DE4242839A1

DE4242839A1 - Mfr. of magnetic anisotropic power of rare earth based compound

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Publication number: DE4242839A1
Application number: DE19924242839
Authority: DE
Inventors: Christian Dipl Phys Dr Kuhrt; Joachim Dipl Phys Dr Wecker; Ludwig Dipl Phys Dr Schultz
Original assignee: Siemens AG
Current assignee: Siemens AG
Priority date: 1992-12-17
Filing date: 1992-12-17
Publication date: 1994-06-23

Abstract

A process is used to form a magnetic anisotropic powder that has a rare earth metal (SE), a transfer metal (UM) and nitrogen (N). This has a crystalline, hard magnetic phase, with a Th2.Zn17 crystal structure. The process begins with the formation of an initial SE-UM product that is compacted under high temperature. A hot forming process then produces an intermediate form that is pulverised. A final stage has the powder heated in a nitrogen atmosphere. The rare earth component is between 25 and 60 percent of 5m in comparison to Nd.

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstel lung eines magnetisch anisotropen Pulvers aus einem Magnetwerkstoff auf Basis eines mindestens ein Seltenes Erdmetall (SE), mindestens ein Übergangsmetall (ÜM) und Stickstoff (N) enthaltenden Stoffsystems SE-ÜM-N, das eine kristalline, hartmagnetische Phase mit Th₂Zn₁₇-Kristall struktur aufweist, in deren Kristallgitter N-Atome einge baut sind, bei welchem VerfahrenThe invention relates to a method for the produc- tion of a magnetically anisotropic powder from a magnetic material based on at least one rare earth metal (SE), at least one transition metal (ÜM) and nitrogen (N) containing material system SE-ÜM-N, which is a crystalline , Hard magnetic phase with Th ₂ Zn ₁₇ crystal structure, in the crystal lattice of which N atoms are built, in which method

- First, a powdery intermediate product of an SE-ÜM-Le alloy to a compact with a magnetically isotropic Ge add is compacted at elevated temperature,
- Then the compact by means of a directional hot melt forming step into an intermediate with magnetic anisotropic structure of the SE-ÜM alloy is transferred,
- The intermediate product is then pulverized and
- finally in the powder from the intermediate in a nitrogenous atmosphere with a heat act the hard magnetic phase of the material system SE-ÜM-N is set.

Ein entsprechendes Verfahren ist aus der EP-A-0 470 475 zu entnehmen.A corresponding method can be found in EP-A-0 470 475 remove.

Seit einigen Jahren sind Magnetwerkstoffe auf Basis von Stoffsystemen bekannt, die mindestens ein Seltenes Erdme tall (SE) und mindestens ein Übergangsmetall (ÜM) enthal ten und sich durch hohe Koerzitivfeldstärken H_ci und hohe Energieprodukte (B_*H)_max auszeichnen. Hauptvertreter sind als binäres Stoffsystem Co-Sm und als ternäres Stoffsystem bisher Nd-Fe-B. Ihre hartmagnetischen Eigenschaften beru hen auf intermetallischen Verbindungen mit einer hohen magnetischen Anisotropie und einer besonderen Gefügeaus bildung in den jeweiligen Werkstoffen. So kann beispiels weise bei mikrokristallinen Nd-Fe-B-Legierungspulvern, die durch eine Rascherstarrungstechnik oder durch mechanisches Legieren gewonnen wurden, durch Warmverformen wie z. B. Fließstauchpressen oder Walzen eine Textur und damit eine magnetische Anisotropie des Materials erreicht werden. Vor teilhaft wird hierzu bei der Verformungstemperatur von et wa 700° bis 800°C eine flüssige Phase im Gleichgewicht mit der hartmagnetischen Nd₂Fe₁₄B-Phase vorgesehen. Denn ein anisotropes Kornwachstum wird durch die Anwesenheit dieser flüssigen Phase beschleunigt. Die flüssige Phase wird durch Zugabe von Nd über den für die Stöchiometrie der hartmagnetischen Phase notwendigen Anteil hinaus be reitgestellt (vgl. z. B. "J. Magn. Magn. Mater.", Vol. 84, 1990, Seiten 88 bis 94).For some years now, magnetic materials based on material systems have been known that contain at least one rare earth metal (SE) and at least one transition metal (ÜM) and are characterized by high coercive field strengths H _ci and high energy products (W _* H) _max . The main representatives are the binary material system Co-Sm and the ternary material system Nd-Fe-B. Their hard magnetic properties are based on intermetallic compounds with a high magnetic anisotropy and a special structure in the respective materials. For example, with microcrystalline Nd-Fe-B alloy powders, which were obtained by a rapid solidification technique or by mechanical alloying, by hot working such. B. upsetting or rolling a texture and thus a magnetic anisotropy of the material can be achieved. Before this, a liquid phase in equilibrium with the hard magnetic Nd ₂ Fe ₁₄ B phase is provided at the deformation temperature of approximately 700 ° to 800 ° C. Anisotropic grain growth is accelerated by the presence of this liquid phase. The liquid phase is provided by adding Nd beyond the proportion necessary for the stoichiometry of the hard magnetic phase (see, for example, "J. Magn. Magn. Mater.", Vol. 84, 1990, pages 88 to 94) .

Bei den ternären Magnetwerkstoffen wird seit kurzem auch das Stoffsystem Sm-Fe-N diskutiert. Innerhalb dieses Stoff systems ist eine Th₂Zn₁₇-Kristallstruktur bekannt, deren intrinsische Eigenschaften deutlich besser sind als die von Nd₂Fe₁₄B. So liegen z. B. das Anisotropiefeld bei Raum temperatur bei etwa 20 T, die Curietemperatur bei etwa 470°C und die Sättigungsmagnetisierung bei etwa 1,54 T. Diese interstitielle Verbindung Sm₂Fe₁₇N_x läßt sich insbe sondere unter Anwendung des mechanischen Legierens gewin nen (vgl. z. B. EP-A-0 468 317). Sie ist die bisher einzige bekannte Verbindung vom Typ SE₂Fe₁₇N_x mit hartmagnetischen Eigenschaften. Anisotropes Pulver aus diesem Magnetwerk stoff, das zur Herstellung von Dauermagneten geeignet ist, läßt sich gemäß der eingangs genannten EP-A-0 470 475 da durch herstellen, daß man zunächst mit den Ausgangskompo nenten der binären Sm₂Fe₁₇-Legierung ein pulverförmiges Vorprodukt ausbildet und dieses Vorprodukt zu einem Preß ling mit magnetisch isotropem Gefüge bei erhöhter Tempera tur kompaktiert. Mittels eines gerichteten Heißverformungs schrittes soll sich dann dieser Preßling in ein Zwischen produkt mit magnetisch anisotropem Gefüge überführen las sen. Es zeigt sich jedoch, daß der Grad der entsprechenden Texturierung verhältnismäßig gering ist. Dieses Zwischen produkt wird anschließend pulverisiert. Schließlich wird in dem Pulver aus diesem Zwischenprodukt in einer stick stoffhaltigen Atmosphäre bei gleichzeitiger Wärmebehand lung die hartmagnetische Phase des Stoffsystems SE-ÜM-N eingestellt. Diese nachträgliche Nitrierung nach der Ver formung des Sm₂Fe₁₇ ist deshalb erforderlich, da sich das interstitielle Nitrid wegen seiner begrenzten thermischen Stabilität bei den erforderlichen Verformungstemperaturen von mindestens 650°C bereits zersetzen würde. Eine Ni trierung eines bereits umgeformten kompakten Zwischenpro duktes ist aufgrund der langsamen N-Diffusion im Volumen sehr zeitaufwendig. Man belädt deshalb das Material nach erneuter Pulverisierung mit Stickstoff. Unter der Voraus setzung, daß das Sm₂Fe₁₇-Material bereits texturiert ist, läßt sich so ein anisotropes Magnetpulver gewinnen.The material system Sm-Fe-N has also recently been discussed for ternary magnetic materials. Within this material system, a Th ₂ Zn ₁₇ crystal structure is known, the intrinsic properties of which are significantly better than those of Nd ₂ Fe ₁₄ B. B. the anisotropy field at room temperature at about 20 T, the Curie temperature at about 470 ° C and the saturation magnetization at about 1.54 T. This interstitial compound Sm ₂ Fe ₁₇ N _x can be obtained in particular using mechanical alloying ( see e.g. EP-A-0 468 317). It is the only known connection of type SE ₂ Fe ₁₇ N _x with hard magnetic properties. Anisotropic powder from this magnetic material, which is suitable for the production of permanent magnets, can be produced according to the aforementioned EP-A-0 470 475 by initially using the starting components of the binary Sm ₂ Fe ₁₇ alloy to produce a powdery precursor trained and compacted this preliminary product into a compact with a magnetically isotropic structure at elevated temperature. By means of a directed hot deformation step, this compact should then be able to be converted into an intermediate product with a magnetically anisotropic structure. It turns out, however, that the degree of the corresponding texturing is relatively low. This intermediate product is then pulverized. Finally, the hard magnetic phase of the SE-ÜM-N material system is set in the powder from this intermediate product in a nitrogen-containing atmosphere with simultaneous heat treatment. This subsequent nitriding after the deformation of the Sm ₂ Fe ₁₇ is necessary because the interstitial nitride would already decompose due to its limited thermal stability at the required deformation temperatures of at least 650 ° C. Ni tration of an already formed compact intermediate product is very time consuming due to the slow N diffusion in volume. The material is therefore loaded with nitrogen after renewed pulverization. Provided that the Sm ₂ Fe ₁₇ material is already textured, an anisotropic magnetic powder can be obtained in this way.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es nun, daß Verfah ren mit den eingangs genannten Merkmalen dahingehend zu verbessern, daß die Texturierung des Zwischenproduktes er leichtert ist.The object of the present invention is now that proced ren with the above-mentioned characteristics improve that the texturing of the intermediate he is lighter.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß ein pulverförmiges Vorprodukt vorgesehen wird, dessen SE-An teil gegenüber der Stöchiometrie der SE₂ÜM₁₇-Phase um 2 bis 10 Atom-% erhöht ist und dessen Samarium (Sm) enthal tende SE-Komponente zwischen 20 und 60 Atom-% Neodym (Nd) aufweist.This object is achieved in that a powdery precursor is provided, the SE portion of which is increased by 2 to 10 atom% compared to the stoichiometry of the SE ₂ ÜM ₁₇ phase and whose samarium (Sm) -containing SE component between Has 20 and 60 atomic% of neodymium (Nd).

Bei den erfindungsgemäßen Maßnahmen wird die Tatsache be rücksichtigt, daß anders als im Falle des Stoffsystems Nd-Fe-N, wo die Einstellung einer Textur und damit einer magnetischen Anisotropie durch das Vorhandensein einer flüssigen Nd-Phase neben der hartmagnetischen Phase geför dert wird, im Stoffsystem Sm-Fe-N mit Sm als alleiniger SE-Komponente eine entsprechende Texturierung durch Warm verformung bei einem Überschuß an Sm schwer möglich ist. Denn bei einer Zugabe von Sm über die stöchiometrische Zu sammensetzung Sm_10,5Fe_89,5 der Phase mit Th₂Zn₁₇-Kristall struktur hinaus tritt keine flüssige Phase auf, sondern vielmehr SmFe₃ oder SmFe₂. Dies ist dem Gleichgewichts- Phasendiagramm des entsprechenden binären Stoffuntersy stems Sm-Fe zu entnehmen, gilt aber auch für z. B. mecha nisch legiertes und anschließend wärmebehandeltes, bei spielsweise heißgepreßtes Material. Es wurde nun erkannt, daß, ausgehend vom Typ SE₂Fe₁₇, die teilweise Substi tution von Sm durch Nd in SE-reicheren Legierungen zu einer Unterdrückung der SEFe₃- und SEFe₂-Phase führt. Da her steht bei überstöchiometrischem SE-Gehalt gemäß der Erfindung bei Temperaturen oberhalb von etwa 700°C eine flüssige Phase in Form von Sm-Nd zur Verfügung. Die Anwe senheit dieser flüssigen Phase fördert nun vorteilhaft das anisotrope Kornwachstum, das die gewünschte Texturie rung durch Warmverformung des SE₂Fe₁₇-Materials gewährlei stet. Der Überschuß an Sm und Fe gegenüber der exakten Stöchiometrie der SE₂Fe₁₇-Phase stört dabei nicht. Das so texturierte Material kann dann nach einer Pulverisierung in an sich bekannter Weise mit Stickstoff beladen und zu dem gewünschten anisotropen Magnetpulver mit hartmagneti schen Eigenschaften verarbeitet werden.The measures according to the invention take into account the fact that, unlike in the case of the Nd-Fe-N material system, where the setting of a texture and thus a magnetic anisotropy is promoted by the presence of a liquid Nd phase in addition to the hard magnetic phase, in Material system Sm-Fe-N with Sm as the sole SE component, a corresponding texturing by hot deformation with an excess of Sm is difficult. Because when Sm is added beyond the stoichiometric composition Sm _10.5 Fe _{89.5 of} the phase with Th ₂ Zn ₁₇ crystal structure, no liquid phase occurs, but rather SmFe ₃ or SmFe ₂ . This can be seen from the equilibrium phase diagram of the corresponding binary substance subsystem St-Sm, but also applies to e.g. B. mechaically alloyed and then heat-treated, for example hot-pressed material. It has now been recognized that, starting from the type SE ₂ Fe ₁₇ , the partial substitution of Sm by Nd in SE-rich alloys leads to a suppression of the SEFe ₃ and SEFe ₂ phases. Therefore, a liquid phase in the form of Sm-Nd is available at an above-stoichiometric SE content according to the invention at temperatures above about 700 ° C. The presence of this liquid phase now advantageously promotes the anisotropic grain growth, which ensures the desired texturing by hot deformation of the SE ₂ Fe ₁₇ material. The excess of Sm and Fe compared to the exact stoichiometry of the SE ₂ Fe ₁₇ phase does not interfere. The material thus textured can then, after pulverization, be charged with nitrogen in a manner known per se and processed into the desired anisotropic magnetic powder with hard magnetic properties.

Vorteilhafte Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen Ver fahrens gehen aus den Unteransprüchen hervor.Advantageous embodiments of the Ver driving result from the subclaims.

Das erfindungsgemäße Verfahren wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen noch weiter erläutert, wobei auf die Zeichnung Bezug genommen wird. Deren Fig. 1 und 2 zei gen Röntgendiffraktogramme des Materials nach zwei Schrit ten des Verfahrens nach der Erfindung. In der Fig. 3 ist die Hysteresiskurve von erfindungsgemäß hergestelltem Magnetmaterial wiedergegeben.The method according to the invention is explained in more detail below on the basis of exemplary embodiments, reference being made to the drawing. Their Fig. 1 and 2 zei gen X-ray diffractograms of the material after two Schrit th the method according to the invention. In FIG. 3, the hysteresis curve of the present invention prepared magnet material is reproduced.

Mit dem Verfahren nach der Erfindung ist ein hartmagneti sches Magnetpulver des Stoffsystems SE-ÜM-N herzustellen, wobei die Seltene Erd(SE)-Komponente zumindest aus den Elementen Sm und Nd zusammengesetzt ist und die Übergangs metall(ÜM)-Komponente zumindest Fe enthält. Das Stoff system kann selbstverständlich auch unvermeidbare Verunrei nigungen mit einem Anteil von jeweils unter 0,1 Atom-% auf weisen. Um zu einem hartmagnetischen Magnetpulver des ge nannten Stoffsystems SE-ÜM-N zu gelangen, wird zunächst ein pulverförmiges Vorprodukt des Stoffuntersystems SE-ÜM hergestellt. Der Anteil der SE-Komponente (Sm, Nd) dieses Stoffuntersystems soll dabei nicht exakt der Stöchiometrie der Th₂Zn₁₇-Phase entsprechen; vielmehr soll demgegenüber ein Überschuß der SE-Komponente vorgesehen sein: Der An teil der SE-Komponente in der SE-ÜM-Legierung soll deshalb zwischen etwa 12,5 und 22,5 Atom-% liegen, d. h. um etwa 2 bis 12 Atom-% gegenüber der Stöchiometrie der SE₂ÜM₁₇-Pha se erhöht sein. Dabei soll innerhalb der SE-Komponente der Nd-Anteil etwa 20 bis 60 Atom-% ausmachen, d. h. von 100 Atom-% der SE-Komponente entfällt der genannte Anteil auf Nd. Der Rest ist dann Sm oder bis zu 10 Atom-% durch ein anderes Seltenes Erdmetall wie z. B. Pr oder Dy substi tuiertes Sm. Der konkrete Wert für die untere Grenze des Nd-Anteils ist durch die Konstitution, d. h. durch das Auf treten der unerwünschten SEFe₃- bzw. SEFe₂-Phase, der obe re Grenzwert durch das Verschwinden der uniaxialen Aniso tropie bestimmt. Innerhalb der genannten Grenzen führt ein hoher relativer Nd-Anteil zu vergleichsweise hohen Werten der Sättigungsmagnetisierung und damit der Remanenz des anisotropen Pulvers, während ein niedriger Nd-Anteil ein höheres Anisotropiefeld und damit eine höhere Koerzitiv feldstärke zur Folge hat.With the method according to the invention, a hard magnetic magnetic powder of the SE-ÜM-N material system can be produced, the rare earth (SE) component being composed at least of the elements Sm and Nd and the transition metal (ÜM) component containing at least Fe . The substance system can of course also have unavoidable impurities, each with a proportion of less than 0.1 atomic%. In order to obtain a hard magnetic magnetic powder of the SE-ÜM-N material system, a powdery preliminary product of the SE-ÜM material subsystem is first produced. The proportion of the SE component (Sm, Nd) of this substance subsystem should not correspond exactly to the stoichiometry of the Th ₂ Zn ₁₇ phase; on the contrary, an excess of the SE component should be provided: The proportion of the SE component in the SE-UM alloy should therefore be between about 12.5 and 22.5 atomic%, ie around 2 to 12 atomic % compared to the stoichiometry of the SE ₂ ÜM ₁₇ phase. The Nd portion within the SE component should make up about 20 to 60 atomic percent, ie of 100 atomic percent of the SE component, the stated portion is Nd. The rest is then Sm or up to 10 atom% by another rare earth metal such as. B. Pr or Dy substituted Sm. The specific value for the lower limit of the Nd portion is by the constitution, ie by the occurrence of the undesirable SEFe ₃ or SEFe ₂ phase, the upper limit by the disappearance of uniaxial aniso tropia. Within the limits mentioned, a high relative Nd component leads to comparatively high values of the saturation magnetization and thus the remanence of the anisotropic powder, while a low Nd component results in a higher anisotropy field and thus a higher coercive field strength.

Für das Ausführungsbeispiel sei nachfolgend das Stoff system (Sm, Nd)-Fe-N ausgewählt, wobei die SE-UM-Legierung des Vorproduktes z. B. die Zusammensetzung Sm_7,5Nd_7,5Fe₈₅ hat. Zur Herstellung eines entsprechenden Vorproduktes wird von Pulvern aus oder mit den beteiligten Elementen ausgegangen, die hinreichend rein sind. Diese pulverför migen Ausgangskomponenten werden dann zu einer Vorlegie rung des Vorproduktes verarbeitet. Hierzu ist beispiels weise eine bekannte Rascherstarrungstechnik, insbesondere das sogenannte "melt spinning" (Schmelzspinnverfahren) geeignet. Statt dessen kann die Vorlegierung vorteilhaft durch mechanisches Legieren in einer hierfür geeigneten Mahlvorrichtung gewonnen werden. Die Mahlvorrichtung kann beispielsweise eine Planetenkugelmühle sein, in deren Ar gonatmosphäre während 60 Stunden bei einer Drehzahl von 300 Umdrehungen pro Minute gemahlen wird. Das so zu ge winnende Pulver des Vorproduktes ist isotrop, wobei es nano- oder mikrokristallin ist.For the exemplary embodiment, the substance system (Sm, Nd) -Fe-N is selected below, the SE-UM alloy of the preliminary product e.g. B. has the composition Sm _7.5 Nd _7.5 Fe ₈₅ . To produce a corresponding preliminary product, powders made from or with the elements involved are used, which are sufficiently pure. These powder-form starting components are then processed to pre-alloy the preliminary product. For example, a known rapid solidification technique, in particular the so-called "melt spinning", is suitable for this purpose. Instead, the master alloy can advantageously be obtained by mechanical alloying in a grinding device suitable for this. The grinding device can, for example, be a planetary ball mill, in which the gon atmosphere is ground for 60 hours at a speed of 300 revolutions per minute. The powder of the preliminary product to be obtained in this way is isotropic, it being nano- or microcrystalline.

Aus diesem Pulver des Vorproduktes wird anschließend bei erhöhter Temperatur ein Preßling hergestellt, in dem ein hoher Anteil der SE₂ÜM₁₇-Phase mit zumindest weitgehend noch isotropem Gefüge vorliegt. Unter einem Preßling sei dabei jeder durch Kompaktierung des Pulvers gewonnene Kör per verstanden, dessen Dichte mindestens 80%, vorzugswei se 90 bis 100% der maximal erreichbaren Dichte beträgt.From this powder of the preliminary product, a compact is then produced at elevated temperature, in which a high proportion of the SE ₂ ÜM ₁₇ phase is present with an at least largely isotropic structure. A compact is understood to mean any body obtained by compacting the powder, the density of which is at least 80%, preferably 90 to 100% of the maximum achievable density.

Um einen entsprechenden Preßling zu erhalten, wird das Pulver des Vorproduktes z. B. in eine Heißpreßvorrichtung gegeben. Mit dieser Vorrichtung wird das Vorprodukt bei einem Preßdruck p pro Flächeneinheit zwischen 50 MPa, vor zugsweise zwischen 100 MPa und 500 MPa, beispielsweise mit etwa 150 MPa bei einer erhöhten Temperatur T kompaktiert. Die Kompaktierungstemperatur T sollte einerseits möglichst niedrig liegen, um ein extensives Kornwachstum, was die Höhe der Koerzitivfeldstärke beeinträchtigen würde, zu ver hindern. Andererseits sollte aber die Temperatur T etwa oberhalb der Bildungstemperatur der SE₂ÜM₁₇-Phase liegen und außerdem die genannten Werte der Pulverdichtung ermög lichen. Aus diesen Gründen wird für die Heißkompaktierung im allgemeinen eine Kompaktierungstemperatur T zwischen 500°C und 1000°C gewählt. Sieht man beispielsweise eine Heißkompaktierung bei 650°C mit uniaxialem Druck von 150 MPa vor, dann besitzt der Preßling danach eine rela tive Dichte von etwa 90%. In ihm ist die weichmagnetische (Sm, Nd)₂Fe₁₇-Phase nebengeringen Mengen des überschüs sigen Sm und Nd zumindest weitgehend isotrop vorhanden. Dieser Sachverhalt läßt sich aus dem in Fig. 1 wiederge gebenen Röntgendiffraktogramm (bzw. Beugungsspektrum) des heißgepreßten Sm_7,5Nd_7,5Fe₈₅-Materials ablesen. In dem Diagramm der Figur sind auf der Abszisse der Röntgen-Beu gungswinkel 2_*R (Theta in Grad) und in Richtung der Ordinate die gemessene Intensität I (in willkürlichen Einheiten der Zählrate pro Sekunde) aufgetragen. Die für das isotrope Material mit Th₂Zn₁₇-Kristallstruktur cha rakteristischen Reflexe sind in der Figur durch Kreuze markiert.In order to obtain a corresponding compact, the powder of the intermediate is z. B. placed in a hot press. With this device, the preliminary product is compacted at a pressing pressure p per unit area between 50 MPa, preferably between 100 MPa and 500 MPa, for example with about 150 MPa at an elevated temperature T. The compaction temperature T should on the one hand be as low as possible in order to prevent extensive grain growth, which would impair the level of the coercive force. On the other hand, however, the temperature T should be approximately above the formation temperature of the SE ₂ ÜM ₁₇ phase and also allow the powder seal values mentioned. For these reasons, a compacting temperature T between 500 ° C. and 1000 ° C. is generally chosen for the hot compacting. If, for example, hot compaction at 650 ° C with uniaxial pressure of 150 MPa is provided, the compact then has a relative density of about 90%. In it, the soft magnetic (Sm, Nd) ₂ Fe ₁₇ phase alongside minor amounts of excess Sm and Nd is at least largely isotropic. This fact can be read from the X-ray diffractogram (or diffraction spectrum) of the hot-pressed Sm _7.5 Nd _7.5 Fe ₈₅ material shown in FIG. 1. In the diagram of the figure, the X-ray diffraction angle 2 _* R (theta in degrees) and in the direction of the ordinate the measured intensity I (in arbitrary units of the counting rate per second) are plotted on the abscissa. The reflections characteristic of the isotropic material with Th ₂ Zn ₁₇ crystal structure are marked in the figure by crosses.

Um aus einem entsprechenden Preßling einen Körper mit einem texturierten Gefüge zu erhalten, wird anschließend der Preßling bei einer Temperatur T′ einem gerichteten Heißverformungsschritt unterzogen. Die hierbei wirkenden Ausrichtungsmechanismen sind ähnlich denen bei dem so genannten "Die-Upsetting". Hierzu wird der kompaktierte Preßling in einer Verformungseinrichtung ohne wesentli che Volumenänderung verformt, wobei auf den Preßling ein Druck p′ in der vorgegebenen Vorzugsrichtung einwirkt. To use a body from a corresponding compact to obtain a textured structure is then the compact at a temperature T 'a directed Subjected to hot working step. The ones acting here Alignment mechanisms are similar to those in this way called "die-upsetting". For this, the compact Compact in a deformation device without essential che volume change deformed, taking on the compact Pressure p 'acts in the given preferred direction.

Der Verformungsdruck p′ liegt im allgemeinen in der Grö ßenordnung des Druckes p zum Kompaktieren des pulverför migen Vorproduktes. Beispielsweise ist ein Fließstauch pressen mit 80%iger Stauchung geeignet. Während des Ver formungsschrittes sollte zweckmäßigerweise die Verfor mungstemperatur T′ auf mindestens 700°C gehalten werden. Vorteilhaft sollte jedoch T′ nicht viel höher als 800 bis 850°C liegen, da noch höhere Temperaturen zu einer Absenkung der Koerzitivfeldstärke aufgrund eines zu star ken Kornwachstums führen. Die mit einem 80%igen Fließ stauchpressen bei 800°C in einem Sm_7,5Nd_7,5Fe₈₅-Preßling eingestellte c-Achsen-Textur ist aus dem Röntgendiffrak togramm der Fig. 2 abzuleiten, für das eine Fig. 1 ent sprechende Darstellung gewählt ist. Aus einem Vergleich der beiden Figuren läßt sich die für die genannte Textur typische Überhöhung der (113)-, (204)- und (006)-Reflexe erkennen.The deformation pressure p 'is generally in the order of magnitude of the pressure p for compacting the pulveriform intermediate. For example, a continuous compression with 80% compression is suitable. During the deformation step, the deformation temperature T 'should expediently be kept at at least 700 ° C. Advantageously, however, T 'should not be much higher than 800 to 850 ° C, since even higher temperatures lead to a lowering of the coercive force due to a too strong grain growth. The c-axis texture set with an 80% extrusion press at 800 ° C. in an Sm _7.5 Nd _7.5 Fe ₈₅ compact can be derived from the X-ray diffraction program of FIG. 2, for which one FIG. 1 ent speaking representation is selected. A comparison of the two figures shows the typical elevation of the (113), (204) and (006) reflections for the texture mentioned.

Bevor zu einer magnetischen Härtung des SE₂ÜM₁₇-Zwischen produktes eine an sich bekannte Nitrierung in einer stick stoffhaltigen Atmosphäre bei erhöhter Temperatur durchge führt wird, ist eine Pulverisierung des Zwischenproduktes, beispielsweise durch Mahlen, vorgesehen. Die mittlere Par tikelgröße sollte danach höchstens 40 µm betragen.Before the SE ₂ ÜM ₁₇ intermediate product is magnetically hardened, a known nitriding is carried out in a nitrogen-containing atmosphere at elevated temperature, the intermediate product is to be pulverized, for example by grinding. The average particle size should then be at most 40 µm.

Wegen der Abhängigkeit der thermischen Stabilität der SE₂ÜM₁₇N_x-Verbindung von der Stickstoff-Konzentration ist es vorteilhaft, wenn der Nitrierungsprozeß des pulverför migen Zwischenproduktes hinsichtlich der Temperatur- und Zeitverhältnisse zweistufig durchgeführt wird. Dabei soll te für die erste Stufe eine insbesondere um mindestens 50°C niedrigere Temperatur als für die zweite Stufe ge wählt werden. Ein entsprechender Nitrierungsprozeß ist in der genannten EP-A-0 468 317 beschrieben. Demgemäß kann für das gewählte Ausführungsbeispiel das pulverförmige Sm_7,5Nd_7,5Fe₈₅-Zwischenprodukt in einer Stickstoff-At mosphäre bei 400°C während zwei Stunden und bei 475°C während einer Stunde nitriert werden. Danach liegt ein an isotropes Magnetpulver mit hartmagnetischen Eigenschaften vor.Because of the dependence of the thermal stability of the SE ₂ ÜM ₁₇ N _x compound on the nitrogen concentration, it is advantageous if the nitriding process of the powdery intermediate product is carried out in two stages with regard to the temperature and time conditions. In this case, a temperature which is in particular at least 50 ° C. lower than that for the second stage should be selected for the first stage. A corresponding nitriding process is described in the aforementioned EP-A-0 468 317. Accordingly, for the selected embodiment, the powdered Sm _7.5 Nd _7.5 Fe ₈₅ intermediate in a nitrogen atmosphere at 400 ° C for two hours and at 475 ° C for one hour. After that there is an isotropic magnetic powder with hard magnetic properties.

Die Hysteresiskurve eines nitrierten Magnetpulvers der für das erfindungsgemäße Verfahren charakteristischen Zusam mensetzung Sm_7,5Nd_7,5Fe₈₅N_x zeigt das Diagramm der Fig. 3. In diesem Diagramm sind in Richtung der Abszisse die magnetische Feldstärke H (in k0e) und in Ordinatenrichtung die magnetische Polarisation J (in Tesla) aufgetragen. Die Hysteresiskurve zeigt eine Remanenz J_r von etwa 0,8 T so wie eine intrinsische Koerzitivfeldstärke H_ci von etwa 7,2 k0e = 5,73 kA/cm.The hysteresis curve of a nitrided magnetic powder of the composition Sm _7.5 Nd _7.5 Fe ₈₅ N _x which is characteristic of the method according to the invention is shown in the diagram in FIG. 3. In this diagram, the magnetic field strength H (in k0e) and the magnetic polarization J (in Tesla) is plotted in the ordinate direction. The hysteresis curve shows a remanence J _r of about 0.8 T as well as an intrinsic coercive field strength H _ci of about 7.2 k0e = 5.73 kA / cm.

Das so zu erhaltende hartmagnetische Pulver des Endpro duktes läßt sich dann in bekannter Weise in einem magne tischen Gleichfeld ausrichten und zu dem Formkörper mit einer gewünschten Gestalt kompaktieren. Die magnetische Ausrichtung des Pulvers und die Kompaktierung können sich dabei gegebenenfalls zumindest teilweise zeitlich über lappen. Daneben kann auch ohne besonderen Kompaktierungs schritt aus dem hartmagnetischen, magnetisch ausgerich teten Pulver durch Verguß mit einem Kunststoff ein kunst stoffgebundener anisotroper Dauermagnet erstellt werden. Auch hier sind die magnetische Ausrichtung des Pulvers und der Kunststoffverguß nicht unbedingt zeitlich nacheinander auszuführen. Die beiden Varianten zur Herstellung eines Formkörpers aus hartmagnetischem, magnetisch ausgerich tetem Pulver sind allgemein bekannt (vgl. z. B. die DE-OS 38 32 472).The hard magnetic powder of the end pro to be obtained in this way duktes can then in a known manner in a magne Align table constant field and to the molded body with compact a desired shape. The magnetic Alignment of the powder and the compaction may change possibly at least partially over time rag. It can also be used without special compacting step out of the hard magnetic, magnetically aligned powder by casting a plastic fabric-bonded anisotropic permanent magnet. Again, the magnetic orientation of the powder and the plastic encapsulation is not necessarily one after the other to execute. The two ways to make one Molded body made of hard magnetic, magnetically aligned tetem powder are generally known (see, for example, DE-OS 38 32 472).

Gemäß dem dargestellten Ausführungsbeispiel wurde von einem (Sm, Nd)-Fe-N-Stoffsystem ausgegangen. Selbstver ständlich ist es möglich, daß mindestens eines der metal lischen Elemente dieses Stoffsystems durch ein anderes me tallisches Element teilweise substituiert wird bzw. der Legierung ein solches weiteres Element zulegiert wird. So verbessert z. B. ein Ti-Zusatz von 2 bis 5 Atom-% die Form der Hysteresisschleife durch Reduktion der Ausscheidung von freiem Fe, das zu einer weichmagnetischen Stufe führt.According to the illustrated embodiment, from a (Sm, Nd) -Fe-N substance system. Self ver Of course it is possible that at least one of the metal elements of this material system by another me metallic element is partially substituted or the Alloy such an additional element is alloyed. So improves z. B. a Ti addition of 2 to 5 atomic% of the form the hysteresis loop by reducing the elimination of free Fe, which leads to a soft magnetic stage.

Ein Cu-Zusatz von 2 bis 10 Atom-% kann beispielsweise die Verformbarkeit und Texturausbildung verbessern, da ein niedrig schmelzendes Eutektikum der Zusammensetzung Sm - 10 Gew.-% Fe - 20 Gew.% Cu existiert. Auch andere Zusätze, wie sie vom Stoffsystem Nd-Fe-B her bekannt sind (vgl. z. B. EP-A-0 126 802), können, wie z. B. Cr, Mo, V zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit, zugesetzt wer den. Außerdem ist die bekannte teilweise Substitution der Fe-Komponente durch Co zu Fe_1-xCo_x mit 0 < × 0,4 möglich (vgl. die genannte Textstelle aus "J. Magn. Magn. Mater.", Vol. 84).A Cu addition of 2 to 10 atom% can, for example, improve the deformability and texture formation, since a low-melting eutectic of the composition Sm - 10% by weight Fe - 20% by weight Cu exists. Other additives, such as those known from the Nd-Fe-B material system (cf., for example, EP-A-0 126 802), can also be used, e.g. B. Cr, Mo, V to improve the corrosion resistance, who added. In addition, the known partial substitution of the Fe component by Co to Fe _1-x Co _x with 0 <× 0.4 is possible (cf. the mentioned passage from "J. Magn. Magn. Mater.", Vol. 84).

Claims

1. A process for producing a magnetically anisotropic powder from a magnetic material based on at least one rare earth metal (SE), at least one transition metal (TM) and nitrogen (N) containing material system SE-TM-N, which is a crystalline, hard magnetic Has phase with Th ₂ Zn ₁₇ crystal structure, in the crystal lattice of which N atoms are incorporated, in which process

- a powdery precursor of an SE-ÜM alloy is first compacted into a compact with magnetically anisotropic structure at elevated temperature,
- The compact is then converted into an intermediate product with a magnetically anisotropic structure of the SE-ÜM alloy by means of a directed hot forming step,
- The intermediate product is then pulverized and
- Finally, the hard magnetic phase of the SE-ÜM-N material system is set in the powder from the intermediate product in a nitrogen-containing atmosphere during a heat treatment,

characterized in that a powdery precursor is provided, the SE portion of which is increased by 2 to 12 atomic% compared to the stoichiometry of the SE ₂ UM ₁₇ phase and its samarium (Sm) containing SE component between 20 and 60 atomic -% Neodymium (Nd) has.

2. The method according to claim 1, characterized ge indicates that a powdery pre product is provided that at least one of the Ele contains Co, Cu, Ti, Cr, Mo, V.

3. The method according to claim 1 or 2, characterized characterized in that a powder Intermediate is provided, the Sm component up to 10 atom% is substituted by a further SE element, that is not Nd.

4. The method according to any one of claims 1 to 3, because characterized in that the pul deformed intermediate product using a technique of mechanical Alloying is produced.

5. The method according to any one of claims 1 to 4, there characterized in that the pul deformed intermediate product at a pressure between 50 MPa and 500 MPa and a temperature between 500 ° C and 1000 ° C is compacted.

6. The method according to any one of claims 1 to 5, there characterized in that the hot deformation step at a temperature between 700 ° C and 850 ° C using one essentially in one Direction of pressure between 50 MPa and 500 MPa is carried out.

7. The method according to any one of claims 1 to 6, there characterized in that as hot deformation step of the intermediate product is a flow upsetting pressing is provided.

8. The method according to any one of claims 1 to 7, there characterized in that a com compact intermediate product with a specific gravity of at least 80%, preferably between 90 and 100% is provided.

9. The method according to any one of claims 1 to 8, there characterized in that the Aus formation of the hard magnetic phase in the nitrogen atmosphere in at least 2 stages , with a temperature higher than is provided for the second stage.