DE4243048A1 - Verfahren zur Herstellung eines hartmagnetischen Materials auf Basis des Stoffsystems Sm-Fe-C - Google Patents

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstel­ lung eines Magnetmaterials auf Basis des Stoffsystems Samarium(Sm)-Eisen(Fe)-Kohlenstoff(C) mit einer kristal­ linen, hartmagnetischen Phase mit Th₂Zn₁₇-Kristallstruk­ tur, wobei zunächst ein pulverförmiges Vorprodukt des Magnetmaterials auf Basis einer zweikomponentigen Sm₂Fe₁₇- Phase hergestellt wird und anschließend bei erhöhter Temperatur dieses Vorprodukt mit dem Kohlenstoff (C) be­ laden wird.

Ein entsprechendes Verfahren ist aus der EP-A-0 493 019 und aus der Veröffentlichung "J. Magn. Magn. Mater.", Vol. 98, Nrn. 1 und 2, 1991, Seiten 76 bis 78 zu entnehmen.

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 intrinsische Koerzitivfeldstärken Hci und hohe Energieprodukte (B×H) max auszeichnen. Hauptvertreter sind als binäres Stoffsystem Sm-Co und ter­ näres Stoffsystem bisher Nd-Fe-B. Ihre hartmagnetischen Eigenschaften beruhen auf intermetallischen Verbindungen mit einer hohen magnetischen Anisotropie und einer beson­ deren Gefügeausbildung.

Bei den dreikomponentigen Magnetwerkstoffen wird seit kur­ zem auch das quasi-binäre Stoffsystem (Sm-Fe)X_x disku­ tiert, wobei die Komponente X entweder Stickstoff (N) oder Kohlenstoff (C) sein kann. Innerhalb des binären Systems Sm-Fe gibt es nämlich Phasen mit einer rhomboedrischen Th₂Zn₁₇-Kristallstruktur, die sich durch einen intersti­ tiellen Einbau von N- oder C-Atomen in die Gitterstruktur magnetisch härten lassen. Die N- oder C-Atome befinden sich dabei auf Zwischengitterplätzen der binären Sm₂Fel₇- Phase. Für das Material Sm₂Fe₁₇C_x wird die maximale Anzahl x der besetzbaren Zwischengitterplätze mit x = 3 angegeben (vgl. "J. Magn. Magn. Mater.", Vol. 86, Nrn. 2 und 3, 1990, Seiten 333 bis 340). Die Herstellung von hartmagne­ tischen Sm₂Fe₁₇C_x-Legierungen kann auf schmelzmetallurgi­ schem Wege (vgl. "J. Less-Common Met.", Vol. 166, No. 2, 1990, Seiten 313 bis 317) oder durch Sinterverfahren (J. Magn. Magn. Mater.", Vol. 88, Nrn. 1 und 2, 1990, Seiten 1 bis 6) erfolgen. Es zeigt sich jedoch, daß mit diesen Ver­ fahren nur Kohlenstoffgehalte x von maximal x = 1,5 zu er­ reichen sind. Die magnetische Härtung durch den Einbau der C-Atome ist dementsprechend unbefriedigend.

Ferner wurde zur Herstellung von R₂Fel₇C_x (mit R = Y, Sm) eine Gasphasen-Karburierung angewandt (vgl. die genannte Literaturstelle aus "J. Magn. Magn. Mater.", Vol. 98). Hierbei kann durch eine Festkörper-Gas-Reaktion bei ver­ hältnismäßig niedrigen Temperaturen von etwa 350°C ein C-Gehalt von ungefähr x = 2 eingestellt werden. Als Reak­ tionsgas läßt sich ein gasförmiger Kohlenwasserstoff wie z. B. CH₄ verwenden. Durch eine entsprechende Gasphasen- Karburierung können die intrinsischen magnetischen Eigen­ schaften der Sm₂Fe₁₇-Phase beträchtlich verbessert werden: Für x = 2 nimmt die Curie-Temperatur T_c um etwa 300°C zu, die Richtung der leichten Magnetisierung dreht sich aus der a-b-Kristallebene in die Richtung der c-Achse, womit ein Auftreten eines Anisotropiefeldes von mehr als 10 T verbunden ist, und die Sättigungsmagnetisierung nimmt auf deutlich mehr als 1,2 T zu. Gemäß diesem bekannten Ver­ fahren wird von einer pulverisierten Schmelzlegierung der binären Sm₂Fe₁₇-Phase als Vorprodukt ausgegangen. Es zeigt sich jedoch, daß durch eine solche Gasphasen-Karburierung dieses Vorproduktes nur Karbide zu enthalten sind, die praktisch keine hartmagnetischen Eigenschaften, d. h. nur eine sehr geringe intrinsische Koerzitivfeldstärke Hci von unter 0,1 kA/cm, besitzen (vgl. die genannte Literatur­ stelle aus "J. Magn. Magn. Mater.", Vol. 86).

Als die bisher besten hartmagnetischen Eigenschaften von Sm₂Fe₁₇C_x-Legierungen wurde eine Koerzitivfeldstärke Hci von 3,7 kA/cm und eine Remanenz von etwa 0,7 T mit dem aus der genannten Literaturstelle "J. Less-Common Met.", Vol. 166 zu entnehmenden Verfahren erhalten. Als Ausgangsmate­ rial wurde bei diesem Verfahren eine Schmelzlegierung der drei Komponenten verwendet, deren Gefüge durch den Prozeß der Rascherstarrung in einen mikrokristallinen Zustand gebracht und anschließend geglüht wurde. Dabei ist eine magnetische Härtung des Materials zu beobachten.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es nun, das Verfah­ ren mit den eingangs genannten Merkmalen dahingehend aus­ zugestalten, daß auf verhältnismäßig einfache Weise die Ausbildung einer gewünschten hartmagnetischen Phase zu gewährleisten ist und dabei ein Material mit einer hin­ reichend hohen intrinsischen Koerzitivfeldstärke H_ci von insbesondere über 5 kA/cm bei Raumtemperatur erhalten wird.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß die Beladung des Vorproduktes mit dem Kohlenstoff (C) über eine Festphasenreaktion vorgenommen wird, indem ein Pul­ vergemisch aus dem Pulver des Vorproduktes und aus einem Kohlenstoffpulver bei einer Druckanwendung gesintert wird.

Bei den erfindungsgemäßen Maßnahmen wird von der Tatsache ausgegangen, daß prinzipiell eine interstitielle Bela­ dung eines pulverförmigen Sm₂Fe₁₇-Vorproduktes mit Kohlen­ stoff über eine Festphasenreaktion, d. h. durch Sintern eines Pulvergemischs aus Sm₂Fe₁₇ und Kohlenstoff z. B. in Form von Graphit, bei verhältnismäßig niedrigen Tempera­ turen möglich sein sollte. Hierbei tritt jedoch die Schwierigkeit auf, daß die Beladung verhältnismäßig lange Reaktionszeiten von vielen Stunden erfordert. Dann besteht aber die Gefahr einer gleichzeitig auftretenden Zersetzung der metastabilen Sm-Fe-C-Verbindung. Eine solche Zer­ setzung führt zu einem hohen Gehalt an unerwünschtem freiem Fe, das weichmagnetisch ist und somit die hartmagne­ tischen Eigenschaften entsprechend verschlechtert. Ent­ sprechende Probleme sind vorteilhaft bei den erfindungs­ gemäßen Maßnahmen zumindest weitgehend ausgeschlossen. Denn die Beaufschlagung des Pulvergemischs mit einem Druck während der Festphasenreaktion führt vorteilhaft zu einer erheblichen Beschleunigung der Kohlenstoffdiffusion in das Sm₂Fe₁₇-Gitter und damit zu einer entsprechenden Verkür­ zung der Reaktionszeiten bei gleichzeitiger Unterdrückung der Ausscheidung von unerwünschtem freiem Fe. Entspre­ chend hergestellte Magnetwerkstoffe zeigen deshalb die geforderten hartmagnetischen Eigenschaften.

Besonders vorteilhaft ist es, wenn das Vorprodukt auf Basis der zweikomponentigen Sm₂Fe₁₇-Phase mit einer der hartmagnetischen Phase des Magnetmaterials entsprechenden Mikrostruktur durch mechanisches Legieren von entsprechen­ den Ausgangspulvern und durch eine Wärmebehandlung bei er­ höhter Temperatur hergestellt wird. Da nämlich in mikro­ kristallinem Material die erheblich schnellere Korngren­ zendiffusion gegenüber der Volumendiffusion vorherrscht, führt die Verwendung von mechanisch legiertem und damit extrem feinkörnigem Sm₂Fe₁₇-Pulver vorteilhaft zu einer Reaktionsbeschleunigung.

Darüber hinaus kann vorteilhaft mit der Druckanwendung ein Formkörper aus dem Magnetmaterial ausgebildet werden. Das heißt, die interstitielle Modifikation und die Verdich­ tung des Pulvers zu einem Formkörper können in einem ein­ zigen Prozeßschritt durchgeführt werden.

Weitere vorteilhafte Ausgestaltungen des Verfahrens nach der Erfindung gehen aus den entsprechenden Unteransprü­ chen hervor.

Zur weiteren Erläuterung der Erfindung wird nachfolgend auf die Diagramme der Zeichnung Bezug genommen. Dabei sind in Fig. 1 Röntgendiffraktogramme für zwei verschiedene Stufen einer erfindungsgemäßen Herstellung eines Magnet­ materials wiedergegeben. Fig. 2 zeigt die Hysteresiskurve eines erfindungsgemäß hergestellten Magnetmaterials. Aus den Fig. 3 und 4 sind ein Röntgendiffraktogramm bzw. eine Hysteresiskurve unter Zugrundelegung eines Magnetma­ terials zu entnehmen, bei dem auf eine Druckbeaufschlagung gemäß der Erfindung verzichtet wurde.

Mit dem Verfahren nach der Erfindung ist ein hartmagneti­ sches Magnetpulver des Stoffsystems SE-ÜM-C mit einer Th₂Zn₁₇-Kristallstruktur herzustellen, wobei die Seltene Erd(SE)-Komponente zumindest das Element Sm und die Über­ gangsmetall(ÜM)-Komponente zumindest das Element Fe ent­ hält. Für das Ausführungsbeispiel sei nachfolgend eine Le­ gierung mit den reinen Elementen Sm und Fe ausgewählt. Selbstverständlich kann dieses Stoffsystem auch unvermeid­ bare Verunreinigungen mit einem Anteil von jeweils unter 0,1 Atom-% pro Element aufweisen. Um zu einem hartmagneti­ schen Magnetpulver des entsprechenden Stoffsystems Sm-Fe-C zu gelangen, wird zunächst ein pulverförmiges Vorprodukt des Stoffuntersystems Sm-Fe mit Th₂Zn₁₇-Kristallstruktur hergestellt. Hierzu wird von Pulvern aus oder mit den be­ teiligten Elementen ausgegangen, die hinreichend rein sind. Entweder werden elementare Pulver verwendet, oder es können die beteiligten Elemente auch in Form einer Legie­ rung oder Verbindung vorliegen. Der Anteil an Sm beträgt zwischen etwa 12 und 13,5 Atom-%, der Rest ist Fe. Diese Elemente werden dann zu einer Vorlegierung des Vorproduk­ tes verarbeitet. Hierzu ist beispielsweise ein schmelz­ metallurgischer Weg, insbesondere eine bekannte Rascher­ starrungstechnik, vorzugsweise das sogenannte "melt spinning" (Schmelzspinnverfahren) geeignet. Statt dessen kann die Vorlegierung besonders vorteilhaft durch mecha­ nisches Legieren in einer hierfür geeigneten Mahlvorrich­ tung gewonnen werden. Die Mahlvorrichtung kann beispiels­ weise eine Planetenkugelmühle sein, in deren Argonat­ mosphäre während 10 bis 60 Stunden bei einer Drehzahl von 300 Umdrehungen pro Minute gemahlen wird.

Am Ende des Mahlprozesses liegt dann ein Mahlgut aus den beteiligten Komponenten Sm und Fe vor, das amorph und/oder teilweise kristallin sein kann und in dem ein geringer An­ teil an kristallinem α-Fe vorhanden ist. Vorzugsweise sollte die mittlere Partikelgröße dann höchstens 40 µm be­ tragen. In diesem Mahlgut muß noch die gewünschte Th₂Zn₁₇-Kristallstruktur mit einer vorbestimmten, im Hin­ blick auf das herzustellende Magnetmaterial optimierten Korngröße eingestellt werden. Die Korngröße (Größe der einzelnen Kristallite bzw. Körner) sollte dabei zwischen 50 nm und 500 nm liegen. Hierzu wird eine Wärmebehandlung unter einem Schutzgas wie z. B. Argon oder im Vakuum bei einer Temperatur zwischen 500 und 1000°C, vorzugsweise zwischen 700 und 800°C durchgeführt. Die Dauer dieser Wärmebehandlung ist von der Temperatur abhängig und liegt im allgemeinen zwischen 1 Minute und 10 Stunden, vorzugs­ weise zwischen 10 Minuten und 1 Stunde. Diese Wärmebehand­ lung führt zum einen zur Kristallisation der Sm₂Fe₁₇-Phase und zum anderen zur Einstellung einer sehr feinen Mikro­ struktur, die zur magnetischen Härtung in diesem Material vorteilhaft ist. Am Ende dieser Wärmebehandlung liegt dann ein entsprechendes Vorprodukt mit der Sm₂Fe₁₇-Phase vor, die noch weichmagnetische Eigenschaften zeigt.

Dieser Sachverhalt ist aus dem Röntgendiffraktogramm (Röntgenbeugungsspektrum) ersichtlich, das in dem Diagramm der Fig. 1 als Kurve A wiedergegeben ist. In dem Diagramm sind auf der Abszisse der Beugungswinkel 2×R (Theta in Grad) und in Richtung der Ordinate die gemessene Intensi­ tät I (in willkürlichen Einheiten der Zählrate pro Sekun­ de) aufgetragen. Die Kurve zeigt die für die Th₂Znl₇-Kri­ stallstruktur charakteristischen Reflexe. Ein kleiner An­ teil an α-Fe ist außerdem vorhanden.

In einem weiteren Verfahrensschritt wird mit dem geglühten pulverförmigen Vorprodukt und mit feinem Kohlenstoffpulver ein Pulvergemisch hergestellt. Vorteilhaft liegt die mitt­ lere Partikelgröße des Kohlenstoffpulvers unter 40 µm. Als Kohlenstoffpulver dient beispielsweise Graphit oder Ruß, wobei es mehr als 3 Gew.-% des Pulvergemischs ausmachen sollte. Vorteilhaft wird ein Anteil zwischen 4 und 20 Gew.-% gewählt. Die obere Grenze ist insofern festge­ legt, als überschüssiges C sich auf die Remanenz des magnetischen Materials als eine quasi unmagnetische Ver­ dünnung ungünstig auswirkt. Dieses Pulvergemisch soll nun gemäß der Erfindung unter gleichzeitiger Druckanwendung gesintert werden, um so eine Karburierung der Sm₂Fel₇- Phase und damit eine magnetische Härtung zu erreichen. Hierzu wird das Pulvergemisch z. B. in eine Heißpreßvor­ richtung gegeben. Mit dieser Vorrichtung wird das Pulver­ gemisch bei einem Preßdruck p pro Flächeneinheit zwischen 100 und 550 MPa, vorzugsweise zwischen 250 MPa und 470 MPa bei einer erhöhten Temperatur T kompaktiert. Zu hohe Drucke führen dabei zu einer Verzögerung der Reaktion. Günstig ist ein Druck im Bereich um etwa 300 MPa. Der Druck p kann gegebenenfalls auch mit fortschreitender Sin­ terdauer verringert werden. Für die Heißkompaktierung wird im allgemeinen eine Kompaktierungstemperatur T zwischen 300°C und 600°C gewählt. Sieht man beispielsweise für ein konkretes Ausführungsbeispiel eine Heißkompaktierung im Vakuum mittels einer Heißpresse bei 500°C und einem uniaxialen Druck von 270 MPa vor, dann besitzt der Preß­ ling danach eine Dichte von etwa 5,5 g/cm³. Dies ent­ spricht etwa 72% der theoretisch möglichen Dichte. In diesem Preßling ist die hartmagnetische Sm₂Fe₁₇C_x-Phase neben geringen Mengen von α-Fe vorhanden. Dieser Sach­ verhalt läßt sich anhand des in Fig. 1 als Kurve B wie­ dergegebenen zweiten Röntgendiffraktogramms erkennen. Die Linien der Th₂Zn₁₇-Kristallstruktur sind hier durch den interstitiellen Einbau von Kohlenstoffatomen zu kleineren Winkeln verschoben, was einer Zunahme des Volumens der Einheitszelle von etwa 6% entspricht.

Das festphasenkarburierte Material des Preßlings gemäß dem dargestellten Ausführungsbeispiel zeigt eine Hysteresis­ kurve, die dem Diagramm der Fig. 2 zu entnehmen ist. In diesem Diagramm sind in Richtung der Abszisse die magneti­ sche Feldstärke H (in k0e) und in Ordinatenrichtung die magnetische Polarisation J (in Tesla) aufgetragen. Die Hysteresiskurve zeigt eine Remanenz J_r von etwa 0,4 T so­ wie eine intrinsische Koerzitivfeldstärke Hci von etwa 19,3 k0e (= 15,4 kA/cm). Das maximale Energieprodukt be­ trägt dabei 24 kJ/m³. Es wurde eine Curietemperatur T_c von 400°C gemessen. Diese strukturellen und magnetischen Eigenschaften lassen auf den Einbau von etwa 2 C-Atomen pro Formeleinheit schließen, d. h., die hartmagnetische Phase ist Sm₂Fe₁₇C_{≈ 2}.

Die Fig. 3 und 4 zeigen zu Vergleichszwecken das Rönt­ gendiffraktogramm bzw. die Hysteresisschleife eines bei 500°C während einer Stunde drucklos gesinterten Kaltpreß­ lings aus dem gleichen Pulvergemisch, das dem Ausführungs­ beispiel nach den Fig. 1 und 2 zugrundegelegt ist. Aus dem Röntgendiffraktogramm ist strukturell neben der kar­ burierten Th₂Zn₁₇-Phase die unkarburierte zu erkennen. Außerdem ist verhältnismäßig viel freies Fe vorhanden. Entsprechend schlecht sind die hartmagnetischen Eigen­ schaften des Materials, wie aus der Hysteresiskurve der Fig. 4 abzulesen ist. Die erfindungsgemäße Druckbeauf­ schlagung führt also zu einer deutlichen Härtung des Mate­ rials.

Gemäß dem dargestellten Ausführungsbeispiel wurde von dem dreikomponentigen Sm-Fe-C-Stoffsystem ausgegangen. Da jedoch das nach der Erfindung hergestellte Magnetmaterial nur auf der Basis dieses Stoffsystems beruhen soll, ist es selbstverständlich auch möglich, daß mindestens eines der Elemente dieses Stoffsystems durch ein anderes partiell substituiert wird bzw. der Legierung ein solches weiteres Element zulegiert wird. Hierfür geeignete Elemente und die Bemessungsgrenzen für die möglichen Anteile sind allgemein bekannt (vgl. z. B. die EP-A-0 453 217 und EP-A-0 493 019). Die Th₂Zn₁₇-Phase des Vorproduktes besteht dann dement­ sprechend aus mehr als 2 Elementen.

Außerdem wurde bei dem Ausführungsbeispiel angenommen, daß das Vorprodukt und das karburierte Endprodukt nur die Th₂Zn₁₇-Phase aufweisen. Das erfindungsgemäße Verfahren ist jedoch nicht auf diesen Fall beschränkt. Ebenso kann man von Vorprodukten ausgehen, die nur zu einem wesentli­ chen Teil, d. h. über 50 Vol-%, die Sm₂Fe₁₇-Phase enthal­ ten.

Pulver aus dem erfindungsgemäß hergestellten hartmagneti­ schen Werkstoff kann in bekannter Weise weiterverarbeitet werden. So ist ein Verguß mit einem Kunststoff zu einem kunststoffgebundenen Magnetkörper möglich. Darüber hinaus läßt sich z. B. das Pulver auch zu einem Formkörper mit einer gewünschten Gestalt kompaktieren. Dieser Kompaktie­ rungsschritt kann jedoch vorteilhaft auch während des er­ findungsgemäßen Sinterschrittes ausgeführt werden.

Claims (14)

1. Verfahren zur Herstellung eines Magnetmaterials auf Basis des Stoffsystems Samarium(Sm)-Eisen(Fe)-Kohlen­ stoff(C) mit einer kristallinen, hartmagnetischen Phase mit Th₂Zn₁₇-Kristallstruktur, wobei

• - zunächst ein pulverförmiges Vorprodukt des Magnetmate­ rials auf Basis einer zweikomponentigen Sm₂Fe₁₇-Phase hergestellt wird und
• - anschließend bei erhöhter Temperatur dieses Vorprodukt mit dem Kohlenstoff (C) beladen wird, dadurch gekennzeichnet, daß die Beladung des Vorproduktes mit dem Kohlenstoff (C) über eine Festphasenreaktion vorgenommen wird, indem ein Pul­ vergemisch aus dem Pulver des Vorproduktes und einem Koh­ lenstoffpulver bei einer Druckanwendung gesintert wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch ge­ kennzeichnet, daß das Vorprodukt auf Basis der zweikomponentigen Sm₂Fe₁₇-Phase mit einer der hart­ magnetischen Phase des Magnetmaterials entsprechenden Mikrostruktur durch mechanisches Legieren von entspre­ chenden Ausgangspulvern und durch eine Wärmebehandlung bei erhöhter Temperatur hergestellt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch ge­ kennzeichnet, daß mit dem mechanischen Le­ gieren ein zweiphasiges Mahlgut aus zumindest teilweise amorphem Sm-Fe und aus α-Fe hergestellt und dann dieses Mahlgut mittels der Wärmebehandlung in das kristalline Vorprodukt mit der vorbestimmten Mikrostruktur überführt wird.

4. Verfahren nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung zur Herstellung des Vorproduktes bei einer Temperatur zwi­ schen 500°C und 1000°C, vorzugsweise zwischen 700°C und 800°C vorgenommen wird.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 2 bis 4, da­ durch gekennzeichnet, daß die Wärme­ behandlung zur Herstellung des Vorproduktes während einer Dauer zwischen 1 Minute und 10 Stunden, vorzugsweise zwi­ schen 10 Minuten und 1 Stunde vorgenommen wird.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, da­ durch gekennzeichnet, daß ein Pul­ ver des Vorproduktes mit einer mittleren Korngröße unter 500 nm vorgesehen wird.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, da­ durch gekennzeichnet, daß für das Pulvergemisch ein Anteil zwischen 3 und 20 Gew.-% Kohlen­ stoffpulver vorgesehen wird.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, da­ durch gekennzeichnet, daß ein Pul­ ver des Kohlenstoffs vorgesehen wird, dessen mittlere Partikelgröße unter 40 µm liegt.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, da­ durch gekennzeichnet, daß die Sinterbehandlung bei einer Temperatur zwischen 300°C und 600°C vorgenommen wird.

10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, da­ durch gekennzeichnet, daß die Sin­ terbehandlung während einer Gesamtdauer zwischen 10 Minu­ ten und 1000 Stunden, vorzugsweise zwischen 1 oder 60 Stunden vorgenommen wird.

11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, da­ durch gekennzeichnet, daß während der Sinterbehandlung auf das Pulvergemisch ein Druck zwischen 100 und 500 MPa, vorzugsweise zwischen 250 und 450 MPa ausgeübt wird.

12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 11, da­ durch gekennzeichnet, daß der Druck mit fortschreitender Sinterdauer zurückgenommen wird.

13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, da­ durch gekennzeichnet, daß mit der Druckanwendung während der Sinterbehandlung ein Formkör­ per aus dem Magnetmaterial ausgebildet wird.

14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 13, da­ durch gekennzeichnet, daß zumindest eine der Komponenten Sm, Fe und C partiell durch ein an­ deres Element ersetzt wird.