DE4021990C2

DE4021990C2 - Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagneten

Info

Publication number: DE4021990C2
Application number: DE4021990A
Authority: DE
Inventors: Fumitoshi Yamashita; Masami Wada
Original assignee: Matsushita Electric Industrial Co Ltd
Current assignee: Panasonic Holdings Corp
Priority date: 1989-07-12
Filing date: 1990-07-11
Publication date: 1996-06-20
Anticipated expiration: 2010-07-12
Also published as: DE4021990A1; JPH0344904A; US5201962A

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagneten mit einem Aggregat von miteinander verbundenen Legierungsflocken, die aus einer instabilen Legierung stammen, welche durch die chemische Formel R_xTM_100-x-yB_y ausgedrückt wird, wobei es sich bei R um Nd und/oder Pr und bei Tm und Fe oder Fe, das teilweise durch Co ersetzt ist, handelt und x den Anteil von R in Atom-% repräsentiert und im Bereich von 13 bis 15 liegt und y den Anteil von B in Atom-% repräsentiert und im Bereich von 5 bis 7 liegt, und wobei die Legierung aus einer amorphen Phase und einer magnetischen Phase R₂TM₁₄B besteht.

Aus der US 48 02 931 ist eine solche flockige Legierung, die man durch ein extremes Abkühlverfahren erhält, mit einer relativ hohen Koerzitivfeldstärke bekannt; sie stellt momentan einen sehr begehrten Stoff für einen Permanentmagneten dar. Um diese flockige Legierung zu produzieren, wird der extreme Abkühlprozeß mit einer Abkühlgeschwindigkeit von z. B. 10⁴°C/s oder höher durchgeführt, wobei ein Teil in geschmolzenem Zustand gefroren ist. Bei dieser so entstandenen flockigen Legierung handelt es sich um eine instabile Legierung mit einer amorphen Phase und einer magnetischen Phase R₂TM₁₄B, wobei es sich bei R um mindestens ein Metall der Seltenerden und bei TM entweder um Fe oder Fe, das teilweise durch Co ersetzt ist, handelt. Falls während der Herstellung der flockigen Legierung eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur höher als die Kristallisationstemperatur in beispielsweise Ar-Gas enthaltender inerter Atmosphäre durchgeführt wird, kann man die flockige Legierung erhalten, in welcher eine R₂TM₁₄B- Phase zufällig angehäuft wird. Falls insbesondere die Korngröße der R₂TM₁₄B-Phase sich auf 40 bis 400 nm einstellt, kann man die maximale Eigenkoerzitivfeldstärke erhalten. Dennoch besitzt die flockige Legierung im allgemeinen eine Korngröße von 20 bis 30 µm und kann deshalb nicht direkt als Material für den Permanentmagneten verwendet werden. Dementsprechend ist es erforderlich, daß die Legierungsflocken zu einem Aggregat verbunden oder zusammengebacken werden. Als Mittel zum Zusammenbacken der Legierungsflocken sind z. B. die Verwendung eines geeigneten synthetischen Harzes, Heißpressen oder ein zweistufiges Heißpressen denkbar.

Ein aus der bekannten Legierung hergestellten Kunstharzmagnet von 80% relativer Dichte besitzt eine Restflußdichte von 6,1 kG, eine Eigenkoerzitivfeldstärke von 15 kOe bei einem Temperaturkoeffizienten von -0,42%/°C und einem Curie-Punkt von 310°C. In diesem Fall werden die Flocken der Legierung durch Anwendung von Kunstharz miteinander zusammengebacken, und deshalb ist es schwierig, daß man eine relative Dichte mit Werten von höher als 80% erhält. Dementsprechend können die magnetischen Eigenschaften des zuvor beschriebenen Kunstharzmagneten kaum noch verbessert werden.

Andererseits besitzt ein aus der bekannten Legierung hergestellter heißgepreßter Magnet mit einer relativen Dichte von 98 bis 99% eine Restflußdichte von 7,9 kG, eine Eigenkoerzitivfeldstärke von 16 kOe bei einem Temperaturkoeffizienten von -0,47%/°C und einem Curie-Punkt von 310°C. Deshalb kann dieser heißgepreßte Magnet im Vergleich zu einem Kunstharzmagneten höhere magnetische Eigenschaften besitzen.

Ein aus der bekannten Legierung hergestellter zweistufig heißgepreßter Magnet mit einer relativen Dichte von 98 bis 99% besitzt eine Restflußdichte von 11,8 kG, eine Eigenkoerzitivfeldstärke von 13 kOe bei einem Temperaturkoeffizienten von -0,60%/°C und einen Curie-Punkt von 310°C. Dieser zweistufig heißgepreßte Magnet kann höhere magnetische Eigenschaften im Vergleich zu denen des heißgepreßten Magneten durch Anwendung der zuvor beschriebenen Technik besitzen, und insbesondere übersteigt der Wert seiner Restflußdichte den eines gesinterten Magneten aus Sm-Co, der entsprechend einem pulvermetallurgischen Verfahren hergestellt worden ist.

Die Verwendung eines zweistufig heißgepreßten Magneten in verschiedenen Motoren oder Betätigungsgliedern, welche gewöhnlich bei einer hohen Temperatur benutzt werden, ist jedoch begrenzt im Hinblick auf den begrenzten Temperaturwert, unter dem sie benutzt werden können. Deshalb gibt es keine andere Möglichkeit, als einen gesinterten Magneten aus einem Sm und Co enthaltenen Aggregat zu verwenden, welche teurer als ein Permanentmagnet aus B und Fe als Hauptkomponenten ist, welcher aus ergiebigen lichten seltenen Erden wie Nd und Pr hergestellt worden ist.

Ein herkömmliches Verfahren zur Herstellung des zweistufig heißgepreßten Magneten besteht darin, die flockige Legierung, die man durch Anwendung des extremen Abkühlprozesses erhalten hat und ein Metall der Seltenerden enthält, in einen Gießhohlraum zu füllen, der von einer Form aus z. B. Graphit gebildet und auf etwa 700°C in Ar-Gas enthaltener inerter Atmosphäre oder im Vakuum vorgewärmt worden ist, sowie einen Druck aufzubauen, sobald die Legierungsflocken auf die gewünschte Temperatur durch Hitzeübertragung aus der Form oder durch Verwendung eine Hochfrequenz-Heizquelle erhitzt worden sind. Demnach erfordert dieses Verfahren zur Herstellung eines zweistufig heißgepreßten Magneten eine Erwärmungstemperatur von 600 bis 900°C und einen Druck von 1 bis 3 t/cm². Das nachfolgende Heißpressen wird unter Verwendung einer Form mit einer relativ großen Oberfläche durchgeführt. Im allgemeinen erfordert das nachfolgende Heißpressen eine Erwärmungstemperatur von etwa 700°C und einen Druck von 0,7 bis 1,5 t/cm². Dieses Verfahren erfordert eine präzise Steuerung der Erwärmungstemperatur und des angelegten Druckes in zeitlicher Koordination. Da das Material auf eine Temperatur höher als die Kristallisationstemperatur der R₂dTM₁₄B-Phase erwärmt wird, neigt die R₂TM₁₄B-Phase der Legierungsflocken zu einer Grobkörnigkeit. Dementsprechend muß die Korngröße der flockigen Legierung im Vergleich zur Größe reduziert werden, die durch die Eigenkoerzitivfeldstärke entsprechend der Zusammensetzung der Legierung repräsentiert wird.

Aufgabe der Erfindung ist es daher, ein verbessertes Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagneten zu schaffen, das genau steuerbar und einfach genug ist, um einen Permanentmagneten herzustellen, dessen Restflußdichte mit Werten von 9 bis 11,3 kG im wesentlichen gleich der oder höher als die eines gesinterten Magneten aus Sm-Co ist und dessen Eigenkoerzitivfeldstärke und Temperaturkoeffizient mit denen des heißgepreßten Magneten vergleichbar sind.

Durch dieses Verfahren soll es möglich sein, daß ein Permanentmagnet mit einer gewünschten Form aus einer flockigen Legierung aus einem Metall der Seltenerden hergestellt und einen thermisch stabilen Zustand besitzt und deshalb in einem höheren Temperaturbereich als die herkömmlichen Magnete verwendet werden kann.

Diese Aufgabe wird durch das im Anspruch 1 angegebene Verfahren gelöst.

Bei Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens bestehen die Legierungsflocken, die unter Anwendung des extremen Abkühlprozesses hergestellt worden sind, aus Flocken einer im Ungleichgewicht befindlichen Legierung mit einer R₂TM₁₄B- Phase und einer amorphen Phase und können durch Abkühlen der Legierung von einem geschmolzenen Zustand bei hoher Temperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10⁴°C/s oder höher erhalten werden.

Damit der Wert der Eigenkoerzitivfeldstärke einen praktischen Wert innerhalb des Bereiches der R₂TM₁₄B-Phase erhält, in der die Eigenkoerzitivfeldstärke maximal wird, wird vorzugsweise R aus einem der Metalle der lichten Seltenerden wie z. B. Nd und/oder Pr ausgewählt, dessen Anteil innerhalb des Bereiches von 13 bis 15 Atom-% liegt. Falls der Anteil von R kleiner als 13 Atom-% ist, neigt der Wert der Eigenkoerzitivfeldstärke dazu abzusinken, begleitet von einem Absinken der thermischen Stabilität des erfindungsgemäß hergestellten Permanentmagneten. Falls andererseits der Anteil von R größer als 15 Atom-% ist, wird die Restflußdichte des erfindungsgemäß hergestellten Permanentmagneten sinken. Die Festsetzung des Anteils von B innerhalb des Bereiches von 5 bis 7 Atom-% ist wünschenswert, um eine plastische Deformation zu ermöglichen, die durch Anlegen eines in einer Richtung wirkenden Druckes und des elektrischen Stromes hervorgerufen wird.

Die Beaufschlagung des Aggregates mit einem nur in einer Richtung wirkenden Druck und einem elektrischen Strom durch zwei Elektroden wird im folgenden beschrieben. Der an das Aggregat vor der Anlegung des elektrischen Stromes angelegte Druck muß lediglich ausreichen um das Aggregat mit dem Elektrodenpaar elektrisch zu verbinden. Unter dem Druck wird eine Gleichspannung und/oder eine niederfrequente Spannung an die Elektroden angelegt, um eine Entladung zu erzeugen. Anschließend wird der angelegte Druck erhöht, um eine plastische Deformation zu bewirken. Gleichzeitig wird aufgrund des Flusses des elektrischen Stroms zwischen den Elektroden Joulesche Wärme erzeugt, die das Aggregat erwärmt. Die am Anfang bewirkte Entladung erzeugt ein Plasma. Durch den Effekt eines Ionen-Bombardement aus dem Plasma lagern sich Gasmoleküle zwischen den Elektroden an, und eine an den Flächen des Aggregats niedergeschlagene Oxidschicht wird beseitigt, so daß der elektrische Strom gleichförmig hindurchfließen und gleichzeitig eine Diffusion der Atome und eine plastische Deformation leicht erfolgen kann. Es ist anzumerken, daß zur Unterdrückung einer Oberflächenoxidierung das Aggregat im wesentlichen in einer Vakkuumgebung von 10^-1 Torr oder niedriger angeordnet wird.

Gleichzeitig mit dem Ansteigen des am Aggregat angelegten Druckes wird durch den Fluß des elektrischen Stromes durch das Aggregat Joulesche Wärme erzeugt. Durch Erzeugung Joulescher Wärme findet die plastische Deformation und die Bindung der Atome an der Grenzschicht zwischen sämtlichen benachbarten Legierungsflocken statt.

Damit der Permanentmagnet mit der gewünschten Form entsprechend der Erfindung hergestellt werden kann, ohne daß ein Schleifverfahren angewendet wird, kann das Elektrodenpaar als Stempel in Kombination mit einer geeigneten Gesenkform oder in Kombination mit einem Kern zur Bildung eines Hohlraums mit einer gewünschten Form verwendet werden, wodurch der Permanentmagnet in der Gestalt eines hohlen Permanentmagneten herzustellen ist.

Bevorzugte Weiterbildungen des erfindungsgemäßen Verfahrens sind in den Unteransprüchen gekennzeichnet.

Nachfolgend wird ein Ausführungsbeispiel der Erfindung anhand der beiliegenden Figuren näher erläutert. Es zeigt

Fig. 1 einen Graph, der die Beziehung zwischen dem quer zur Richtung eines angelegten Druckes verlaufenden Querschnittsflächenbereich eines erfindungsgemäß hergestellten Permanentmagneten relativ zu dem eines Aggregates und der Restflußdichte zeigt;

Fig. 2 einen Graph, der die Beziehung zwischen der relativen Dichte des Aggregates und der Eigenkoerzitivfeldstärke zeigt;

Fig. 3(a) einen Graph, der die entsprechenden Demagnetisierungskurven in der axialen Richtung und in einer Richtung senkrecht zur axialen Richtung zeigt;

Fig. 3(b) einen Graph, der den Verlauf der Temperatur in Abhängigkeit einer Demagnetisierungskurve zeigt; und

Fig. 4 einen Graph, der die Temperaturabhängigkeit eines nicht-reversiblen Demagnetisierungsfaktors zeigt.

Legierte Matrizen (NdxFe_100-x-y-zCo_yB_z) der in Tabelle 1 gezeigten Aggregate a, b, c, d, e und f wurden durch Anwendung einer Hochfrequenz-Erwärmungstechnik in einer Ar-Gas-Atmosphäre erhitzt, um einen geschmolzenen Zustand bei hoher Temperatur zu erreichen, und anschließend auf eine einzelne Walze gesprüht, die aus Cu besteht und mit einer Umfangsgeschwindigkeit von etwa 50 m/s angetrieben wird, um entsprechende, ein Metall der Seltenerden enthaltende Legierungsflocken mit einer Dicke von etwa 20 µm herzustellen. Die Koerzitivfeldstärke der Legierungsflocken jeder Zusammensetzung a bis f betrug etwa 3 bis 6 kOe bei einer Magnetisierung auf 50 kOe durch Anlegung eines Impulses.

Tabelle 1

Matrix-Aggregate

Die Legierungsflocken jedes Aggregates a bis f wurden nacheinander in geeigneter Form auf eine Korngröße von 53 bis 530 µm pulverisiert und anschließend bei 700°C in der Ar-Gas-Atmosphäre wärmebehandelt, um Legierungsflocken a′, b′, c′, d′, e′ und f′ zu erzeugen. Die Werte der Koerzitivfeldstärke der Legierungsflocken jedes Aggregates a′ bis f′ bei einer Magnetisierung auf 50 kOe durch Anlegung eines Impulses sind nachfolgend in Tabelle 2 aufgeführt.

Tabelle 2

Die Legierungsflocken jedes Aggregates werden in entsprechende zylindrische Hohlräume mit einem Innendurchmesser von 7,3 mm, 12 mm, 14 mm, 16 mm und 19 mm gefüllt, wobei jeder Hohlraum von zwei Graphit-Elektroden und einer Gesenkform gebildet wird, gefolgt von der Anlegung eines Druckes von 300 kp/cm² durch die Elektroden, damit ein elektrischer Strom direkt über diese für 12 bis 20 Sekunden in einer Vakuum-Umgebung von 10^-1 bis 10^-2 Torr fließen kann. Bei jeder Elektrode liegt ρ/S · C auf einem Wert von 10^-3, und die Stromdichte betrug 400 bis 480 A/cm² im axial-horizontalen Bereich. Die Legierungsflocken in jedem Hohlraum zeigen ein Ansteigen der Temperatur als Folge Joulescher Wärme, die durch Anlegung des Druckes und des elektrischen Stromes hervorgerufen wird. Obwohl zu dieser Zeit eine plastische Deformation und ein direktes Verbinden der Legierungsflocken miteinander fortschreitet, wird die Zufuhr des elektrischen Stromes dann unterbrochen, wenn die relative Dichte noch gering ist, wodurch sie abkühlen können, um ein entsprechendes zylindrisches Aggregat zu bilden, in dem die Legierungsflocken miteinander zusammengebacken sind und deren ρ/S · C-Wert innerhalb des Bereiches von 10^-4 bis 10^-5 liegt.

Anschließend wurde jedes Aggregat in einem zylindrischen Hohlraum mit einem Innendurchmesser von 20 mm angeordnet, welcher aus einer Gesenkform Graphit-Elektroden mit einem ρ/S · C-Wert von 10^-3 gebildet ist, gefolgt von der Anlegung eines Druckes von 50 kp/cm² durch die Elektroden, damit das entsprechende Aggregat mit den Elektroden elektrisch verbunden werden kann. Anschließend wurde in einer Vakuum- Umgebung von 10^-1 bis 10^-2 Torr eine Gleichspannung von 20 V mit einer Impulsbreite von 40 ms für 60 s angelegt, um ein Entladungsplasma innerhalb des Hohlraums zu bilden. Anschließend erfolgte eine direkte Zufuhr eines elektrischen Stroms von 1,5 kA für 40 bis 60 s, und gleichzeitig stieg der Druck auf 942 kp.

Es ist anzumerken, daß der Druck von 942 kp einem Wert von 300 kp/cm² pro quer zur Richtung des angelegten Druckes verlaufendem Querschnittsflächenbereich entspricht, den man schließlich bei plastischer Deformation erhält. In diesem Fall ist jedes Aggregat ein Produkt der Selbsterwärmung aufgrund der Jouleschen Wärme und eines Wärmestroms von den Elektroden, und die plastische Deformation findet bei einer Durchschnittsgeschwindigkeit von 10^-4 mm/s statt. Diese Durchschnittsgeschwindigkeit ist sehr hoch für die Verformungsrate. Dementsprechend führte die Zufuhr des elektrischen Stromes für 40 bis 60 s zu einer Temperatur der Gesenkform, welche schließlich 700 bis 750°C erreichte. Durch Abkühlung jedes Aggregates nacheinander entstand ein entsprechender Permanentmagnet mit einem Außendurchmesser von etwa 20 mm und einem Permeanzkoeffizienten Pc ≈ 1. Für entsprechende Arten a bis f und a′ bis f′ der für die so hergestellten Permanentmagneten verwendeten Legierungsflocken sind die entsprechenden relativen Dichten RD (%) der für die so hergestellten Permanentmagneten verwendeten Aggregate, die Anzahl n der in den Hohlräumen angeordneten Aggregate, das Verhältnis S/So der axial projizierten Oberflächenbereiche der so hergestellten Permanentmagneten zu denen der entsprechenden Aggregate, deren Eigenkoerzitivfeldstärken Hcj bei Raumtemperatur nach der Magnetisierung auf 50 kOe durch Anlegen von Impulsen und deren entsprechende Restflußdichten Br in Tabelle 3 aufgelistet.

Tabelle 3

In Fig. 1 ist ein Graph dargestellt, der die Beziehung zwischen dem Verhältnis S/So und der Restflußdichte Br zeigt, welche man bei jedem in Tabelle aufgeführten Aggregat erhält. In dem Graph von Fig. 1 repräsentiert b′ die Verwendung von 13 Atom-% Nd und f′ die Verwendung von 15 Atom-% Nd, und ihre ursprünglichen Flocken haben entsprechende Koerzitivfeldstärken von etwa 16 bis 17 kOe. Bezüglich b′ und f′ ist die Restflußdichte in der axialen Richtung im Vergleich zum Verhältnis S/So hoch. Insbesondere liegt bei b′, wenn das Verhältnis S/So etwa 1,5 beträgt, die Restflußdichte auf einem Wert von 9 kG, jedoch überschreitet die Restflußdichte ohne weiteres den Wert von 11 kG, wenn das Verhältnis S/So etwa 3,0 beträgt. Dieser Wert der Restflußdichte entspricht der Restflußdichte von 9 kG bei der Verbindung SmCo₅, bei welcher es sich um einen gesinterten Magneten aus Sm-Co handelt, und gleichfalls der Restflußdichte von 10,5 bis 11,3 kG bei Sm(Co, Fe, Cu, Zr). Es ist anzumerken, daß bei einem Vergleich von b′ und f′ für denselben Wert des Verhältnisses S/So f′ mit 15 Atom-% Nd eine höhere Restflußdichte als b′ aufweist.

In Fig. 2 ist ein Graph dargestellt, der die Beziehung zwischen der relativen Dichte RD und der Eigenkoerzitivfeldstärke des entsprechenden Aggregates von b′ und f′ entsprechend der Tabelle 3 jeweils zeigt. Auch wenn die Kristallgröße der R₂TM₁₄-Phase einen Wert erreicht, der mit dem Maximalwert der Eigenkoerzitivfeldstärke vergleichbar ist, basierend auf der aus der Wärmebehandlung entstandenen Legierungszusammensetzung, würde die Verwendung von Nd innerhalb des Bereiches von 13 bis 15 Atom-% zu der Eigenkoerzitivfeldstärke von 10 kOe oder höher unabhängig von dem Verhältnis S/So führen. Falls sogar die Legierungszusammensetzung und die Kristallgröße der R₂TM₁₄B- Phase unverändert bleiben, wird dennoch die Eigenkoerzitivfeldstärke von der relativen Dichte des Aggregates beeinflußt. Die relative Dichte des Aggregates liegt vorzugsweise innerhalb des Bereiches von etwa 70 bis 90%.

Fig. 3(a) und 3(b) zeigen die Demagnetisierungskurven in der axialen Richtung und in einer Richtung senkrecht zur axialen Richtung sowie die Beziehung zwischen dem Temperaturkoeffizienten der Restflußdichte und dem Temperaturkoeffizienten der Eigenkoerzitivkraft, wobei man diese beiden Werte erhält, wenn die Probe Nr. 6 entsprechend Tabelle 3 zerkleinert und bearbeitet worden ist.

Aus den Graphen wird deutlich, daß sich die magnetische Anisotropie in der axialen Richtung entwickelt, in der der Druck angelegt worden ist. Dennoch beträgt der Temperaturkoeffizient des Restmagnetflusses -0,07%, was für den erfindungsgemäß hergestellten Permanentmagneten insbesondere wegen der Wirkung des Austausches von Co gegen einen Anteil von Fe sehr klein ist. Ebenfalls ist anzumerken, daß der Temperaturkoeffizient der Eigenkoerzitivfeldstärke, die einen merklichen Einfluß auf die thermische Stabilität, die durch die nicht-reversible Demagnetisierung repräsentiert wird, ermöglicht, -0,48%/°C beträgt, was trotz des erfindungsgemäßen Permanentmagneten, in welchem sich die magnetische Anisotropie entwickelt hat, sehr gering ist. Dieser Wert ist vergleichbar mit dem des heißgepreßten Magneten, der magnetisch isotrop ist, und um 20% kleiner als der des zweistufig heißgepreßten Magneten, welcher magnetisch anisotrop ist.

In Fig. 4 ist ein Graph dargestellt, der einen Vergleich zwischen den Temperaturabhängigkeiten der Proben Nr. 10, Nr. 11 und Nr. 15, die in Tabelle 3 aufgeführt sind und entsprechende Werte einer Eigenkoerzitivkraft gemäß Tabelle 3 besitzen, bezüglich des nichtreversiblen Demagnetisierungsfaktors und der Temperaturabhängigkeit des gesinterten Magnetes aus Nd-Fe(Co)-B (bezeichnet als "Vergleichsmagnet") enthält. Es ist anzumerken, daß jede Probe einen Außendurchmesser von 20 mm und einen Permeanzkoeffizienten Pc≈1 besitzt und der nicht-reversible Demagnetisierungsfaktor (Φo-Φi)/Φo für jede Temperatur berechnet wurde, indem die Gesamtmenge Φo der Magnetflüsse ermittelt wurde, nachdem sie auf 50 kOe durch Anlegung eines Impulses entsprechend einem Verfahren zum Ziehen einer Prüfspule magnetisiert worden ist, und anschließend, nachdem sie für eine Stunde auf eine frei wählbare Temperatur erwärmt worden ist, wiederum die Gesamtmenge Φi der Magnetflüsse bei Raumtemperatur bestimmt wurden. Der gesinterte Magnet aus Nd-Fe(Co)-B ist der einzige Magnet, der nach einem pulvermetallurgischen Verfahren hergestellt wird und eine Eigenkoerzitivkraft von 12,6 kOe, einen Temperaturkoeffizienten der Eigenkoerzitivfeldstärke von -0,60%/°C und eine Restflußdichte von 12,3 kG besitzt.

Wie aus Fig. 4 ersichtlich ist, weist der erfindungsgemäß hergestellte Permanentmagnet trotz einer Eigenkoerzitivfeldstärke von 10,1 kOe einen nicht-reversiblen Demagnetisierungsfaktor (non-reversible demagnetizing factor) auf, der kleiner als der des kommerziell erhältlichen gesinterten Magneten (Vergleichsmagneten) ist. Bei dem erfindungsgemäß hergestellten Permanentmagneten wird der nicht-reversible Magnetisierungsfaktor beträchtlich sinken, wenn der Wert der Eigenkoerzitivfeldstärke etwa 15 kOe erreicht, und deshalb kann der erfindungsgemäß hergestellte Permanentmagnet vorteilhaft bei hohen Temperaturen verwendet werden.

Somit kann mittels des erfindungsgemäßen Verfahrens ein Permanentmagnet mit einem Aggregat von Legierungsflocken hergestellt werden, die als Ausgangsmaterial dienen und zusätzlich zu B und/oder Fe als Hauptkomponente ein oder mehrere ergiebige Metalle der Seltenerden wie z. B. Nd und Pr enthalten. Wichtige Merkmale des erfindungsgemäßen Verfahrens sind der direkte Temperaturanstieg, basierend auf der Jouleschen Wärme durch Entladung im Bereich von Sekunden bei gleichzeitiger Beaufschlagung mit Druck. Dementsprechend besteht ein Vorteil der Erfindung darin, daß eine genaue Steuerung und eine schnelle Verarbeitung möglich sind. Dies ist sehr wichtig, um ein Absinken der Eigenkoerzitivfeldstärke und ein entsprechendes Ansteigen des Temperaturkoeffizienten zu unterdrücken, was ansonsten dazu führt, daß die R₂TM₁₄B-Phase grob würde. Ebenfalls kann nicht nur die Restflußdichte im wesentlichen auf dem Wert von 9 bis 11 kG eines durch ein pulvermetallurgisches Verfahren hergestellten gesinterten Magneten aus Sm-Co liegen, sondern die thermische Stabilität, die durch die nicht-reversible Demagnetisierung repräsentiert wird, ist hoch.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagneten mit einem Aggregat von miteinander verbundenen Legierungsflocken, die aus einer instabilen Legierung stammen, welche durch die chemische Formel R_xTM_100-x-yB_y ausgedrückt wird, wobei es sich bei R um Nd und/oder Pr und bei TM um Fe oder Fe, das teilweise durch Co ersetzt ist, handelt und x den Anteil von R in Atom-% repräsentiert und im Bereich von 13 bis 15 liegt und y den Anteil von B in Atom-% repräsentiert und im Bereich von 5 bis 7 liegt, und wobei die Legierung aus einer amorphen Phase und einer magnetischen Phase R₂TM₁₄B besteht, dadurch gekennzeichnet, daß über zwei Elektroden an das Aggregat ein in einer Richtung wirkender Druck und eine elektrische Spannung zur Erzeugung einer elektrischen Entladung und eine elektrische Spannung zur anschließenden Erzeugung eines elektrischen Stromes angelegt werden und daß das Aggregat so einer plastischen Deformation mit einer im wesentlichen quer zur Richtung des Druckes erfolgenden Ausdehnung unterworfen wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die relative Dichte des Aggregates im Bereich von 70 bis 90% liegt.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Aggregat mehrere einzelne Aggregate enthält.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Wert von ρ/S · C (wobei es sich bei ρ um den spezifischen Widerstand, bei S um das spezifische Gewicht und bei C um die spezifische Wärme handelt) bei den Elektroden größer als bei dem Aggregat ist.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Beaufschlagung mit Druck und das Anlegen der elektrischen Spannung bei einer Atmosphäre von 10^-1 Torr oder niedriger durchgeführt wird.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Beaufschlagung mit Druck zumindest während der Erzeugung von Joulescher Wärme bei einem Druck von 200 bis 500 kp/cm² durchgeführt wird, wobei ein endgültiger, im wesentlichen quer zur Richtung des Druckes verlaufender Querschnittsflächenbereich als Referenz genommen wird.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis (S/So) eines Querschnittflächenbereiches (S) des fertig hergestellten Permanentmagneten zu einem Querschnittflächenbereich (So) der Zusammensetzung vor der Herstellung innerhalb des Bereiches von 1,5 bis 3,0 liegt.