristallisation ist, wie dies Fig. 6 (b) zeigt die R-reiche Phase nicht klar erkennbar. Sogar wenn die rekristallisierten Kristallkörner der R2Fe14B-Phase zur Aggregatstruktur, wie in Fig. 6 (c) dargestellt, wachsen, wird die R-reiche Phase nur an einigen Tripelpunkten der Korngrenzen zwischen den rekristallisierten Körnern 1' gebildet, und deshalb besteht die rekristallisierte Kornstruktur im wesentlichen nur aus der R2Fe14B-Phase.
Der Legierungsblock oder permanente Magnet mit der rekristallisierten Aggregatstruktur 1' der R2Fe14B-Phase, wie in Fig. 6 (c) dargestellt, kann durch mechanisches Zerkleinen oder durch Dekrepitation aufgrund von Hydrierung-Dehydrierung zu einem Magnetpulver zerkleinert werden. Wie dies auf Fig. 6 (c) ersichtlich ist, besitzen einige Teilchen des so erhaltenen Magnetpulvers Aggregatstrukturen, in denen eine R- reiche Phase an einigen Tripelpunkten der Korngrenzen zwischen den rekristallisierten Körnern 1' vorhanden ist, und weisen deshalb eine Struktur auf, die ähnlich ist der des in Fig. 5 (c) dargestellten Magnetpulvers. Andere haben jedoch Aggregatstrukturen, bei denen die rekristallisierten Körner überhaupt keine R-reiche Phase enthalten, sondern aus 100% R2Fe14B-Phase bestehen.
Die vorliegende Erfindung umfaßt nicht nur die Magnetpulver mit einer Aggregatstruktur von rekristallisierten Körnern 1' der R2Fe14B-Phase wie in den Fig. 3 (c), 4 (d), 5 (c) und 6 (d) dargestellt, sondern das Magnetpulver umfaßt rekristallisierte Körner 1' der R2Fe14B-Phase, wie in den Fig. 3 (b) und 5 (b) dargestellt und die durch Zerkleinern der Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierung oder des permanenten Magnets erhaltenen Magnetpulver umfassen auch rekristallisierte Körner 1' der R2Fe14B-Phase, wie in den Fig. 4 (b) und 6(b) dargestellt.
Das erfindungsgemäße Seltenerdmetall-Legierungspulver ist deshalb durch eine rekristallisierte Kornstruktur charakterisiert, und unterscheidet sich vollkommen von dem Magnetpulver des Standes der Technik, das keine rekristallisierte Struktur enthält. Auch wenn eine geschmolzene Legierung einem raschen Abschrecken oder Atomisieren unterworfen wird, um ein wie in Fig. 2 dargestelltes Pulver zu erhalten, wird in dem resultierenden Pulver keine rekristallisierte Struktur ausgebildet.
Damit das Magnetpulver des Standes der Technik eine hohe Koerzitivkraft besitzt, muß ferner eine R-reiche Phase, die die R2Fe14B-Phase umgibt, vorhanden sein, während das erfindungsgemäße Magnetpulver keine solche R-reiche Korngrenzenphase aufweisen muß. Im erfindungsgemäßen Magnetpulver kann sich die R-reiche Phase unvermeidbar an den Tripelpunkten der Korngrenzen während der Herstellung bilden, wie dies für den Fall veranschaulicht wird, bei dem das Legierungsmaterial durch Rx(Fe,B)100-x, worin x > 13, dargestellt wird, aber das Pulver besteht im wesentlichen nur aus den rekristallisierten Körnern der R2Fe14B-Phase.
Das erfindungsgemäße Legierungsmagnetpulver zeigt hohe magnetische Eigenschaften, da es eine rekristallisierte Kornstruktur besitzt. Spezifischer ausgedrückt besteht jedes individuelle Teilchen des Magnetpulvers aus rekristallisierten Körnern, und deshalb sind in den Körnern oder an den Korngrenzen weder Verunreinigungen noch Spannung vorhanden. Abgesehen davon wird die durchschnittliche Korngröße der rekristallisierten Körner der R2Fe14B-Phase so einreguliert, das sie nicht größer als 50 um ist, und vorzugsweise im Bereich von 0.05 um bis 3 um liegt, was nahe an 0.3 um ist, wo die rekristallisierten Körner Teilchen einer einzigen magnetischen Domaine werden können. Das erfindungsgemäße Magnetpulver kann deshalb hohe Koerzitivkräfte aufweisen. Das aus dem Legierungsmaterial mit einer durch Rx(Fe,B)100-x, worin 11≤x≤< 13, dargestellten Zusammensetzung zeigt besonders hohe Werte der Magnetisierung.
Das erfindungsgemäße Magnetpulver sollte vorzugsweise eine durchschnittliche Teilchengröße von 2.0 bis 500 um besitzen, und die rekristallisierte R2Fe14B-Phase in jedem individuellen Teilchen mit der vorstehenden durchschnittlichen Teilchengröße sollte eine durchschnittliche Kristallkorngröße von 0.05 bis 50 um, und vorzugsweise von 0.05 bis 3 um aufweisen.
Wenn die durchschnittliche Teilchengröße des Magnetpulvers weniger als 2.0 um ist, können Schwierigkeiten auftreten, wie z. B. die Oxidation und das Verbrennen des Pulvers, wenn es behandelt wird. Wenn auf der anderen Seite die Teilchengröße 500 um übersteigt, ist das Pulver für eine praktische Verwendung nicht geeignet.
Wenn die durchschnittliche Kristallkorngröße der R2Fe14B-Phase in jedem individuellen Pulverteilchen geringer als 0.05 um ist, wird es schwierig, das Teilchen zu magnetisieren. Wenn auf der anderen Seite die durchschnittliche Kristallkorngröße 50 um übersteigt, wird die Koerzitivkraft (iHc) nicht größer als 5 KOe. Da eine Koerzitivkraft von nicht größer als 5 KOe in den Bereich fällt, den die Seltenerdmetall-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulver des Standes der Technik besitzen, besitzt ein Magnetpulver mit einer solchen Koerzitivkraft niemals bessere magnetische Eigenschaften.
Im vorstehenden kann ein Teil des Eisens im erfindungsgemäßen Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers durch ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Kobalt (Co), Nickel (Ni), Vanadium (V), Niobium (Nb), Tantalum (Ta), Kupfer (cU), Chrom (Cr), Molybdän (Mo), Wolfram (W), Titan (Ti), Aluminium (Al), Gallium (Ga), Indium (In), Zirkon (Zr) und Hafnium (Hf) ersetzt werden. Auf ähnliche Weise kann ein Teil des Bors ersetzt werden durch ein oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Stickstoff (N), Phosphor (P), Schwefel (S), Fluor (F), Silicium (Si), Kohlenstoff (C), Germanium (Ge), Zinn (Sn), Zink (Zn), Antimon (Sb) und Bismut (Bi).
Das erfindungsgemäße Legierungsmagnetpulver besitzt im allgemeinen eine magnetische Anisotropie. Manchmal kann jedoch auch ein magnetisch isotropes Pulver erzeugt werden. Dies wird wie folgt erklärt.
Im erfindungsgemäßen Magnetpulver sind die rekristallisierten Körner in jedem individuellen Teilchen nicht mit vollständig beliebigen Kristallorientierungen angeordnet, sondern definieren eine Struktur mit einer vorgegebenen Kristallorientierung. Als Ergebnis davon weist das Magnetpulver, das rekristallisierte Körner einer durchschnittlichen Kristallgröße besitzt, die geringer ist als die durchschnittliche Kristallkorngröße, die korrelativ durch die durchschnittliche Teilchengröße des Magnetpulvers bestimmt wird, eine magnetische Isotropie auf, während das Magnetpulver, das rekristallisierte Körner mit einer durchschnittlichen Kristallkorngröße von größer als der vorstehend festgesetzten Korngröße besitzt magnetisch anisotrop wird.
Auch wenn die Magnetpulver mit den rekristallisierten Strukturen eine solche magnetische Isotropie besitzen, können alle unter Verwendung einer plastischen Deformation, z. B. eines Heißwalzens und Heißextrudierens, in solche mit magnetischer Anisotropie überführt werden. Dies deshalb, weil die Kristallorientierungen der individuellen rekristallisierten Körner, die durch die Easy-Achsen der Magnetisierung dargestellt werden, aufgrund der plastischen Deformation ausgerichtet werden. Die plastische Deformation kann nicht nur beim erfindungsgemäßen Pulver angewendet werden, sondern auch beim Legierungsblock, groben Pulver-oder permanenten Magneten mit einer Aggregatkornstruktur mit R2Fe14B-Phase. Das rohe Pulver oder der Block, wie in den Fig. 3 (c) oder 6 (c) dargestellt, können z. B. in ein Magnetpulver mit magnetischer Anisotropie überführt werden, indem man sie einer plastischen Deformation unterwirft, durch ein geeignetes Zerkleinungsverfahren zu einem Pulver zerkleinert, und das zerkleinerte Produkt zur Minderung der Spannung wärmebehandelt.
Das erfindungsgemäße Magnetpulver kann mit einem Magnetpulver des Standes der Technik gemischt werden. Wenn es mit dem Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver des Standes der Technik auf solche Weise vermischt wurde, daß das erfindungsgemäße Magnetpulver nicht weniger als 50 Gew.-% der Gesamtmenge beträgt, besaß das resultierende Magnetpulver eine Koerzitivkraft von nicht weniger als 5 KOe.
Ein bis jetzt verwendetes konventionelles Verfahren zum Erhalt einer wie vorstehend beschriebenen rekristallisierten Struktur umfaßt die Stufen, bei denen man in einem Metall eine hohe Spannungsdichte, wie z. B. Fehlstellen und Poren, verursacht, und das Metall einer geeigneten Wärmebehandlung unterwirft, um rekristallisierte Körner zu bilden und wachsen zu lassen. Erfindungsgemäß wird jedoch zuerst Wasserstoffin der R2Fe14B- Phase occludiert, um darin eine Gitterspannung zu verursachen, und dann wird eine Dehydrierung bei einer Temperatur, die geeignet ist, um einen spröden Bruch zu vermeiden, durchgeführt, um die Wiederherstellung der Struktur einschließlich der Phasentransformation sowie der Bildung und des Wachstums der rekristallisierten Körner zu bewirken.
Es wird nun das erfindungsgemäße Verfahren detailliert beschrieben.
Das erfindungsgemäße Verfahren ist durch die Stufen charakterisiert:
(a) Herstellung eines Seltenerdmetall-Eisen-Bor- Legierungsmaterials in Form eines Blocks, eines Pulvers, eines homogenisierten Blocks oder eines homogenisierten Pulvers;
(b) Nachfolgendes Occludieren von Wasserstoff in das Legierungsmaterial, in dem man das Material bei einer Temperatur von 500 ºC bis 1000 ºC entweder in einer Wasserstoffgasatmosphäre oder in einer gemischten Gasatmosphäre aus Wasserstoff und inerten Gasen hält;
(c) Nachfolgend das Legierungsmaterial einer Dehydrierung bei einer Temperatur von 500 ºC bis 1000 ºC unterwirft, bis die Atmosphäre eine Vakuumatmosphäre wird, in der der Druck des Wasserstoffgases auf nicht mehr als 1 · 10&supmin;¹ Torr reduziert wird, oder eine Inertgasatmosphäre, worin der Partialdruck des Wasserstoffgases auf nicht mehr als 1 · 10&supmin;¹ Torr reduziert wird; und
(d) Nachfolgendes Abkühlen des Materials oder Abkühlen des Materials, nachdem es einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 300 ºC bis 1000 ºC unterworfen wurde.
In der Stufe (a) kann das herzustellende Seltenerdmetall- Eisen-Bor-Legierungsmaterial in Form eines Blocks oder Pulvers hergestellt werden. Das Pulver kann erhalten werden entweder durch Zerkleinern eines gegossenen Legierungsblocks oder durch ein bekanntes Coreduzierungsverfahren. In jedem Fall ist es bevorzugt, die Legierung vorher einer Homogenisierungsbehandlung zu unterwerfen, indem man es bei einer Temperatur von 600 ºC bis 1200 ºC hält. Mit dieser Homogenisierungsbehandlung können die magnetischen Eigenschaften des nach den vorstehenden Verfahren erhaltenen Magnetpulvers merklich verbessert werden.
Dies deshalb, weil, obwohl der gegossene Seltenerdmetall- Legierungsblock, das durch Zerkleinern des gegossenen Blocks erhaltene Pulver oder das durch Coreduzierung erhaltene Pulver eine Mikrostruktur hat, die im wesentlichen aus R2Fe14B-Phasen und R-reichen Phasen besteht, häufig eine Nicht- Gleichgewichts-Struktur, wie z. B. eine α-Fe-Phase und R2Fe17- Phase in der R2Fe14B-Phase ausgebildet wird. Deshalb wird ein homogenisierter Block oder Pulver, das durch Eliminierung einer solchen Nicht-Gleichgewichts-Struktur hergestellt wurde und im wesentlichen aus R2Fe14B-Phase und R-reicher Phase besteht, als Legierungsmaterial zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften lieber verwendet.
Wenn der Block oder homogenisierte Block als Material verwendet wird, wird eine Verringerung der magnetischen Eigenschaften aufgrund von Oxidation im Vergleich zum Fall, bei dem homogenisiertes Pulver als Material verwendet wird, verhindert. Darüberhinaus wird, auch wenn der Block oder homogenisierte Block verwendet wird, eine zusätzliche Zerkleinerungsstufe nicht erforderlich, da der Block durch Dehydrierung zerkleinert wird. Da die Zerkleinerungsstufe nicht erforderlich ist, kann natürlich das Problem der Oxidation des Magnetpulvers während des Zerkleinens vermieden werden. Bevorzugt ist es, den homogenisierten Block als Legierungsmaterial mit einer Zusammensetzung zu verwenden, die nahe der der R2Fe14B-Phase ist, d. h. eine Legierung dargestellt durch Rx(Fe,B)100-x, worin 11.7≤x≤15.
Was die durch Rx(Fe,B)100-x, worin x< 11.7 oder x> 15 ist, repräsentierte Legierung betrifft, kann es jedoch bevorzugt sein, in einigen Fällen, abhängig von der Zusammensetzung der Legierung, das Pulver oder homogenisierte Pulver anstelle des Blocks oder homogenisierten Blocks zu verwenden. Es besteht die Tendenz, das für die Legierung mit einem kleineren Gehalt an Seltenerdmetall und Bor Blöcke geeignet sind, während für die Legierung mit einem großen Gehalt an Seltenerdmetall und Bor Pulver besser ist.
Die Homogenisierungstemperatur sollte im Bereich von 600 ºC bis 1200 ºC, und vorzugsweise von 900 ºC bis 1100 ºC liegen. Wenn die Temperatur niedriger als 600 ºC ist dann benötigt der Homogenisierungsprozeß eine lange Zeit, wodurch die industrielle Produktivität erniedrigt wird. Wenn andererseits die Temperatur 1200 ºC übersteigt, so ist dies nicht bevorzugt, weil bei dieser Temperatur der Block oder das Pulver schmilzt.
In Stufe (b) wird eine Wasserstoffgasatmosphäre oder gemischte Gasatmosphäre aus Wasserstoff und Inertgasen ausgewählt. Dies deshalb, weil eine solche Atmosphäre nicht nur dazu geeignet ist, die Spannung im Material zu vermindern und die Hydrierung bei gleichzeitiger Verhinderung die Oxidation bewirken, sondern auch eine strukturelle Veränderung im Material bewirkt, um darin eine rekristallisierte Kornstruktur wachsen zu lassen. Wenn das Material in einer anderen Atmosphäre gehalten wird, wie z. B. nur in inertem Gas oder in Vakuum, so kann keine rekristallisierte Kornstruktur erhalten werden. Die Atmosphäre in der obigen Stufe (b) wird vorzugsweise so eingestellt, daß der Druck des Wasserstoffgases in der Wasserstoffatmosphäre oder der Partialdruck des Wasserstoffgases in der gemischten Gasatmosphäre nicht geringer als 10 Torr ist. Wenn er geringer als 10 Torr ist, könnte Wasserstoffgas im Legierungsmaterial nicht in einem solchen Ausmaß occludiert werden, daß das Material einer ausreichende Strukturveränderung unterliegt. Wenn auf der anderen Seite der Druck größer als 760 Torr ist, d. h. wenn die Atmosphäre unter Druck gehalten wird, benötigt der Dehydrierungsprozeß eine lange Zeit, wodurch er für die industrielle Herstellung ungeeignet wird.
Der Ausdruck "Halten des Materials bei einer Temperatur von 500 ºC bis 1000 ºC" bedeutet nicht nur den Fall, bei dem die Legierung bei einer konstanten Temperatur im Bereich von 500 ºC bis 1000 ºC gehalten wird, sondern auch den Fall, bei dem die Temperatur innerhalb des obigen Bereichs nach oben und unten variiert wird. Das Ansteigen oder der Abfall der Temperatur kann auf eine lineare Weise oder auch in einem kurvigen Verlauf erfolgen. Die Stufen des Erhöhens, des Beibehaltens und des Erniedrigens der Temperatur kann beliebig kombiniert werden.
Die Atmosphäre in der die Legierung von Raumtemperatur auf eine erhöhte Temperatur von 500 ºC bis 1000 ºC erhitzt wird, kann eine andere Atmosphäre sein, wie z. B. ein inertes Gas oder Vakuum, obwohl eine Wasserstoffatmosphäre bevorzugt ist. Wie vorstehend beschrieben ist eine Wasserstoffgasatmosphäre aber unverzichtbar, wenn die Legierung bei der Temperatur von 500 ºC bis 1000 ºC gehalten wird. Die Koerzitivkräfte und magnetische Anisotropie des erhaltenen Magnetpulvers kann kontrolliert werden, indem man die Entspannungstemperatur innerhalb des Bereichs von 500 ºC bis 1000 ºC hält, sowie durch die Verweilzeit und den Druck des Wasserstoffgases. Wenn die Entspannungstemperatur auf weniger als 500 ºC eingestellt wird, dann wird im Magnetpulver keine ausreichende Strukturveränderung verursacht. Wenn die Temperatur auf der anderen Seite höher als 1000 ºC ist, werden hydrierte Materie oder Pulverteilchen miteinander verschmolzen, und darüberhinaus wird eine zu hohe Strukturveränderung verursacht, wodurch die rekristallisierten Körner in einem solchen Ausmaß wachsen, das die Koerzitivkräfte verringert werden.
Nach Beendigung der obigen Stufe (b) wird die Dehydrierung in der Stufe (c) ausgeführt, bis die Wasserstoffatmosphäre zu einer Vakuumatmosphäre wird, worin der Druck des Wasserstoffgases auf nicht größer als 1 · 10&supmin;¹ Torr verringert ist, oder bis die gemischte Gasatmosphäre eine Inertgasatmosphäre wird, in der der Partialdruck des Wasserstoffgases auf nicht größer als 1 · 10&supmin;¹ Torr verringert ist. Der Zweck dieser Dehydrierungsstufe ist es, aus dem Legierungsmagnetpulver den Wasserstoff fast vollständig zu entfernen. Wenn Wasserstoff im Magnetpulver zurückbleibt, so können keine hohen Koerzitivkräfte erhalten werden. Um eine fast vollständige Dehydrierung sicherzustellen, muß der Druck des Wasserstoffs oder der Partialdruck des Wasserstoffs auf 1 · 10&supmin;¹ Torr verringert werden, und die Dehydrierungstemperatur muß im Bereich von 500 bis 1000 ºC gehalten werden. Wenn der Druck den obigen Wert übersteigt, so wird die Dehydrierung unzureichend. Wenn die Dehydrierungstemperatur geringer als 500 ºC ist, so bleibt Wasserstoff im Magnetpulver zurück, auch wenn der Druck auf nicht mehr als 1 · 10&supmin;&sup5; Torr verringert wird. Wenn andererseits die Temperatur größer als 1000 ºC ist, dann werden hydrierte Materie oder Pulverteilchen miteinander verschmolzen, und außerdem wird eine zu hohe Strukturveränderung verursacht, wodurch die rekristallisierten Körner in einem solchen Ausmaß wachsen, daß die Koerzitivkräfte verringert werden. In dieser Dehydrierungsstufe kann die Temperatur innerhalb des Bereichs von 500 ºC bis 1000 ºC gehalten werden, oder sie kann innerhalb des obigen Bereichs nach oben oder unter variiert werden. Das Ansteigen oder der Abfall der Temperatur kann auf lineare Weise oder entlang einer Kurve erfolgen. Die Stufen der Erhöhung, das Beibehaltens und der Verringerung der Temperatur können ebenfalls beliebig kombiniert werden.
Vorstehend werden die Temperaturbereiche in den Stufen (b) und (c) so eingestellt, daß sie identisch sind, aber sie müssen nicht identisch sein. Um jedoch das Kornwachstum der rekristallisierten Körner zu verhindern, um ein Magnetpulver mit einer rekristallisierten Kornstruktur zu erhalten, das höhere Koerzitivkräfte besitzt, sollte die Dehydrierung bei einer Temperatur durchgeführt werden, bei der das Legierungsmaterial in der Wasserstoff- oder gemischten Gasatmosphäre gehalten wurde.
Nachdem die Stufen (b) und (c) zu Ende sind, können sie wiederholt durchgeführt werden.
Das auf diese Weise einer fast vollständigen Dehydrierung unterworfene Legierungsmaterial wird dann durch ein inertes Gas, wie z. B. Argon, abgekühlt, oder wird einer Hitzebehandlung unterworfen, indem man es bei einer konstanten Temperatur in einem Vakuum oder in einer inerten Gasatmosphäre während des Abkühlens hält. Der Zweck einer solchen Hitzebehandlung ist es, die Koerzitivkräfte des nach den obigen Stufen (a) bis (c) erhaltenen Magnetpulvers zu verbessern, und kann wenn erwünscht durchgeführt werden. Bei der Hitzebehandlung soll die Temperatur im Bereich von 300 ºC bis 1000 ºC, und vorzugsweise von 550 ºC bis 700 ºC liegen. Eine solche Hitzebehandlung kann bewirkt werden, nachdem das Material durch ein inertes Gas auf Raumtemperatur abgekühlt wurde, und kann ein oder mehr als zweimal durchgeführt werden. Das Abkühlen nach der Hitzebehandlung sowie das Abkühlen nach der Dehydrierung sollten sofort nach einer vorhergehenden Behandlung erfolgen.
Die Fig. 7 bis 10 veranschaulichen schematisch typische Verfahren zur Herstellung des erfindungsgemäßen Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers.
In dem in Fig. 7 dargestellten Verfahren wird die Temperatur auf den Bereich von 500 ºC bis 1000 ºC erhöht, und während die Temperatur in diesem Bereich konstant gehalten wird, wird das Legierungsmaterial einer Dehydrierung unterworfen, bis die Wasserstoffatmosphäre eine Vakuumatmosphäre wird, worin der Druck des Wasserstoffgases auf nicht mehr als 1 · 10&supmin;¹ Torr verringert ist, oder bis die gemischte Gasatmosphäre einer inerte Gasatmosphäre wird, worin der Partialdruck des Wasserstoffgases auf nicht mehr als 1 · 10&supmin;¹ Torr verringert ist, und daran schließt sich die Kühlstufe an.
Die Fig. 8 zeigt Verfahren, umfassend die Stufen der Erhöhung der Temperatur innerhalb des Bereichs von 500 ºC bis 1000 ºC in einer Wasserstoffgasatmosphäre oder in einer gemischten Gasatmosphäre von Wasserstoff und einem inerten Gas und der nachfolgenden Dehydrierung des Materials, bis die Wasserstoffatmosphäre eine Vakuumatmosphäre wird, worin der Druck des Wasserstoffgases auf nicht mehr als 1 · 10&supmin;¹ Torr reduziert ist, oder bis die gemischte Gasatmosphäre eine Inertgasatmosphäre wird, worin der Partialdruck des Wasserstoffgases auf nicht mehr als 1 · 10&supmin;¹ Torr verringert ist, während die Temperatur im Bereich von 500 ºC bis 1000 ºC gehalten wird, und nachfolgend das Abkühlen des Materials.
Die Fig. 9 zeigt Verfahrensmuster, umfassend die Stufen einer ersten Erhöhung der Temperatur auf einem Bereich von 500 ºC bis 1000 ºC in einer Wasserstoffatmosphäre oder einer gemischten Gasatmosphäre aus Wasserstoff und inerten Gasen, und Aufrechterhalten einer konstanten Temperatur innerhalb des Bereichs in der gleichen Atmosphäre, und nachfolgende Dehydrierung des Materials bis die Wasserstoffatmosphäre eine Vakuumatmosphäre wird, worin der Druck des Wasserstoffgases auf nicht mehr als 1 · 10&supmin;¹ Torr verringert ist, oder bis die gemischte Gasatmosphäre eine Inertgasatmosphäre wird, worin der Partialdruck des Wasserstoffgases auf nicht mehr als 1 · 10&supmin;¹ Torr verringert ist, wobei man die Temperatur innerhalb des Bereichs von 500 ºC bis 1000 ºC erhöht, beibehält oder verringert, und das Material danach einer Wärmebehandlung unterwirft, indem man es bei einer konstanten Temperatur hält, und dann das Material abkühlt.
Die Fig. 10 zeigt ein Verfahrensmuster umfassend die Stufen der Erhöhung, des Aufrechterhaltens und der Verringerung der Temperatur innerhalb des Bereichs von 500 ºC bis 1000 ºC in einer Wasserstoffgasatmosphäre oder in einer gemischten Gasatmosphäre aus Wasserstoff und inerten Gasen, und nachfolgende Dehydrierung des Materials bis die Wasserstoffatmosphäre eine Vakuumatmosphäre wird, worin der Druck des Wasserstoffgases auf nicht mehr als 1 · 10&supmin;¹ Torr verringert ist, oder bis die gemischte Gasatmosphäre eine inerte Gasatmosphäre wird, worin der Partialdruck des Wasserstoffgases auf nicht mehr als 1 · 10&supmin;¹ Torr verringert ist, und wobei die Erhöhung, das Aufrechterhalten und die Verringerung der Temperatur innerhalb des Bereichs von 500 ºC bis 1000 ºC erfolgt, danach ein Abschrecken auf Raumtemperatur durchgeführt wird, und danach das Material einer Wärmebehandlung unterworfen wird, indem man die Temperatur erhöht und das Material bei einer konstanten Temperatur hält, und danach das Material abkühlt.
Die in den Fig. 7 bis 10 dargestellten Verfahrensmuster sind nicht mehr als eine repräsentative Darstellung des erfindungsgemäßen Verfahrens. Die vorliegende Erfindung ist deshalb nicht auf dieses Verfahrensmuster beschränkt. Bei der praktischen Durchführung der vorstehenden Verfahren wird die Seltenerdmetall-Legierung in vorm eines Blocks, Pulvers oder homogenisierten Blocks oder homogenisierten Pulvers in ein Pulver mit einer rekristallisierten Kornstruktur der R2Fe14B- Phase überführt. Wenn z. B. das in Fig. 3 (a) dargestellte Teilchen gemäß dem obigen Verfahren behandelt wird, so geht es über den in Fig. 3 (b) dargestellten Zustand in eine Aggregatkornstruktur, wie in Fig. 3 (c) dargestellt, über.
Das in Fig. 3 (a) dargestellte Teilchen besteht aus R2Fe14B- Phase und R-reicher Phase. Beim alltäglichen Betrieb einer Fabrik ist es jedoch selten, daß ein solches ideales Teilchen erhalten wird, da die Kontrolle der Herstellungsbedingungen normalerweise unzureichend ist. Praktisch tritt bei den meisten Blöckern oder Pulvern oft eine Seigerung auf, und nicht im Gleichgewicht befindliche Phasen, wie z. B. α-Fe-Phase und R2Fe17-Phase, können vorhanden sein. Die Fig. 11 (a) zeigt solche nicht im Gleichgewicht befindliche Phasen, in denen 4 und 5 die α-Fe-Phase bzw. die R2Fe17-Phase bezeichnen.
Wenn der Block oder das Pulver, wie in Fig. 11 (a) dargestellt, gemäß den vorstehend beschriebenen Verfahren behandelt wird, kann nur ein Magnetpulver mit relativ schlechten magnetischen Eigenschaften hergestellt werden. Der in Fig. 11 (a) dargestellte Block oder das Pulver sollte deshalb vorher eine Homogenisierungsbehandlung unterworfen werden, um α-Fe-Phase und R2Fe17-Phase eindringen zu lassen, um sie so weit wie möglich zu eliminieren. Die Fig. 11 (b) zeigt ein so behandeltes Pulver, das im wesentlichen aus R2Fe14B-Phase und R-reicher Phase besteht. Dieses Pulver oder der Block wird weiter gemäß den vorstehend beschriebenen Verfahren behandelt, so das es sich über den Zustand der Fig. 11 (c) in eine Aggregatkornstruktur, wie in Fig. 11 (d) dargestellt, verändert.
Die Erfindung wird nun durch die folgenden Beispiele näher beschrieben:

Beispiel 1

Neodym (Nd), ausgewählt aus den Seltenerdmetallen, wurde mit Eisen und Bor in einem Hochfrequenzinduktionsofen geschmolzen und in einen Neodym-Eisen-Bor-Legierungsblock gegossen, der eine Hauptkomponente enthielt mit der Atomzusammensetzung Nd15.0Fe77.0B8.0. Die R2Fe14B-Phase des Blocks hatte eine durchschnittliche Kristallkorngröße von 110 um. Der so hergestellte Block wurde in einer Stampfmühle in einer Argonatmosphäre einer Grobzerkleinerung unterworfen, und nachfolgend einer Feinvermahlung oder -zerkleinerung in einer Vibrationskugelmühle, um ein feines Pulver von Neodym-Eisen- Bor-Legierung einer durchschnittlichen Teilchengröße von 3.7 um herzustellen. Danach wurde eine geeignete Menge des feinen Pulvers auf eine Auflage gelegt und in einen Hitzebehandlungsofen eingeführt, und der Ofen auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert. Dann wurde Wasserstoffgas mit 1 atm in den Ofen eingeführt, und die Temperatur von Raumtemperatur auf 850 ºC erhöht, während der Druck des Wasserstoffgases konstant gehalten wurde. Nach Erreichen von 850 ºC wurde der Ofen 30 Minuten lang evakuiert um im Ofen ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr herzustellen. Danach wurde Argongas eingeführt bis der Druck eine Atmosphäre erreichte, und das feine Pulver rasch abgeschreckt. Das feine Pulver war agregiert und brach deshalb in einem Mörser in Stücke, und es wurde ein Neodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 5.8 um erhalten.
Das erhaltene Magnetpulver wurde einer Röntgenstrahlenbeugung unterworfen und durch ein Transmissionselektronenmikroskop beobachtet.
Die Ergebnisse sind in den Fig. 12 und 13 dargestellt. Die Fig. 12 ist die Zeichnung eines Röntgenstrahlbeugungsrekorderblattes, wobei die auftreffenden Röntgenstrahlen CuKα-Strahlen sind. Die Fig. 13 (a) ist eine Photomikrographie, die die Mikrostruktur des Magnetpulvers zeigt, während die Fig. 13 (b) eine Zeichnung einer solchen Photomikrographie ist.
Aus Fig. 12 ist es ersichtlich, weil die Hauptbeugungspeaks mit einem Index für eine intermetallische Verbindung Nd2Fe14B mit einer tetragonalen Kristallstruktur versehen sind, daß das erfindungsgemäße Magnetpulver die Nd2Fe14B-Phase als Hauptphase aufweist. Da die übrigen Beugungspeaks durch die Indices der Ebenen für die Nd-reiche Phase mit Flächen zentrierter kubischer Struktur bezeichnet sind, wurde gefunden, daß die Nd-reiche Phase ebenfalls vorhanden ist.
Aus Fig. 13 (a) ist es ferner ersichtlich, daß die Struktur des erfindungsgemäßen Magnetpulvers nicht die ist, die bloß durch Zerkleinen der Struktur des Seltenerdmetall- Legierungsblocks erhalten wurde, sondern eine rekristallisierte Kornstruktur, in der eine große Zahl neuer rekristallisierter Körner von ca. 0.3 um existiert.
Spezifischer ausgedrückt ist aus Fig. 13 (b) ersichtlich, daß das im Beispiel 1 hergestellte Pulverteilchen des Magnetpulvers eine rekristallisierte Nd2Fe14B-Phase 1' besitzt, und daß, da das durch Rx(Fe,B)100-x, worin x > l3, dargestellte Material verwendet wird, Nd-reiche Phase 2 vorhanden ist und insbesondere an Tripelpunkten von Korngrenzen gebildet wird, zu denen 3 rekristallisierte Nd2Fe14B-Phase 1' benachbart sind.
Die magnetische Eigenschaft des Magnetpulvers wurde durch ein Probenvibrationsmagnetometer (VSM) gemessen, und es wurde eine Koerzitivkraft (iHc) von 11.5 KOe gefunden, also eine hervorragende magnetische Eigenschaft.
Danach wurde das vorstehende Magnetpulver mit 4.5 Gew.-% Bismaleimidotriazinharz gemischt und unter einem Druck von 5 t/cm2 in einem Magnetfeld von 15 KOe formgepreßt, und danach das Harz durch Halten des Formlings bei einer Temperatur von 180 ºC während 6 Stunden verfestigt, wodurch ein Verbundmagnet erhalten wurde. Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Verbundmagnets sind in Tabelle 1 angegeben.

Kontrolle 1

Das Seltenerdmetal1-Legierungsblockmaterial des Beispiels 1 wurde in einer Stampfmühle in einer Argonatmosphäre einer Grobzerkleinerung unterworfen, und weiter einer Feinvermahlung in einer Vibrationskugelmühle, wodurch ein Vergleichs-Neodym- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 3.7 um erhalten wurde.
Die Koerzitivkraft des so erhaltenen Vergleichsmagnetpulvers betrug 2.0 KOe.
Danach wurde das Vergleichsmagnetpulver mit 4.5 Gewichtsprozent Bismaleimidotriazinharz gemischt und unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 1 beschrieben ein Verbundmagnet hergestellt. Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Verbundmagnets sind ebenfalls in Tabelle 1 angegeben.

Kontrolle 2

Eine geeignete Menge des Magnetpulvers der Kontrolle 1 wurde auf eine Unterlage gegeben und in einen Hitzebehandlungsofen eingeführt, und der Ofen auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert. Dann wurde in den Ofen Argongas bei 1 atm eingeführt und die Temperatur des Ofens von Raumtemperatur auf 500 ºC erhöht, während der Druck des Argongases konstant gehalten wurde. Nach Erreichen von 500 ºC wurde das Material während 30 Minuten bei der Temperatur belassen, um die durch das Zerkleinern darin verursachte Spannung zu mindern, und dann rasch abgeschreckt. Das so erhaltene aggregierte Pulver wurde in einem Mörser zerkleinert, und es wurde ein Neodym- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 6.6 um erhalten.
Das obige Vergleichsmagnetpulver wurde dann mit 4.5 Gew.-% Bismaleimidotriazinharz gemischt und unter einem Druck von 5 t/cm2 in einem Magnetfeld von 15 KOe formgepreßt, wonach das Harz durch Halten des resultierenden Produkts bei einer Temperatur von 180ºCwährend 6 Stunden verfestigt wurde, wobei ein Verbundmagnet erhalten wurde. Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Verbundmagnets sind ebenfalls in Tabelle 1 angegeben.

Beispiel 2

Neodym und Praseodym (Pr) wurden mit Eisen und Bor in einem Hochfrequenzinduktionsofen geschmolzen und in einen Neodym- Praseodym-Eisen-Bor-Legierungsblock gegossen, der als Hauptkomponente die Atomzusammensetzung Nd13.6Pr0.4Fe78.1B7.9 aufwies. Der so hergestellte Legierungsblock wurde einer Homogenisierungsbehandlung in einer Argonatmosphäre bei einer Temperatur von 1100 ºC während 30 Minuten unterworfen, und wurde in ein rechtwinkeliges Parallelepiped der Ausmaße 10 mm · 10 mm · 50 mm geschnitten. Der rechtwinkelige Block, der rekristallisierte Körner von R2Fe14B-Phase mit einer durchschnittlichen Kristallkorngröße von 280 um aufwies, wurde in einen Hitzebehandlungsofen eingeführt, der dann auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert wurde, und die Temperatur wurde von Raumtemperatur auf 840 ºC erhöht, während das Vakuum aufrechterhalten wurde. Nach Erreichen von 840 ºC wurde in den Ofen Wasserstoffgas eingeführt, bis der Grad des Vakuums 180 Torr reichte, und diese Atmosphäre wurde 10 Stunden lang gehalten, während der Wasserstoffdruck aufrechterhalten wurde, und danach wurde eine Entgasung des Blocks während 1.5 Stunden durchgeführt, um im Ofen ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr herzustellen. Danach wurde in den Ofen Argongas eingeführt, bis der Druck 1 atm erreichte, und so das rasche Abschrecken des Pulvers bewirkt. Der behandelte rechtwinkelige Block wurde dann in einer Stampfmühle in einer Argonatmosphäre in Neodym-Praseodym-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulver zerkleinert, das eine durchschnittliche Teilchengröße von 25 um besaß.
Alle individuellen Teilchen des auf diese Weise erhaltenen Magnetpulvers besaßen die gleich rekristallisierte Kornstruktur wie im Beispiel 1, und die durchschnittliche Kristallkorngröße der rekristallisierten Struktur betrug 0.8 um. Die magnetische Eigenschaft des Magnetpulvers betrug bezüglich der Koerzitivkraft 8.6 KOe. Das Magnetpulver wurde dann mit 4.5 Gew.-% Bismaleimidotriazinharz gemischt und unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 1 beschrieben ein Verbundmagnet hergestellt. Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Verbundmagnets sind ebenfalls in Tabelle 1 angegeben.

Beispiel 3

Eine geeignete Menge des Magnetpulvers von Beispiel 2 wurde auf eine Unterlage gegeben und in einen Hitzebehandlungsofen eingeführt, und der Ofen auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert. Dann wurde Argongas bei 1 atm in den Ofen eingeführt und die Ofentemperatur von Raumtemperatur auf 600 ºC erhöht, während der Druck des Argongases konstant gehalten wurde. Nach Erreichen von 600 ºC wurde das Material bei dieser Temperatur 10 Minuten lang belassen um die durch das Zerkleinern verursachte Spannung zu vermindern, und dann rasch abgeschreckt. Das so erhaltene aggregierte Pulver wurde in einem Mörser zerkleinert und Neodym-Praseodym-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Korngröße von 26 um erhalten.
Alle individuellen Teilchen des auf diese Weise erhaltenen Magnetpulvers besaßen die gleiche rekristallisierte Kornstruktur wie im Beispiel 1, und die durchschnittliche Kristallkorngröße der rekristallisierten Struktur betrug 0.8 um. Die Koerzitivkraft des Magnetpulvers betrug 10.3 KOe. Das Magnetpulver wurde ferner Bit 4.0 Gew.-% Bismaleimidotriazinharz gemischt und unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 1 beschrieben ein Verbundmagnet hergestellt. Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Verbundmagnets sind ebenfalls in Tabelle 1 angegeben.

Beispiel 4

Der rechtwinkelige Block des Beispiels 2, in einer Wasserstoffgasatmosphäre hitzebehandelt, wurde in einen Hitzebehandlungsofen eingeführt, und Wasserstoffgas bei 180 Torr bei 330 ºC während 3 Stunden in den Block occludiert, um den Block einer Dekrepitationszerkleinerung zu unterwerfen. Die Ofentemperatur wurde dann auf 700 ºC erhöht, während der Ofen evakuiert wurde, und bei 700 ºC 5 Minuten lang belassen, und danach wurde eine Dehydrierung auf 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr durchgeführt. Der dekrepitierte Block wurde dann durch Einführung von Argongas bis zu einem Druck von 1 atm im Ofen abgeschreckt. Das so erhaltene aggregierte Pulver wurde in einem Mörser zerkleinert, und es wurde Neodym-Praseodym-Eisen- Bor-Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 42 um erhalten.
Alle individuellen Teilchen des auf diese Weise erhaltenen Magnetpulvers besaßen die gleiche rekristallisierte Kornstruktur wie im Beispiel 1, und die durchschnittliche Korngröße der rekristallisierten Struktur betrug 1.0 um. Die Koerzitivkraft des Magnetpulvers betrug 9.2 KOe. Das Magnetpulver wurde ferner mit 3.0 Gew.-% Bismaleimidotriazinharz gemischt und unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 1 beschrieben ein Verbundmagnet hergestellt. Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Verbundmagnets sind ebenfalls in Tabelle 1 angegeben.

Kontrolle 3 und 4

Der Seltenerdmetall-Legierungsblock, der als Hauptkomponente eine solche mit der Atomzusammensetzung Nd13.6Pr0.4Fe78.1B7.9 aufwies, wurde in einer Argonatmosphäre bei 1100 ºC während 30 Stunden einer Homogenisierungsbehandlung unterworfen, und dann durch eine Stampfmühle in der gleichen Argonatmosphäre zu einem Neodym-Praseodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver (Kontrolle 3) zerkleinert, das eine durchschnittliche Teilchengröße von 21 um besaß.
Das Magnetpulver der Kontrolle 3 wurde ferner der gleichen Behandlung wie im Beispiel 3 unterworfen, um durch das Zerkleinern verursachte Spannung zu entfernen und es wurde Neodym-Praseodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver (Kontrolle 4) mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 20 u erhalten. Die Koerzitivkräfte des Magnetpulvers der Kontrollen 3 und 4 betrugen 0.5 KOe bzw. 0.9 KOe. Die Magnetpulver wurden dann mit 4.0 Gew.-% Bismaleimidotriazinharz gemischt und unter einem Druck von 5 t/cm2 in einem Magnetfeld von 15 KOe formgepreßt, die Formpresslinge dann 6 Stunden lang bei 180 ºC gehalten. Die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Verbundmagnete sind ebenfalls in Tabelle 1 angegeben.
Wie aus der Tabelle 1 ersichtlich ist, zeigen die Magnetpulver der erfindungsgemäßen Beispiele 1 bis 4 sehr hohe Koerzitivkräfte (iHc), verglichen mit den Magnetpulvern der Kontrollen 1 bis 4 des Standes der Technik, und die aus den erfindungsgemäßen Magnetpulvern gebildeten Verbundmagnete sind in ihren magnetischen Eigenschaften ebenfalls beträchtlich besser als die aus den Magnetpulvern des Standes der Technik gebildeten. Tabelle 1 Art der Probe Eigenschaften der Magnetpulver Magnetische Eigenschaften der Verbundmagnete Durchschnittliche Teilchengröße Koerzitivkraft Rest der Magnetflußdichte Maximales Energieprodukt Beispiele Kontrollen

Beispiel 5

Neodym wurde mit Eisen und Bor in einem Elektronenstrahl- Schmelzofen geschmolzen und in einen Neodym-Eisen-Bor- Legierungsblock gegossen, der eine Hauptkomponente enthielt, repräsentiert durch die Atomzusammensetzung Nd14.9Fe79.1B6.0. Die R2FE14B-Phase des Blocks besaß eine durchschnittliche Kristallkorngröße von 150 um. Der so hergestellte Legierungsblock wurde dann in einen Hitzebehandlungsofen eingeführt und bei 300ºCin einer Wasserstoffgasatmosphäre bei 200 Torr 1 Stunde lang gehalten. Der Ofen wurde dann 30 Minuten lang evakuiert, während die Temperatur aufrechterhalten wurde, und eine Dehydrierung auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr durchgeführt. Danach wurde durch Einführung von Argongas in den Ofen bis zu einem Druck von 1 atm eine Abschreckung bewirkt.
Das so erhaltene dekrepitierte Pulver wurde ferner einer Feinvermahlung in einer Vibrationskugelmühle unterworfen, um Neodym-Eisen-Bor-Legierungspulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 5.3 um herzustellen. Danach wurde eine geeignete Menge des Pulvers auf eine Unterlage gegeben und in einen Hitzebehandlungsofen eingeführt, der dann auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert wurde, und die Temperatur wurde von Raumtemperatur auf 800 ºC erhöht. Nach Erreichen von 800 ºC wurde Wasserstoffgas eingeführt, bis der Druck 100 Torr erreichte, und dann wurde 5 Stunden lang unter Aufrechterhaltung des Wasserstoffdrucks bei dieser Temperatur gehalten, und dann bei 800 ºC die Evakuierung während 0.2 Stunden durchgeführt, um ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr zu erhalten. Danach wurde Argongas in den Ofen eingeführt, bis der Druck 1 atm erreichte und so das rasche Abschrecken des Pulvers bewirkt.
Das so erhaltene aggregierte Pulver wurde in einem Mörser zerkleinert, und Neodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 8.1 um erhalten. Die individuellen Teilchen des Magnetpulvers besaßen eine durchschnittliche Teilchengröße von 0.05 um, und die gleiche rekristallisierte Struktur wie im Beispiel 1.
Das Magnetpulver wurde mit 4.5 Gew.-% Phenol-Novolak-Epoxyharz gemischt und unter einem Druck von 5 t/cm2 in Abwesenheit eines Magnetfeldes oder im Gegenwart eines Magnetfeldes von 15 KOe formgepreßt, und danach wurde das Harz durch Halten des Formpresslings bei 100 ºC während 10 Stunden verfestigt, und ein Verbundmagnet erhalten. Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Verbundmagnets sind in Tabelle 2 angegeben.

Beispiel 6 bis 8

Das Neodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver vom Beispiel 5 mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 8.1 um, das eine rekristallisierte Kornstruktur einer durchschnittlichen Korngröße von 0.05 um aufwies, wurde einer Hitzebehandlung bei einer Temperatur von 600 ºC und einem Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr während 2 Stunden (Beispiel 6), 10 Stunden (Beispiel 7) bzw. 100 Stunden (Beispiel 8) unterworfen, wobei die rekristallierten Körner wachsen gelassen wurde. Dann wurde zur Durchführung des Abschreckens Argongas eingeleitet und Neodym- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver mit rekristallisierten Strukturen einer durchschnittlichen Korngröße von 0.7 um (Beispiel 6), 1.2 um (Beispiel 7) bzw. 1.8 um (Beispiel 8) erhalten.
Diese Magnetpulver besaßen die gleichen rekristallisierten Kornstrukturen wie die des Beispiels 1.
Jedes der vorstehenden Legierungsmagnetpulver wurde mit 4.5 Gew.-% eines Phenol-Novolak-Epoxyharzes gemischt und unter einem Druck von 5 t/cm2 in Abwesenheit des Magnetfelds oder in Anwesenheit eines Magnetfelds mit 15 KOe formgepreßt, und danach unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 5 beschrieben Verbundmagnete hergestellt. Die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Verbundmagnete sind ebenfalls in Tabelle 2 angegeben. Tabelle 2 Art der Probe Durchschnittliche Korngröße der rekristallisierten Körne Gegenwart von Magnetfeld beim Formen Magnetische Eigenschaften der Verbundmagnete Beispiele Vorhanden Nicht vorhanden
Aus Tabelle 2 ist es ersichtlich, daß, wenn die durchschnittliche Kristallkorngröße der rekristallisierten Körner nicht geringer als 0.7 um ist und das Formen in Gegenwart eines Magnetfeldes durchgeführt wurde, Verbundmagnete mit einer ausgeprägten Anisotropie erhalten werden können.
Der Grund, warum ein anisotroper Verbundmagnet erhalten wird, ist der, daß die Teilchen der Magnetpulver dazu gezwungen werden, sich während des Formens in Gegenwart eines Magnetfeldes in der Easy-Richtung der Magnetisierung auszurichten.
Die Demagnetisierungskurve des Verbundmagnets des Beispiels 7 wird ferner in Fig. 14 dargestellt, aus der ersichtlich ist, daß das erfindungsgemäße Magnetpulver eine magnetische Anisotropie besitzt.

Beispiel 9

Neodym wurde mit Eisen und Bor in einem Plasmabogen- Schmelzofen geschmolzen und in einen Neodym-Eisen-Bor- Legierungsblock gegossen, der die Hauptkomponente mit der Atomzusammensetzung Nd14.0Fe78.8B7.2 aufwies. Der Block wurde einer Homogenisierungsbehandlung bei 1090 ºC in einer Argonatmosphäre während 20 Stunden unterworfen und in einen rechtwinkeligen Block mit den Ausmaßen 10 mm · 10 mm · 50 mm geschnitten. Der rechtwinkelige Block (durchschnittliche Kristallkorngröße der R2Fe14B-Phase: 200 um) wurde in einen Hitzebehandlungsofen eingebracht. Nachdem der Ofen auf ein Vakuum von 1 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert worden war, wurde die Ofentemperatur von Raumtemperatur auf 830 ºC unter Aufrechterhaltung des Vakuums erhöht, und der Ofen 30 Minuten lang bei Raumtemperatur bei 830 ºC gehalten. Dann wurde Wasserstoffgas bei 1 atm bei 830ºCin den Ofen eingeführt, und der Block 20 Stunden lang unter Aufrechterhaltung des Wasserstoffgasdrucks belassen. Dann wurde die Temperatur auf 850 ºC erhöht, während gleichzeitig der Block entgast wurde, was 40 Minuten lang bei 850 ºC fortgesetzt wurde, wodurch ein Vakuum von 1 · 10&supmin;&sup5; Torr hergestellt wurde. Danach wurde rasches Abschrecken durch Einführung von Argongas in den Ofen bis zu 1 atm bewirkt. Der so behandelte rechtwinkelige Block wurde in einer Stampfmühle in einer Argonatmosphäre zerkleinert und das zerkleinerte Pulver in die Lücke zwischen den Mühlenwalzen, die auf 720 ºC geh alten wurden, in einer Argongasatmosphäre eingeführt. Indem man ein Pulver-zu-Pulver- Walzen durchführte, wurde dann ein Neodym-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 38 um erhalten. Die individuellen Teilchen des Magnetpulvers wiesen rekristallisierte Körner einer durchschnittlichen Korngröße von 0.5 um auf, und besaßen die gleiche rekristallisierte Struktur wie das Pulver des Beispiels 1.
Das so erhaltene Magnetpulver wurde mit 4.0 Gew.-% Phenol- Novolak-Epoxyharz gemischt und unter einem Druck von 5 t/cm2 in Abwesenheit eines Magnetfelds oder in Gegenwart eines Magnetfelds von 15 KOe formgepreßt, und danach wurde das Harz durch Halten des Formpresslings bei 100 ºC während 10 Stunden verfestigt, wodurch ein Verbundmagnet erhalten wurde. Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Verbundmagnets sind in Tabelle 3 angegeben.

Beispiel 10

Der rechtwinkelige Block, der einer Hitzebehandlung in Wasserstoffgas gemäß Beispiel 9 unterworfen worden war, wurde in den Spalt zwischen Mühlenwalzen die auf 750 ºC gehalten wurden in einer Argonatmosphäre eingebracht, und mehrmals einem Walzen unterworfen, bis die Verringerung 40% erreichte.
Der so gewalzte Block wurde dann mittels einer Stampfmühle in einer Argonatmosphäre zerkleinert, und der gleichen Hitzebehandlung wie im Beispiel 3 unterworfen, um die Spannung zu vermindern. Es wurde so Neodym-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 25 um erhalten. Die individuellen Teilchen des Pulvers besaßen eine durchschnittliche rekristallisierte Korngröße von 0.7 um, und die gleiche rekristallisierte Kornstruktur wie im Beispiel 1. Das resultierende Magnetpulver wurde mit 4.0 Gew.-% Phenol-Novolak-Epoxyharz gemischt und unter einem Druck von 5 t/cm2 in Abwesenheit eines Magnetfelds oder in Gegenwart eines Magnetfelds von 15 KOe formgepreßt, und danach das Harz durch Halten des Formpresslings bei 100 ºC während 10 Stunden verfestigt, wobei ein Verbundmagnet erhalten wurde. Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Verbundmagnets sind in Tabelle 3 angegeben. Tabelle 3 Art der Probe Durchschnittliche Korngröße der rekristallisierten Körner Gegenwart von Magnetfeld beim Formen Magnetische Eigenschaften der Verbundmagnete Beispiele Vorhanden Nicht vorhanden
Wie dies aus der Tabelle 3 ersichtlich ist, werden, wenn der Verbundmagnet durch Formen des gewalzten erfindungsgemäßen Magnetpulvers in Gegenwart eines Magnetfelds hergestellt wird, die magnetischen Eigenschaften, insbesondere das maximale Energieprodukt (BH)max und die Rest-Magnetflußdichte (Br) merklich verbessert. Dies ist deshalb der Fall, weil, da das erfindungsgemäße Magnetpulver eine magnetische Anisotropie besitzt, die Pulverteilchen beim Formen in Gegenwart eines Magnetfelds in den Easy-Achsen der Magnetisierung orientiert werden.
Die Demagnetisierungskurve für den Verbundmagnet von Beispiel 10 ist in Fig. 15 dargestellt. Wie dies aus der Kurve ersichtlich ist, besitzt das erfindungsgemäße Magnetpulver sicher eine magnetische Anisotropie.
Obwohl in diesem Beispiel ein Heißwalzen als Heißverarbeitung verwendet wurde, können andere Heiß- Kunststoffverarbeitungsmethoden, wie z B. Heißextrusion, ebenfalls angewendet werden.

Beispiele 11 bis 16 und Kontrollen 5 bis 7

Neodym und Dysprosium (Dy) wurden mit Eisen und Bor in einem Hochfrequenzinduktionsofen geschmolzen und in Neodym- Dysprosium-Eisen-Bor-Legierungsblöcke gegossen, die als Hauptkomponente eine solche mit der Atomzusammensetzung Nd13.5Dy1.5Fe77.3B7.7 besaßen. Die R2Fe14B-Phase des Blocks wies eine durchschnittliche Kristallkorngröße von 70 um auf. Der so hergestellte Legierungsblock wurde in einen Heißbehandlungsofen eingebracht und bei 300 ºC in einer Wasserstoffatmosphäre bei 300 Torr 1 Stunde lang gehalten, um den Legierungsblock einer Dekrepitationszerkleinerung aufgrund von Hydrierung zu unterwerfen. Der Ofen wurde dann 1 Stunde lang evakuiert, während die Temperatur beibehalten wurde, und die Hydrierung bis zum Erreichen eines Vakuums von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr durchgeführt, und das rasche Abschrecken durch Einführen von Stickstoffgas bis zu einem Druck im Ofen von 1 atm bewirkt. Auf diese Weise wurde Neodym-Dysprosium-Eisen-Bor- Legierungspulver einer durchschnittlichen Teilchengröße von 120 um erhalten. Danach wurde eine geeignete Menge des Pulvers auf eine Auflage gegeben und in einen Heißbehandlungsofen eingeführt, der dann auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert wurde. Wasserstoffgas wurde bei 1 atm in den Ofen eingebracht, und die Temperatur wurde von Raumtemperatur auf 850 ºC unter Beibehaltung des Wasserstoffgasdrucks erhöht. Nach Erreichen von 850 ºC wurde das Material bei 850 ºC 1 Stunde lang gehalten, und die Temperatur dann auf 700 ºC gesenkt. Während die Temperatur bei 700 ºC gehalten wurde, wurde dann das Entgasen des Materials bis zu einem Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr während verschiedener Zeitperioden, wie in Tabelle 4 angegeben, durchgeführt, um so die rekristallisierten Körner wachsen zu lassen. Danach wurde das rasche Abschrecken durch Einführen von Argongas in den Ofen bis zum Erreichen eines Drucks von 1 atm durchgeführt, und Neodym-Dysprosium-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 150 um erhalten.
Das so erhaltene Magnetpulver besaß rekristallisierte Strukturen, von denen jede eine (NdDy)2Fe14B-Phase als Hauptkomponente aufwies, und die durchschnittlichen Kristallkorngrößen der rekristallisierten Körner der einzelnen erhaltenen Teilchen sind in Tabelle 4 angegeben, in der ebenfalls die Koerzitivkräfte angegeben sind.
Die in Tabelle 4 angegebenen Ergebnisse sind ferner in Fig. 16 graphisch dargestellt, in der die logarithmische Abszissen- Achse die durchschnittliche Kristallkorngröße (um) von rekristallisierten Körnern angibt, während die Ordinaten-Achse die Koerzitivkräfte (iHc) angibt.
Die Kurve der Fig. 16 zeigt, daß, wenn die durchschnittliche Kristallkorngröße der rekristallisierten Körner nicht größer als 50 um ist, das erfindungsgemäße Magnetpulver eine Koerzitivkraft besitzt, die 5 KOe übersteigt, und deshalb hervorragende magnetische Eigenschaften besitzt. Sie zeigt auch, daß die durchschnittliche Kristallkorngröße der rekristallisierten Körner vorzugsweise nicht größer als 3 um sein sollte. Tabelle 4 Art der Probe Entgasungszeit beim Wachstum von rekristallisierten Körnern Durchschnittliche Korngröße von rekristallisierten Körnern Koerzitivkraft Beispiele Kontrollen

Beispiel 17

Neodym wurde mit Eisen und Bor in einem Hochfrequenzinduktionsofen geschmolzen und in einen Neodym- Eisen-Bor-Legierungsblock gegossen, der als Hauptkomponente eine solche mit der Atomzusammensetzung Nd12.1Fe82.1B5.8 aufwies. Der Seltenerdmetall-Legierungsblock, der eine R2Fe14B-Phase mit einer durchschnittlichen Kristallkorngröße von 150 um aufwies, wurde einer Homogenisierungsbehandlung unterworfen, indem man ihn bei einer Temperatur von 1090 ºC in einer Argonatmosphäre während 40 Stunden hielt. Dann wurde eine geeignete Menge der Seltenerdmetall-Legierung in Form des Blocks auf eine Auflage gegeben und in einen Heißbehandlungsofen eingeführt, der dann auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert wurde. Danach wurde Wasserstoffgas bei 1 atm in den Ofen eingeführt, und die Temperatur von Raumtemperatur auf 830 ºC erhöht, während der Druck des Wasserstoffgases aufrechterhalten wurde. Der Block wurde in das Wasserstoffgas bei 1 atm während 1 Stunde bei 830 ºC gehalten, und danach in einer Wasserstoffatmosphäre 200 Torr während 6 Stunden bei 830 ºC. Der Ofen wurde dann bei Aufrechterhaltung der Temperatur 40 Minuten lang evakuiert, um im Ofen ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr herzustellen. Dann wurde Argongas eingeführt, bis der Druck 1 atm erreichte, und auf diese Weise wurde das rasche Abschrecken des Legierungsblocks bewirkt. Da der so behandelte Legierungsblock dekrepitiert war, wurde er in einem Mörser zerkleinert um ein Neodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 40 um zu erzeugen.
Das so erhaltene Magnetpulver wurde einer Röntgenbeugung unterworfen und in einem Transmissionselektronmikroskop beobachtet. Als Ergebnis der Röntgenbeugungsanalyse wurden die Beugungspeaks für eine intermetallische Verbindung Nd2Fe14B mit einer tetragonalen Kristallstruktur angegeben. Beugungspeaks von anderen als der Nd2Fe14B-Phase wurden fast nicht beobachtet.
Die Fig. 17 (a) ist eine Mikrographie der Mikrostruktur des Magnetpulvers, während die Fig. 17 (b) eine Zeichnung ist, die die Metallstruktur der obigen Mikrographie zeigt.
Die Struktur des erfindungsgemäßen Magnetpulvers der Fig. 17 (a) ist nicht eine solche, die nur durch Zerkleinern des Legierungsblocks erhalten wurde, sondern eine rekristallisierte Kornstruktur, in der eine große Zahl neuer rekristallisierter Körner von ca. 0.4 um vorhanden ist.
Spezifischer ausgedrückt weist unter Bezugnahme auf Fig. 17 (b) das Pulverteilchen des Seltenerdmetall-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulvers von Beispiel 17 eine rekristallisierte Nd2Fe14B-Phase 1' auf, und als von der rekristalliserten Nd2Fe14B-Phase 1' verschiedene andere Phasen existiert eine Nd-reiche Phase 2 nur an einem Teil von Tripelpunkten der Korngrenzen, bei denen sich 3 rekristallisierte Nd2Fe14B- Phasen 1' benachbart befinden, weshalb das Magnetpulver im wesentlichen aus rekristallisierten Körnern der Nd2Fe14B-Phase besteht.
Die Koerzitivkraft des Magnetpulvers wurde durch VSM gemessen, und als 11.2 KOe gefunden, weshalb das Magnetpulver hervorragende magnetische Eigenschaften besitzt.
Danach wurde das obige Magnetpulver mit 3.0 Gew.-% Phenol- Novolak-Epoxyharz gemischt und unter einem Druck von 5 t/cm2 in Abwesenheit eines Magnetfelds formgepreßt, und danach das Harz durch Halten des Formpresslings bei 120 ºC während 6 Stunden verfestigt, wodurch ein Verbundmagnet erhalten wurde. Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Verbundmagnets sind in Tabelle 5 angegeben.

Kontrolle 8

Der gleiche Nd12.1Fe82.1B5.8 umfassende Seltenerdmetall- Legierungsblock wie im Beispiel 17 wurde einem Hochfrequenzschmelzen in einer Argonatmosphäre unterworfen und die Schmelze durch eine Düse von 3 mm Durchmesser hindurchtropfen gelassen, um die Schmelze einer Atomisierung aufgrund des Argongases mit einer hohen Geschwindigkeit von nicht weniger als der Schallgeschwindigkeit zu unterwerfen. Das so hergestellte Pulver wurde dann einer Hitzebehandlung bei 600 ºC während 30 Minuten im Vakuum unterworfen, zerkleinert und in ein Vergleichs-Neodym-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 40 um gesiebt.
Die Koerzitivkraft des obigen Magnetpulvers ist in Tabelle 5 angegeben.
Danach wurde das obige Magnetpulver mit 3.0 Gew.-% Phenol- Novolak-Epoxyharz gemischt und auf die gleiche Weise wie im Beispiel 17 beschrieben ein Verbundmagnet hergestellt. Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Verbundmagnets sind ebenfalls in Tabelle 5 angegeben. Tabelle 5 Eigenschaften des Magnetpulvers Eigenschaften der Verbundmagnete Art der Probe Durchschnittliche Korngröße Magnetische Eigenschaften Dichte Beispiel Kontrolle
Aus Tabelle 5 ist es ersichtlich, daß der isotrope Neodym- Eisen-Bor-Legierungs-Verbundmagnet des Beispiels 17 im Hinblick auf die magnetischen Eigenschaften besser ist als der isotrope Neodym-Eisen-Bor-Legierungs-Verbundmagnet der Kontrolle 8.

Beispiel 18 bis 21

Der durch Hitzebehandlung in Wasserstoffgas dekrepitierte Block des Beispiels 17 wurde in einem Mörser zerkleinert und Vergleichsmagnetpulver mit verschiedenen durchschnittlichen Teilchengrößen: 32 um (Beispiel 18), 21 um (Beispiel 19), 15 mm (Beispiel 20) und 4 um (Beispiel 21) erhalten.
Die Koerzitivkräfte der vorstehenden Beispiele 18 bis 21, gemessen durch VSM, sind in Tabelle 6 angegeben.
Ferner wurde jedes der obigen Magnetpulver der Beispiele 18 bis 21 mit 3.0 Gew.-% Phenol-Novolak-Epoxyharz gemischt und durch Formpressen des Materials unter einem Druck von 5 t/cm2 in Abwesenheit eines Magnetfelds oder in Anwesenheit eines Magnetfelds von 15 KOe wurde unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 17 ein Verbundmagnet hergestellt. Die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Verbundmagnete sind ebenfalls in Tabelle 6 angegeben. Tabelle 6 Eigenschaften des Magnetpulvers Verbundmagnete Art der Probe Durchschnittliche Teilchengröße Anwesenheit von Magnetfeld Magnetische Eigenschaft Dichte Beispiele Vorhanden Nicht vorhanden
Aus Tabelle 6 wird klar, daß, wenn das Pulver mit dem durchschnittlichen Korn von nicht größer als 15 um in Gegenwart eines Magnetfelds geformt wird, der resultierende Verbundmagnet einen erhöhten Wert der Rest-Magnetflußdichte (Br) zeigt und eine ausgeprägte Anisotropie besitzt.
Dies deshalb, weil die Pulverteilchen während der Verformung in Gegenwart eines Magnetfelds in den Easy-Achsen der Magnetisierung orientiert werden, und die erfindungsgemäßen Magnetpulver deshalb eine magnetische Anisotropie aufweisen.

Beispiel 22

Neodym und Dysprosium werden mit Eisen, Bor und Kobalt (Co) in einem Plasmabogen-Schmelzofen geschmolzen und in einen Neodym- Dysprosium-Eisen-Kobalt-Bor-Legierungsblock gegossen, der eine Hauptphase mit der Atomzusammensetzung. Nd11.0Dy0.9Fe77.2Co5.2B5.7 besitzt. Der Legierungsblock wurde einer Homogenisierungsbehandlung bei 1080 ºC in einer Argongasatmosphäre während 50 Stunden unterworfen und in einen zylindrischen Block mit einem Durchmesser von 11.3 mm und einer Höhe von 10 mm geschnitten. Dieser zylinderische Block (dessen Hauptphase eine durchschnittliche Kristallkorngröße von 120 um besaß) wurde in einen Hitzebehandlungsofen eingebracht und der Ofen auf ein Vakuum von 1 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert. Dann wurde die Temperatur im Ofen von Raumtemperatur auf 750 ºC erhöht während das Vakuum aufrechterhalten wurde, und bei 750 ºC bis zum Erreichen eines Drucks von 1 atm Wasserstoffgas in den Ofen eingeführt. Nach Erhöhung der Temperatur auf 850 ºC unter Aufrechterhaltung des Wasserstoffdrucks wurde die Legierung bei 840 ºC in Wasserstoffgas bei 1 atm 2 Stunden lang gehalten und dann weiter bei 840 ºC in einer Wasserstoffatmosphäre bei 200 Torr 10 Stunden lang gehalten. Der Ofen wurde dann bei 840 ºC während 50 Minuten evakuiert um ein Vakuum von nicht mehr als 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr im Ofen herzustellen, und der Legierungsblock wurde durch Einbringen von Argongas bis zum Erreichen eines Drucks von 1 atm rasch abgeschreckt. Der so behandelte zylindrische Block wurde dann einer Kunststoffverarbeitung bei 37 ºC in einem Vakuum unterworfen, um eine Höhe von 2 mm zu erhalten. Der bearbeitete Block wurde in einer Stampfmühle in einer Argongasatmosphäre zerkleinert und ergab ein Neodym- Dysprosium-Eisen-Kobalt-Bor-Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 42 um. Die einzelnen Teilchen dieses Magnetpulvers hatten eine durchschnittliche rekristallisierte Korngröße von 0.6 um, und eine rekristallisierte Kornstruktur ähnlich wie im Beispiel 17, umfassend (Nd,Dy)2(Fe,Co)14B. Das so erhaltene Magnetpulver wurde mit 3.0 Gew.-% Phenol-Novolak-Epoxyharz gemischt und unter einem Druck von 5 t/cm2 in Abwesenheit des Magnetfelds oder in Gegenwart eines Magnetfelds von 15 KOe formgepreßt, und dann das Harz durch Halten des Formpresslings bei 120 ºC während 5 Stunden verfestigt, wodurch ein Verbundmagnet erhalten wurde. Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Verbundmagnets sind in Tabelle 7 angegeben.
Die in Tabelle 7 angegebenen Daten zeigen, daß, wenn das Magnetpulvers des Beispiels 22, das während der Herstellung einer Kunststoff-Heißverarbeitung unterworfen wurde, zur Herstellung des Verbundmagnets durch Formen in Gegenwart eines Magnetfelds verwendet wurde, der resultierende Verbundmagnet ausgeprägte verbesserte magnetische Eigenschaften besitzt, insbesondere im Hinblick auf das maximale Energieprodukt (BH)max und die Rest-Magnetflußdichte (Br), im Vergleich mit dem in Abwesenheit des Magnetfelds geformten Verbundmagnet. Dies deshalb, weil das erfindungsgemäße Magnetpulver eine magnetische Anisotropie besitzt und deshalb die Teilchen des Pulvers während des Formen in Gegenwart eines Magnetfelds in die Easy-Achsen der Magnetisierung orientiert werden. Tabelle 7 Art der Probe Gegenwart eines Magnetfelds bei Verformen Magnetic Eigenschaften of borderbundmagnets Beispiel Vorhanden Nicht vorhanden

Beispiel 23

Neodym, als Seltenerdmetall, wurde mit Eisen und Bor in einem Hochfrequenzinduktionsofen geschmolzen und in einen Neodym- Eisen-Bor-Legierungsblock gegossen, der als Hauptphase, in Atomprozent, Nd15.0Fe76.9B8.1 besaß. Der Block besaß eine Hauptphase aus R2Fe14B-Phase aus Kristallkörnern einer Korngröße von ca. 150 um. Der so hergestellte Legierungsblock wurde einer Grobzerkleinerung in einer Stampfmühle in einer Argongasatmosphäre unterworfen und dann einem Feinvermahlen oder Zerkleinern in einer Vibrationskugelmühle, um ein feines Neodym-Eisen-Bor-Legierungspulver einer durchschnittlichen Teilchengröße von 3.8 um herzustellen. Danach wurde eine geeignete Menge des feinen Pulvers auf eine Unterlage aufgebracht und in einen Hitzebehandlungsofen eingeführt, und der Ofen auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert. Dann wurde Wasserstoffgas in den Ofen eingeführt und die Temperatur von Raumtemperatur auf 810 ºC erhöht während der Wasserstoffdruck konstant gehalten wurde. Nach Behandlung der Legierung in der Wasserstoffgasatmosphäre von 1 atm bei 810 ºC während 5 Stunden wurde der Ofen bei 810 ºC während 1 Stunde evakuiert um ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr im Ofen herzustellen. Danach wurde Argongas bis zum Erreichen eines Drucks von 1 atm eingeführt wodurch ein rasches Abschrecken des feinen Pulvers bewirkt wurde. Das Verfahren dieses Beispiels ist in Fig. 18 veranschaulicht. Das gemäß dem vorstehenden Verfahren erhaltene feine Pulver lag in Form von Pulveraggregaten vor und wurde deshalb in einem Mörser zerkleinert, um ein Neodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 6.2 um herzustellen.
Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Magnetpulvers wurden durch VSM gemessen, und die Ergebnisse sind in Tabelle 8 angegeben. Außerdem wurde die Struktur des obigen Magnetpulvers unter Verwendung eines Scanner- Elektronenmikroskops bestimmt. Fig. 21 (a) zeigt eine Mikrographie der Mikrostruktur, während Fig. 21 (b) eine Zeichnung der Mikrographie zeigt.
Als Ergebnis der Zusammensetzungsanalyse wurde gefunden, daß die in Fig. 21 (b) mit 1 bezeichnete Phase eine Hauptphase von Nd2Fe14B ist, und-das in einem Teil der Korngrenzen, wie durch 2 bezeichnet, eine Nd-reiche Phase existiert. Aus Fig. 21 (a) ist es ersichtlich, daß die Nd2Fe14B-Hauptphase in Form rekristallisierter Körner von 0.2 bis 1.0 um vorliegt, und daß die Struktur des erhaltenen Magnetpulvers eine rekristallisierte Aggregatkornstruktur ist.
Aus dem obigen Magnetpulver wurde auf gleiche Weise wie im Beispiel 1 dann ein Verbundmagnet hergestellt. Die magnetischen Eigenschaften eines solchen Verbundmagnets sind in Tabelle 8 angegeben.

Kontrolle 9

Eine geeignete Menge des im Beispiel 23 erhaltenen feinen Legierungspulvers einer durchschnittlichen Teilchengröße von 3.8 um wurde auf eine Unterlage gegeben und in einen Hitzebehandlungsofen eingeführt. Nach Evakuierung des Ofens auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr wurde Argongas bei 1 atm eingeführt und die Temperatur von Raumtemperatur auf 810ºC erhöht. Das Pulver wurde in einer Argongasatmosphäre von 1 atm Stunden lang bei 810 ºC behandelt und der Ofen dann bei 810 ºC während 1 Stunde auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert, und das Pulver dann durch Einführung von Argongas in den Ofen bis zu einem Druck von l atm abgeschreckt. Dieses Verfahren ist in Fig. 19 dargestellt.
Das so erhaltene feine Pulver lag in Form von Pulveraggregaten vor und wurde deshalb zur Herstellung eines Neodym-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulvers mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 6.5 um in einem Mörser zerkleinert. Die magnetischen Eigenschaften des obigen Magnetpulvers wurden durch VSM gemessen, und die Ergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 8 angegeben. Das obige Vergleichs-Magnetpulver wurde ferner mit 4.5 Gew.-% Bismaleimidotriazinharz gemischt und unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 1 ein Verbundmagnet hergestellt. Die magnetischen Eigenschaften des Verbundmagnets sind ebenfalls in Tabelle 8 angegeben.

Kontrolle 10

Eine geeignete Menge des im Beispiel 23 erhaltenen feinen Neodym-Eisen-Bor-Legierungspulvers mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 3.8 um wurde auf eine Unterlage gegeben und in einen Hitzebehandlungsofen eingeführt, der auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert war. Dann wurde die Temperatur des Ofens von Raumtemperatur auf 810 ºC erhöht und das Pulver bei 810 ºC in einem Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr während 6 Stunden gehalten. Danach wurde Argongas bis zum Erreichen eines Drucks von 1 atm in den Ofen eingeführt und auf diese Weise ein rasches Abschrecken des feinen Pulvers bewirkt. Das Verfahren dieses Beispiels ist in Fig. 20 dargestellt. Das erhaltene feine Pulver lag in Form von Pulveraggregaten vor und wurde deshalb zur Herstellung eines Neodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 5.9 um in einem Mörser zerkleinert. Die magnetischen Eigenschaften dieses Magnetpulvers wurden auf gleiche Weise wie im Beispiel 23 gemessen, und ein Verbundmagnet auf die gleiche Weise hergestellt. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 8 angegeben.

Kontrolle 11

Das in Beispiel 23 erhaltene feine Neodym-Eisen-Bor- Legierungspulver einer durchschnittlichen Teilchengröße von 3.8 um wurde als Magnetpulver für die Kontrolle 11 verwendet und seine magnetischen Eigenschaften gemessen. Unter Verwendung dieses Magnetpulvers wurde auf die gleiche Weise wie im Beispiel 23 auch ein Verbundmagnet hergestellt und seine magnetischen Eigenschaften gemessen. Die Ergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 8 angegeben. Tabelle 8 Magnetfeldpulver Verbundmagnete Art der Probe Durchschnittliche Teilchengröße Magnetisierung für Magnetfeld von 15 KOe Beispiel Kontrolle
Aus Tabelle 8 ist es ersichtlich, daß das gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Neodym-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulver hervorragende magnetische Eigenschaften aufweist und daß in den Fällen, in denen das erfindungsgemäße Magnetpulver als Verbundmagnet verwendet wird, dem Abfall der Koerzitivkraft aufgrund des Formpressens positiv vorgebeugt wird, so daß auch der Verbundmagnet hervorgehende magnetische Eigenschaften aufweist.

Beispiel 24

Neodym wurde mit Eisen und Bor in einem Elektronenstrahlschmelzofen geschmolzen und in 2 Arten von Neodym-Eisen-Bor-Legierungsblöcken, mit einer Atomzusammensetzung von Nd14.9Fe77.0B8.1 bzw. Nd14.1Fe80.4B5.5 gegossen. Jeder der Blöcke besaß als Hauptphase eine Nd2Fe14B- Phase, aus Kristallkörnern einer Korngröße von 50 bis 150 um. Diese Blöcke wurden mittels eines Backenbrechers in einer Argonatmosphäre in Pulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 20 um zerkleinert.
Ferner wurde Nd2O3, als Seltenerdmetalloxidpulver, mit Eisen- Bor-Legierungspulver und metallischem Calciumpulver gemischt und ein Nd14.5Fe78.5B7.0-Neodym-Eisen-Bor-Legierungspulver durch bekannte Coreduktion hergestellt. Das so hergestellte Legierungspulver wies die Nd2Fe14B-Phase aus Kristallkörnern von 15 um auf und wurde so zerkleinert, um eine durchschnittliche Teilchengröße von 20 um zu ergeben.
Eine geeignete Menge von jeder dieser 3 Pulverarten wurde auf eine Unterlage gegeben und in einen Hitzebehandlungsofen eingebracht. Nach Evakuierung des Ofens auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr wurden die Pulver im Vakuum unter erhöhten Temperaturen von 500ºC, 600ºC, 750ºC, 800 ºC, 850 ºC, 900 ºC und 1000 ºC erhitzt. Dann wurde Wasserstoffgas bei 1 atm in den Ofen bei jeder Temperatur eingeführt um eine Wasserstoffatmosphäre von 1 atm im Ofen auszubilden, und die Pulver wurden 10 Stunden lang bei den entsprechenden Temperaturen gehalten und behandelt.
Danach wurde der Ofen bei jeder Temperatur 1 Stunde lang auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert und Argongas bis zu einem Druck von 1 atm eingeführt. Auf diese Weise wurde ein rasches Abschrecken jedes Pulvers bewirkt und es wurden verschiedene Neodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver erhalten. Das Verfahren dieses Beispiels ist in Fig. 22 angegeben. Die so erhaltenen Magnetpulver besaßen rekristallisierte Kornstrukturen wie im Beispiel 23.
Die magnetischen Eigenschaften der erhaltenen verschiedenen Magnetpulver wurden durch VSM gemessen und die Ergebnisse sind in Tabelle 9 angegeben.

Kontrolle 12

Eine geeignete Menge von jedem Magnetpulver des Beispiels 24, mit Zusammensetzungen Nd14.9Fe77.0B8.1, Nd14.1Fe18.4B5.5 bzw. Nd14.5Fe87.5B7.0 wurde auf eine Unterlage aufgebracht und in einen Hitzebehandlungsofen eingebracht. Nach Evakuierung des Ofens auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr wurde die Temperatur im Vakuum auf 400 ºC, 450 ºC bzw. 1050 ºC erhöht. Dann wurde bei 1 atm Wasserstoffgas bei jeder Temperatur in den Ofen eingeführt, um im Ofen eine Wasserstoffatmosphäre zu erzeugen, und die Pulver wurden bei jeder Temperatur 10 Stunden lang gehalten und behandelt.
Danach wurde der Ofen bei den entsprechenden Temperaturen von 500ºC, 450 ºC und 1050ºC 1 Stunde lang auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert, und Argongas wurde bis zum Erreichen eines Drucks von 1 atm eingeführt. Auf diese Weise wurde ein rasches Abschrecken jedes Pulvers bewirkt und es wurden Vergleichs-Neodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver erhalten. Das Verfahren dieser Kontrolle ist ebenfalls in Fig. 22 dargestellt. Die magnetischen Eigenschaften der Magnetpulver dieser 3 Arten wurden mittels VSM gemessen, und die Ergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 9 angegeben. Tabelle 9 Art der Probe Entspannungstemperatur Koerzitivkraft (KOe) Beispiel Kontrolle
Die in Fig. 22 angegebenen Ergebnisse sind ebenfalls in der Grafik der Fig. 23 dargestellt, die die Koerzitivkräfte der Nd14.9Fe77.0B8.1, Nd14.1Fe80.4B5.5 und Nd14.5Fe78.5B7.0-Pulver gegen die Entspannungstemperatur aufgetragen zeigt. Aus Fig. 23 ist es klar ersichtlich, daß die Magnetpulver, wenn sie bei einer Temperatur von 500 bis 1000 ºC (vorzugsweise von 750 bis 900ºC) gehalten werden, erhöhte Koerzitivkräfte von nicht weniger als 5 KOe aufweisen.

Beispiel 25

In dem im Beispiel 23 veranschaulichten erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren wurde der Ofen bei der Evakuierung bei 810 ºC nach der Behandlung bei 810 ºC in einer Wasserstoffatmosphäre bei 1 atm während 5 Stunden auf einen Wasserstoffdruck von 1.0 · 10&supmin;&sup4; Torr, 1.0 · 10&supmin;³ Torr, 2.0 · 10&supmin;³ Tor, 1.0 · 10&supmin;² Torr bzw. 1.0 · 10&supmin;¹ Torr evakuiert. Danach wurde durch Einführung von Argongas in den Ofen bis zur Erreichung eines Drucks von 1 atm das rasche Abschrecken bewirkt, und es wurden Magnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 6.2 um erhalten. Die magnetischen Eigenschaften eines solchen Magnetpulvers wurden mittels VSM gemessen, und die Ergebnisse sind in Tabelle 10 angegeben.

Kontrolle 13

Für Vergleichszwecke wurden die Verfahren des Beispiels 25 wiederholt, mit der Ausnahme, daß zur Herstellung der Neodym- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver ein Vakuum von 2.0 · 10&supmin;¹ Torr und 1 Torr verwendet wurde, und die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Magnetpulver wurden unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 25 gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 10 angegeben.
Die Verfahrensmuster des Beispiels 25 und der Kontrolle 13 sind beide in Fig. 24 dargestellt. Tabelle 10 Art der Probe Vakuumgrad (torr) Koerzitivkraft (KOe) Beispiel Kontrolle
Die in Tabelle 10 angegebenen Daten zeigen, daß die durch Evakuieren des Ofens auf ein Vakuum von nicht mehr als 1.0 · 10&supmin;¹ Torr zur Herstellung einer fast vollständig dehydrogenierten Atmosphäre im Hitzebehandlungsofen hergestellten Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver hervorragende magnetische Eigenschaften aufweisen.

Beispiel 26

Neodym und Praseodym wurden mit Eisen und Bor in einem Hochfrequenzinduktionsofen geschmolzen und in einen Neodym- Praseodym-Eisen-Bor-Legierungsblock mit einer Hauptzusammensetzung der Atomzusammensetzung Nd12.0Pr1.4Fe80.8B5.8 gegossen. Der Legierungsblock wies als Hauptphase eine (Nd,Pr)2Fe14B-Phase mit Kristallkörnern einer Korngröße von ca. 120 um auf. Dieser Block wurde zur Herstellung eines Neodym-Praseodym-Eisen-Bor-Legierungpulvers mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 30 um einer Grobzerkleinerung in einer Stampfmühle in einer Argongasatmosphäre unterworfen. Das so hergestellte Pulver wurde auf eine Unterlage gegeben und in einen Hitzebehandlungsofen eingebracht, und der Ofen auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert. Dann wurde Wasserstoffgas bei 1 atm in den Ofen eingeführt, und unter Aufrechterhaltung des Drucks des Wasserstoffgases die Temperatur vom Raumtemperatur auf 830ºC erhöht. Danach wurden die Pulver bei 830 ºC während 5 Stunden unter verschiedenen Wasserstoffgasdrucken von 5 Torr, 10 Torr, 80 Torr, 100 Torr, 200 Torr, 300 Torr, 400 Torr, 500 Torr, 600 Torr, 700 Torr, 760 Torr bzw. 850 Torr gehalten und behandelt. Dann wurde der Ofen bei 830 ºC während 40 Minuten auf einen Wasserstoffdruck von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert und ein rasches Abschrecken bewirkt. Das auf diese Weise erhaltene Pulver lag in Form von Aggregaten vor und wurde deshalb zur Herstellung von Neodym-Praseodym-Eisen-Bor- Legierungspulver mit den in Tabelle 11 angegebenen durchschnittlichen Teilchengrößen in einem Mörser zerkleinert. Die erhaltenen Magnetpulver besaßen die gleichen rekristallisierten Kornstrukturen wie im Beispiel 23.
Das so erhaltene Magnetpulver wurde mit 3.0 Gew.-% Phenol- Novolak-Epoxyharz gemischt und bei einem Druck von 6 t/cm2 in Abwesenheit eines Magnetfelds oder in Gegenwart eines Magnetfelds von 15 KOe formgepreßt, und dann das Harz durch Halten des Formpresslings bei einer Temperatur von 100 ºC während 10 Stunden verfestigt, wodurch ein Verbundmagnet erhalten wurde. Die magnetischen Eigenschaften des so erhaltenen Verbundmagnets sind ebenfalls in Tabelle 11 angegeben.
Die Fig. 26 zeigt eine Demagnetisierungskurve des Verbundmagnets aus dem in einem Wasserstoffvakuum bei 100 Torr hergestellten Neodym-Praseodym-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulver. Tabelle 11 Art der Probe HH2-Gas Druck (torr) Durchschnittliche Teilchengröße (um) Gegenwart von Magnetfeld beim Verformen Magnetische Eigenschaften der Verbundmagnete Beispiel Vorhanden Nicht vorhanden
Aus Tabelle 11 ist es ersichtlich, daß der Wasserstoffgasdruck beim Tempern vorzugsweise im Bereich von 10 bis 760 Torr liegen sollte. Bei einem Druck von oberhalb 760 Torr ist die Dehydrierungsbehandlung nicht ausreichend, und Wasserstoffgas verbleibt in den Magnetpulvern.
Aus Tabelle 11 ist es auch ersichtlich, daß der durch Formen in Gegenwart eines Magnetfelds hergestellte Verbundmagnet im Br-Wert dem des durch Formen in Abwesenheit eines Magnetfelds hergestellten überlegen ist, und er deshalb ein deutlich anisotroper Verbundmagnet ist. Dies ist auch aus Fig. 26 ersichtlich. Das nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Magnetpulver zeigt deshalb eine magnetische Anisotropie.

Beispiel 27

Eine geeignete Menge des durch Feinzerkleinerung im Beispiel 23 hergestellten Neodym-Eisen-Bor-Legierungspulvers mit eine durchschnittlichen Teilchengröße von 3.8 um wurde auf einer Unterlage gegeben und in einen Hitzebehandlungsofen eingebracht, und der Ofen auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert. Dann wurde eine Mischung aus Wasserstoff und Argon, die so hergestellt wurde, daß der Partialdruck von Wasserstoff wie in Tabelle 12 angegeben war, selektiv in den Ofen eingebracht und die Temperatur des Ofens in einer solchen Atmosphäre von Raumtemperatur auf 810 ºC erhöht. Dann wurden die Pulver bei 810 ºC in diesen verschiedenen Mischgasatmosphären 5 Stunden lang behandelt, und der Ofen in einem solchen Ausmaß evakuiert, daß der Partialdruck des Wasserstoffs 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr betrug. Die Dehydrierung wurde in einer solchen Atmosphäre durchgeführt und das Pulver durch Einführung von Argongas in den Ofen abgeschreckt. Das so erhaltene Neodym-Eisen-Bor-Legierungspulver lag in Form von Pulveraggregaten vor, und wurde deshalb auf die in Tabelle 12 angegebenen durchschnittlichen Teilchengrößen in einem Mörser zerkleinert. Fig. 27 zeigt den Ablauf der obigen Verfahren. Das so erhaltene Magnetpulver besaß die gleiche rekristallisierte Kornstruktur wie Beispiel 23. Die magnetischen Eigenschaften des Magnetpulvers wurden mittels VSM gemessen, und die Ergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 12 angegeben.
Ferner wurden unter Verwendung des obigen Magnetpulvers Verbundmagnete hergestellt, und ihre magnetischen Eigenschaften sind ebenfalls in Tabelle 12 angegeben.
Dieses Beispiel zeigt, daß das Material nicht nur in einer Wasserstoffatmosphäre, sondern auch in einer gemischten Gasatmosphäre aus Wasserstoff und einem Inertgas behandelt werden kann, um Neodym-Eisen-Bor-Legierungspulver mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften zu erhalten. Tabelle 12 Partialdruck von Wasserstoff in einer gemischten Gasatmosphäre (H&sub2;+Ar) Magnetpulver Verbundmagnete Art der Probe Durchschnittliche Teilchengröße (um) Magnetisierung mit einem Magnetfeld von 15 KOe Beispiel

Beispiel 28

Das der Dehydrierung im Beispiel 23 unterworfene feine Pulver wurde direkt auf eine Temperatur von 600 ºC mittels Argongas abgekühlt und einer Hitzebehandlung unterworfen, indem es bei dieser Temperatur 1 Stunde lang gehalten wurde. Das so behandelte aggregierte Pulver wurde zur Herstellung eines Neodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers einer durchschnittlichen Teilchengröße von 7.5 um in einem Mörser zerkleinert. Die Fig. 23 zeigt den Ablauf der Verfahren dieses Beispiels. Die magnetischen Eigenschaften des in diesem Beispiel erhaltenen Magnetpulvers wurden auf gleiche Weise wie im Beispiel 23 gemessen und die Ergebnisse sind in Tabelle 13 angegeben.

Beispiel 29

Das im Beispiel 23 einer Dehydrierung unterworfene feine Pulver wurde unter Verwendung von Argongas auf Raumtemperatur abgeschreckt und auf eine erhöhte Temperatur von 630 ºC in einer Argongasatmosphäre erhitzt. Nach Behandlung durch Belassen bei dieser Temperatur während 1 Stunde wurde das Pulver wieder abgeschreckt. Das so hergestellte aggregierte Pulver wurde zur Herstellung eines Neodym-Eisen-Bor- Legierungsmagnetpulvers einer durchschnittlichen Teilchengröße von 7.0 um in einem Mörser zerkleinert. Der Ablauf der Verfahren dieses Beispiels ist in Fig. 29 angegeben.
Die magnetischen Eigenschaften des in diesem Beispiel erhaltenen Magnetpulvers wurden auf gleiche Weise wie im Beispiel 23 gemessen und die Ergebnisse sind in Tabelle 13 angegeben.
Die magnetischen Eigenschaften des Magnetpulvers des Beispiels 23 sind für Vergleichszwecke ebenfalls in Tabelle 13 angegeben. Tabelle 13 Art der Probe Durchschnittliche Teilchengröße (um) Magnetpulver Magnetisierung mit einem Magnetfeld von 15 KOe (KG) Koerzitivkräfte iHc (KOe) Beispiel
Aus der Tabelle 13 ist es ersichtlich, daß, wenn das Magnetpulver des Beispiel 23 einer Hitzebehandlung unterworfen wird, die erhaltenen Pulver weiter verbesserte magnetische Eigenschaften aufweisen.

Beispiel 30

Neodym und Dysprosiul wurden mit Eisen und Bor in einem Plasmabogen-Schmelzofen geschmolzen und in einen Neodym- Dysprosium-Eisen-Bor-Legierungsblock gegossen, dessen Hauptzusammensetzung der Atomzusammensetzung Nd10.5Dy1.5Fe82.4B5.6 entspricht. In Anbetracht der Tatsache, daß im Legierungsblock im Stadium des Gießens nicht im Gleichgewicht befindliche Phasen, wie die α-Fe-Phase gebildet wurden, wurde der Block einer Homogenisierungsbehandlung unterworfen, indem er in einer Argonatmosphäre 40 Stunden lang bei 1000ºC gehalten wurde, um nicht im Gleichgewicht befindliche Phasen zu entfernen. Die Hauptphase (Nd,Dy)2Fe14B des so homogenisierten Blocks bestand aus Kristallkörnern einer durchschnittlichen Kristallgröße von ca. 60 um. Der obige Block wurde in einen Hitzebehandlungsofen eingebracht und der Ofen auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert.
Dann wurde Wasserstoffgas bei 1 atm in den Ofen eingeführt und der Ofen von Raumtemperatur auf eine erhöhte Temperatur von 500ºC unter Aufrechterhaltung des Wasserstoffdrucks erhitzt. Nachdem die Legierung 1 Stunde bei 500 ºC gehalten wurde, wurde sie langsam auf 1000 ºC erhitzt und 2 Stunden lang bei 1000 ºC gehalten, und dann die Temperatur in 1 Stunde auf 810 ºC abgesenkt. Nach Erreichen von 810ºC wurde der Ofen evakuiert und eine Dehydrierung ausgeführt, indem die Legierung in einer Wasserstoff-Vakuumatmosphäre bei 1 · 10&supmin;&sup5; Torr 1 Stunde lang bei 810 ºC gehalten wurde. Danach wurde das rasche Abschrecken durch Einführung von Argongas in den Ofen bis zu einem Druck von 1 atm bewirkt. Die Fig. 30 zeigt den Ablauf der Verfahren dieses Beispiels.
Da der unter den in Fig. 30 angegebenen Bedingungen behandelte homogenisierte Block bereits in einem gewissen Ausmaß zerkleinert war, wurde er in einem Mörser zerkleinert und ein Neodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 17 um erhalten.
Das so erhaltene Magnetpulver besaß die gleiche rekristallisierte Kornstruktur wie Beispiel 23. Die magnetischen Eigenschaften des Magnetpulvers wurden mittels VSM auf gleiche Weise wie im Beispiel 23 gemessen. Als Ergebnis wurde gefunden, daß die Magnetisierung 9.2 KG bei Ho = 15 KOe betrug, und die Koerzitivkraft 13.5 KOe betrug.
Danach wurde unter Verwendung dieses Magnetpulvers ein Verbundmagnet hergestellt und seine magnetischen Eigenschaften wie folgt gemessen:
Flußdichte Br: 8.0 KG
Koerzitivkraft iHc: 13.0 KOe
Maximales Energieprodukt BHmax: 14.1 MGOe
Aus den obigen Ergebnissen der Messung ist es ersichtlich, daß, auch wenn die Temperatur erhöht, gesenkt oder konstant gehalten wird, ein Magnetpulver mit überragenden magnetischen Eigenschaften erhalten werden kann, solange die Temperatur im Bereich von 500 ºC bis 1000ºC liegt. Der unter Verwendung dieses Magnetpulvers hergestellte Verbundmagnet besitzt außerdem ebenfalls überragende magnetische Eigenschaften ohne Verringerung der Koerzitivkräfte aufgrund des Formpressens.

Beispiel 31

Neodym wurde mit Eisen und Bor in einem Hochfrequenzofen geschmolzen und in Seltenerdmetall-Legierungsblöcke gegossen, mit Hauptzusammensetzungen entsprechend der Atomzusammensetzung
Nd10.5Fe84.2B5.3, Nd11.5Fe83.3B5.2, Nd12.2Fe82.0B5.8,
Nd13.0Fe81.0B6.0, Nd13.5Fe80.5B6.0, Nd14.2Fe79.3B6.5,
Nd15.1Fe76.8B8.1, Nd16.3Fe75.2B8.5 and Nd20.2Fe71.6B8.2,
Die als Hauptphase dienende Nd2Fe14B-Phase bestand aus Kristallkörnern einer Teilchengröße von ca. 50 bis 70 um. Jeder der obigen Blicke wurde in einen Hitzebehandlungsofen eingebracht und der Ofen auf 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert. Dann wurde Wasserstoffgas bei 1 atm in den Ofen eingeführt, und der Ofen unter Aufrechterhaltung des Wasserstoffdrucks von Raumtemperatur auf eine erhöhte Temperatur von 830ºCerhitzt. Die Legierung wurde in der Wasserstoffatmosphäre bei 1 atm 30 Minuten lang bei 830 ºC gehalten und ferner in der Wasserstoffatmosphäre bei 200 Torr 3 Stunden bei 830 ºC, und der Ofen danach bei 830 ºC während 1 Stunde auf ein Vakuum von 1.0 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert. Danach wurde durch Einführen von Argongas in den Ofen bis zu einem Druck von 1 atm ein rasches Abschrecken bewirkt. Die Fig. 31 zeigt den Verfahrensablauf dieses Beispiels.
Da die unter den in Fig. 31 angegebenen Bedingungen behandelten Blöcke bereits in einem gewissen Ausmaß zerkleinert waren, wurden sie in einem Mörser zerkleinert, um Neodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 20 um zu erhalten. Das so erhaltene Magnetpulver besaß ebenfalls die gleiche rekristallisierte Kornstruktur wie im Beispiel 23.
Die magnetischen Eigenschaften der mittels VSM gemessenen Magnetpulver sind in Tabelle 14 angegeben. Diese Magnetpulver wurden ferner mit 3.0 Gew.-% Phenol-Novolak-Epoxyharzen gemischt und unter einem Druck von 6 t/cm2 in einem Magnetfeld von 15 KOe formgepreßt, und danach die Harze durch Halten des Formpresslings bei einer Temperatur von 100 ºC während 6 Stunden verfestigt, wodurch Verbundmagnete erhalten wurden. Die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Verbundmagnete sind ebenfalls in Tabelle 14 angegeben.

Beispiel 32

Jeder Block gemäß Beispiel 31 wurde vor der erfindungsgemäßen Behandlung mittels einer Stampfmühle in einer Argongasatmosphäre in ein Pulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 30 um zerkleinert. Das Pulver wurde dann in einen Hitzebehandlungsofen eingebracht und unter den gleichen Bedingungen wie in Fig. 31 für Beispiel 32 angegeben, behandelt. Da die erhaltenen Pulver in aggregierter Form vorlagen, wurden sie in einem Mörser zerkleinert, um Neodym- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 38 um zu erhalten. Das so erhaltene Magnetpulver besaß ebenfalls die gleiche rekristallisierte Kornstruktur wie das Pulver des Beispiels 23. Die magnetischen Eigenschaften dieses Magnetpulvers wurden ebenfalls gemessen und die Ergebnisse sind in Tabelle 14 angegeben. Tabelle 14 Synthetische Zusammensetzungen Art der Probe Gestalt der Legierung vor der H2 Behandlung Magnetpulver Verbundmagnete Beispiel Block Pulver

Beispiel 33

Die in den Beispielen 31 bis 32 hergestellten Pulver wurden vor der erfindungsgemäßen Behandlung einer Homogenisierungsbehandlung unterworfen, indem man sie bei 1050 ºC in einer Argongas-Druckatmosphäre von 1.3 atm 30 Stunden lang hielt. Die Blöcke und Pulver wurden dann unter den gleichen Bedingungen wie in Fig. 31 für Beispiel 31 angegeben behandelt, und Neodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 25 um erhalten. Die so hergestellten Magnetpulver besaßen ebenfalls die gleiche rekristallisierte Kornstruktur wie das Pulver des Beispiels 23. Die magnetischen Eigenschaften dieser Magnetpulver wurden ebenfalls gemessen und die Ergebnisse sind in Tabelle 15 angegeben. Wenn man Tabelle 15 mit Tabelle 14 vergleicht, sieht man, daß, um die magnetischen Eigenschaften des Neodym- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers zu verbessern, das Neodym- Eisen-Bor-Legierungsmaterial besser in Form von homogenisierten Blöcken als in Form von nicht behandelten Blöcken verwendet wird, oder besser in Form homogenisierter Pulver als nicht behandelter Pulver verwendet wird. Was eine Legierung, die eine durch Rx(Fe, B)100-x, worin 11.7< x< 15, repräsentierte Zusammensetzung besitzt, betrifft, so ist es insbesondere zu verstehen, daß als Material vorzugsweise der homogenisierte Block verwendet werden sollte. Tabelle 15 Synthetische Zusammensetzungen Form der homogenisierten Legierung Magnetpulver Verbundmagnete Block Pulver

Beispiel 34

Neodym, als Seltenerdmetall, wurde mit Eisen und Bor in einem Hochfrequenzinduktionsofen geschmolzen und in Neodym-Eisen- Bor-Legierungsblöcke mit einem Durchmesser von 20 mm und einer Höhe von 20 mm gegossen, von denen jeder eine Hauptzusammensetzung entsprechend der Atomzusammensetzung Nd12.5Fe81.5B6.0 aufwies. Diese Blöcke wiesen die Nd2Fe14B- Phase als Hauptphase auf und bestanden aus Kristallkörnern einer durchschnittlichen Teilchengröße von ca. 40 um, und ihre α-Fe-Phasen waren gesteigert. Jede Legierung wurde in einen Hitzebehandlungsofen eingebracht und einer Homogenisierungsbehandlung unter den in Tabelle 16 angegebenen Bedingungen in einer Argonatmosphäre bei 1 atm unterworfen. Die Hauptphase jedes so homogenisierten Blocks besaß eine durchschnittliche Teilchengröße von 120 um, und die α-Phase war eliminiert.
Die obigen homogenisierten Blöcke wurde in einen Hitzebehandlungsofen eingebracht und der Ofen auf ein Vakuum von 5 · 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert. Dann wurde eine Mischung aus Wasserstoff und Argon, in der der Partialdruck des Wasserstoffgases 1 atm betrug, in den Ofen eingeführt, und der Ofen von Raumtemperatur auf eine erhöhte Temperatur von 850 ºC erhitzt, während der Partialdruck des Wasserstoffs aufrechterhalten wurde. Nachdem die Blöcke bei 850 ºC 6 Stunden lang gehalten wurden, wurde der Ofen 1 Stunde lang unter Aufrechterhaltung der Temperatur evakuiert, um eine Argonatmosphäre mit einem Wasserstoffpartialdruck von 1 x 10&supmin;&sup5; Torr zu erzeugen. Danach wurden die homogenisierten Blöcke rasch durch Einführen von Argongas in den Ofen abgeschreckt.
Die Fig. 32 zeigt den Verfahrensablauf des Beispiels 34.
Da die unter den in Fig. 32 angegebenen Bedingungen behandelten homogenisierten Blöcke bereits in einem gewissen Ausmaß zerkleinert waren, wurden sie in einem Mörser zerkleinert, und Neodym-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver mit den in Tabelle 16 angegebenen durchschnittlichen Teilchengrößen erhalten. Das so erhaltene Magnetpulver besaß ebenfalls die rekristallisierte Kornstruktur. Die magnetischen Eigenschaften der Magnetpulver, gemessen mittels VSM, sind in Tabelle 16 angegeben. Diese Magnetpulver wurden ferner mit 3.0 Gew.-% Phenol-Novolak-Epoxyharzen gemischt und unter einem Druck von 6 t/cm2 in einem Magnetfeld von 15 KOe formgepreßt, und dann die Harze durch Halten der Formpresslinge bei 120 ºC während 6 Stunden verfestigt, und Verbundmagnete erhalten. Die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Verbundmagnete sind ebenfalls in Tabelle 16 angegeben.
Wie aus der Tabelle 16 ersichtlich, sollten die Blöcke besser einer Homogenisierungsbehandlung unterworfen werden, um die magnetischen Eigenschaften zu verbessern, und die Temperatur der Homogenisierung sollte vorzugsweise im Bereich von 600 ºC bis 1200ºC, und insbesondere von 900 ºC bis 1100 ºC, liegen. Tabelle 16 Bedingungen der Homogenisierung Magnetpulver Verbundmagnete Art der Probe Entspannungstemperatur Entspannungszeit Durchschnittliche Teilchengröße nicht homogenisiert Beispiel Block schmolz

Beispiel 35

Neodym wurde mit Eisen, Bor und Kobalt (Co) in einem Hochfrequenzinduktionsofen geschmolzen und in Neodym-Eisen- Kobalt-Bor-Legierungsblöcke mit einem Durchmesser von 20 mm und einer Höhe von 20 mm gegossen. Jeder Block besaß eine Hauptzusammensetzung entsprechend einer Atomzusammensetzung Nd14.0Fe75.1Co5.4B5.5. Die als Hauptphase dienende Nd2(Fe,Co)14B-Phase bestand aus Kristallkörnern von ca. 40 um, und es wurde eine α-Fe-Phase oder dergleichen gebildet. Jeder der Blöcke wurde in einer Stampfmühle in einer Argonatmosphäre zu einem groben Pulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 42 um zerkleinert. Das so hergestellte Pulver wurde in einen Hitzebehandlungsofen eingebracht, und einer Homogenisierungsbehandlung in einer Vakuumatmosphäre 20 Stunden lang bei den in Tabelle 17 angegebenen verschiedenen Temperaturen unterworfen. Während das homogenisierte Pulver in einer Vakuumatmosphäre belassen wurde, wurde danach Wasserstoffgas bei 80 Torr in den Ofen eingeführt, und während der Druck des Wasserstoffgases aufrechterhalten wurde, wurde die Temperatur auf 840ºC erhöht oder gesenkt. Nach Erreichen von 840ºC wurde das Material bei dieser Temperatur 5 Stunden lang belassen, und dann einer Dehydrierung durch Evakuieren des Ofens während 1 Stunde bis zur Erreichung eines Vakuums von 1 · 10&supmin;&sup5; Torr Wasserstoffdruck dehydriert. Während die obigen dehydrierten groben Pulver unverändert belassen wurden, wurde Argongas in den Ofen eingeführt um die Pulver auf 600 ºC abzukühlen, und die Pulver wurden bei dieser Temperatur 0.5 Stunden gehalten. Die Fig. 33 zeigt die Verfahrensabläufe dieses Beispiels. Die nach den in Fig. 33 angegebenen Verfahren erhaltenen groben Pulver lagen in Form von Aggregaten vor und wurden deshalb in einem Mörser zerkleinert, und Neodym-Eisen-Kobalt-Bor-Legierungsmagnetpulver mit den in Tabelle 17 angegebenen durchschnittlichen Teilchengrößen erhalten. Diese Magnetpulver besaßen ebenfalls rekristalliserte Kornstrukturen, und ihre magnetischen Eigenschaften wurden mittels VSM gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 17 angegeben. Die so erhaltenen Magnetpulver wurden mit 3.0 Gew.-% Phenol-Novolak-Epoxyharz gemischt und die Verfahren des Beispiels 34 zur Herstellung von Verbundmagneten wiederholt, von denen die magnetischen Eigenschaften ebenfalls in Tabelle 17 angegeben sind.
Wie aus Tabelle 17 ersichtlich sollte die Homogenisierungstemperatur zur Homogenisierung der durch Zerkleinern der Neodym-Eisen-Cobalt-Bor-Legierungsblöcke mit Nd14.0Fe75.1Co5.4B5.5 erhaltenen Pulver vorzugsweise im Bereich von 600 ºC bis 1200ºC, und insbesondere von 900ºC bis 1100 ºC liegen. Tabelle 17 Art der Probe Bedingungen der Homogenisierung Magnetpulver Verbundmagnete Entspannungstemperatur Entspannungszeit Durchschnittliche Teilchengröße nicht homogenisiert Beispiel grobes Pulver schmolz

Claims

1. Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver, in dem jedes individuelle Teilchen des Pulvers eine Kornstruktur umfaßt, die eine Phase einer R2Fe14B- intermetallischen Verbindung mit tetragonaler Kristallstruktur als ihre Hauptphase enthält, worin R ein Seltenerdmetall darstellt, und die Phase der intermetallischen Verbindung rekristallisierte Körner der Phase der R2Fe14B- intermetallischen Verbindung mit einer durchschnittlichen Kristallgröße von 0.05 um bis 50 um umfaßt und die Kornstruktur eine aggregierte Struktur von im wesentlichen rekristallisierten Körnern ist.

2. Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die durchschnittliche Kristallkorngröße der rekristallisierten Körner im Bereich von 0.05 um bis 3 um liegt.

3. Seltenermetall-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver gemäß Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß es eine magnetische Anisotropie besitzt.

4. Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver gemäß einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß ein Teil des Eisens durch mindestens ein Element ersetzt ist ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Kobalt, Nickel, Vanadium, Niob, Tantal, Kupfer, Chrom, Molybdän, Wolfram, Titan, Aluminium, Gallium, Indium, Zirkonium und Hafnium.

5. Seltenerdmetall-Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulver gemäß einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß ein Teil des Bors durch mindestens ein Element ersetzt ist ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Stickstoff, Phosphor, Schwefel, Fluor, Silicium, Kohlenstoff, Germanium, Zinn, Zink, Antimon und Bismut.

6. Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmetall- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers umfassend die Stufen:

(a) Herstellung eines Seltenerdmetall-Eisen-Bor- Legierungsmaterials;

(b) nachfolgendes Einschließen von Wasserstoff in das Legierungsmaterial, indem das Material bei einer Temperatur von 500ºC bis 1000 ºC in einer Atmosphäre aus einem Gas, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Wasserstoffgas und Mischungen von Wasserstoff und inerten Gasen, gehalten wird; (c) nachfolgende Dehydrierung des Legierungsmaterials bei einer Temperatur von 500 ºC bis 1000 ºC bis zum Abfall des Wasserstoffdrucks in der Atmosphäre auf nicht größer als 1.3 · 10 Pa (1 · 10&supmin;¹ Torr); und

(d) nachfolgendes Abkühlen des Legierungsmaterials.

7. Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmetall- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur in den Stufen (b) und (c) im Bereich von 700 ºC bis 900 ºC liegt.

8. Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmetall- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur in den Stufen (b) und (c) ca. 850ºC beträgt.

9. Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmetall- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers nach einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß das in Stufe (a) hergestellte Legierungsmaterial in Form eines Blockes vorliegt.

10. Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmetall- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers nach einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß das in Stufe (a) hergestellte Legierungsmaterial in Form eines Pulvers vorliegt.

11. Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmetall- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers nach einem der Ansprüche 6 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß es weiter die Stufe umfaßt, bei der das Legierungsmaterial zwischen den Stufen (c) und (d) einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 300 ºC bis 1000ºC unterworfen wird.

12. Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmetall- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers nach einem der Ansprüche 6 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß es zwischen den Stufen (a) und (b) ferner die Stufe enthält, in der man das Material einer Homogenisierungsbehandlung unterwirft, indem man das Legierungsmaterial bei einer Temperatur von 600 ºC bis 1200 ºC hält.

13. Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmetall- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur in der Homogenisierungsstufe im Bereich von 900 ºC bis 1100 ºC liegt.

14. Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmetall- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers nach einem der Ansprüche 6 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß der Wasserstoffdruck in der Atmosphäre in Stufe (b) im Bereich von 1.3 · 10³ Pa (10 Torr) bis 1 · 10&sup5; Pa (760 Torr) liegt.

15. Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmetall- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß das Legierungsmaterial eine Zusammensetzung, in Atomprozent, von Rx(Fe,B)100-x, worin 11.7 → x → 15, besitzt, und das in Stufe (a) hergestellte Material in Form eines Blocks vorliegt.

16. Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmetall- Eisen-Bor-Legierungsmagnetpulvers nach einem der Ansprüche 6 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß es ferner vor der Stufe der Wasserstoffeinschließung (b) die Stufe umfaßt, bei der man die Temperatur von Raumtemperatur aus in einer Atmosphäre eines Gases ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Wasserstoffgas und einer Mischung aus Wasserstoff und inerten Gasen erhöht.