DE4430964A1 - Magnetmaterial - Google Patents

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Magnetmaterial.

Als Seltenerden-Hochleistungspermagnentmagnete sind bis jetzt ein Sm-Co-Systemmagnet und ein Nd-Fe-B-Systemmagnet bekannt. Ihre Massenproduktion nimmt gegenwärtig stark zu.

Diese Magnete enthalten Seltenerden-Elemente wie beispielsweise Nd und Sm. Die Seltenerden-Elemente bringen eine sehr große magnetische Anisotropie zustande, die von dem Verhalten der 4f-Elektronen in einem Kristallfeld herrührt. Als Ergebnis nimmt die Koerzitivkraft (iHc) zu. Derartige Hochleistungsmagnete werden hauptsächlich in elektrischen Vorrichtungen wie beispielsweise Lautsprechern, Motoren und anderen Vorrichtungen verwendet.

Andererseits besteht seit kurzem eine starke Nachfrage nach verkleinerten elektrischen Vorrichtungen, und es sind Versuche unternommen worden, um Permanentmagneten mit noch größerer Leistung zur Verfügung zu stellen, welches realisiert werden kann, indem das maximale Energieprodukt [(BH)max] eines Permanentmagneten verbessert wird.

Das Magnetmaterial, welches Seltenerden-Elemente und Fe oder Co umfaßt, ist vielversprechend. Zum Verbessern von (BH)max muß die Menge an Fe oder Co in einer Hauptphase des Materials zunehmen, weil dieses eine Zunahme der Sättigungsmagnetflußdichte (Bs) erzeugt.

Die Erfinder haben ein neues magnetisches Material getestet, welches eine Hauptphase umfaßt, deren Kristallstruktur vom TbCu₇-Typ oder ThMn₁₂-Typ ist.

Das neue Magnetmaterial besitzt eine hohe Bs. Deshalb wird angenommen, daß ein Hochleistungsmagnet aus dem Material hergestellt werden kann. Es ist jedoch schwierig, einen Magneten mit einem hohen (BH)max herzustellen. Im allgemeinen ist ein Wärmebehandlungsverfahren erforderlich, um eine hohe iHc zu erhalten, und bei dem Wärmebehandlungsverfahren neigt jedoch die Hauptphase des Materials, d. h. die TbCu₇-Phase, zur Zersetzung in eine α-Fe-Phase. Als Ergebnis verringert sich die Menge der Hauptphase, und die Magneteigenschaften des Materials verschlechtern sich. Darüber hinaus erzeugt die Zersetzung einen niedrigen Ertragsgrad an Magneten.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Magnetmaterial mit hoher Magnetsättigungsflußdichte und ausgezeichneter Magnetanisotropie zur Verfügung zu stellen.

Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Magnetmaterial mit hoher Magnetsättigungsflußdichte selbst nach Wärmebehandlung zur Verfügung zu stellen.

Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Magnetmaterial zur Verfügung zu stellen, dessen Hauptphase TbCu₇-Kristallstruktur aufweist, welches mit einem hohen Ausbeutegrad hergestellt werden kann.

Diese und andere Aufgaben der vorliegenden Erfindung können durch Zur-Verfügungstellen eines Magnetmaterials, welches durch die allgemeine Formel:

R1_xR2_yA_zCo_uFe_100-x-y-z-u

dargestellt ist,
wobei R1 mindestens ein Element aus Seltenerden- Elementen ist, R2 mindestens ein Element aus der Gruppe aus Sc, Zr und Hf ist, A mindestens ein Element aus der Gruppe aus C, N und P ist, x, y, z und u Atomprozente sind, welche definiert sind als 2 x, 4 x+y 20, 0 z 20, 0 u 70, wobei die Kristallstruktur der Hauptphase TbCu₇-Struktur ist, und die Peakbreite in halber Höhe des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase unter Verwendung von Cu-Kα- Röntgenstrahlen mit einer Auflösung von 0,020 oder weniger etwa 0,8° oder weniger ist, gelöst werden.

Die vorliegende Erfindung liefert auch einen Permanentmagneten, umfassend ein Magnetmaterial, welches durch die zuvor angegebene allgemeine Formel dargestellt ist, wobei das Material eine Hauptphase mit TbCu₇-Struktur und α-Fe umfaßt, die Peakbreite in halber Höhe des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase, erhalten unter Verwendung von Cu-Kα-Röntgenstrahlen, bei einer Auflösung von 0,02° oder weniger etwa 0,8° oder weniger beträgt, und das Verhältnis der Peakintensität zwischen der Hauptphase und der α-Fe-Phase der Beziehung genügt, daß der Wert aus I_Fe/(I_p + I_Fe) etwa 0,4 oder weniger ist, wobei I_p die Peakintensität des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase, erhalten unter Verwendung von Cu-Kα-Röntgenstrahlen ist, und I_Fe diejenige von α-Fe ist.

Die vorliegende Erfindung liefert weiterhin ein Magnetmaterial, welches mit Hilfe eines Verfahren hergestellt worden ist, welches die Schritte umfaßt:
Schmelzen eines durch die zuvor angegebene allgemeine Formel dargestellten Rohmaterials:
rasches Abkühlen des geschmolzenen Rohmaterials unter Herstellung eines Materials, welches eine Hauptphase mit TbCu₇-Struktur umfaßt, und
Wärmebehandlung des abgeschreckten Materials bei einer Temperatur, welche so ausgewählt ist, daß sie eine Peakbreite von etwa 0,8° oder weniger in halber Höhe des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase, erhalten unter Verwendung von Cu-Kα-Röntgenstrahlen, bei einer Auflösung von 0,02° oder weniger liefert, und daß sie einen Wert von I_Fe/(I_p + I_Fe) von etwa 0,4 oder weniger liefert, wobei I_p die Peakintensität des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase, erhalten unter Verwendung von Cu-Kα- Röntgenstrahlen ist, und I_Fe diejenige von α-Fe ist.

Die vorliegende Erfindung liefert weiterhin ein Verfahren zum Herstellen eines Magnetmaterials, welches die Stufen umfaßt:
Schmelzen eines durch die zuvor angegebene allgemeine Formel dargestellten Rohmaterials:
Abschrecken des geschmolzenen Rohmaterials unter Herstellung eines Materials, welches eine Hauptphase mit TbCu₇-Struktur umfaßt; und
Wärmebehandeln des abgeschreckten Materials bei einer Temperatur, die so ausgewählt ist, daß sie eine Peakbreite von etwa 0,8° oder weniger in halber Höhe des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase, erhalten unter Verwendung von Cu-Kα-Röntgenstrahlen, bei einer Auflösung von 0,02° oder weniger liefert, und daß sie einen Wert von I_Fe/(I_p + I_Fe) von etwa 0,4 oder weniger liefert, wobei I_p die Peakintensität des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase, erhalten unter Verwendung von Cu-Kα- Röntgenstrahlen ist, und I_Fe diejenige von α-Fe ist.

Eine vollständigere Würdigung der Erfindung und vieler ihrer Begleitvorteile werden leicht erhalten, wenn diese besser unter Bezugnahme auf die nachfolgende detaillierte Beschreibung unter Beachtung in Verbindung mit den Begleitzeichnungen verstanden wird, wobei:

Fig. 1 eine graphische Darstellung ist, die ein Röntgendiagramm eines Magnetmaterials des Beispiels 1 gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt;

Fig. 2 eine graphische Darstellung ist, die ein Röntgendiagramm eines Magnetmaterials des Beispiels 1 gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt;

Fig. 3 eine graphische Darstellung ist, die ein Röntgendiagramm eines Magnetmaterials des Beispiels 1 gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt;

Fig. 4 eine graphische Darstellung ist, die ein Röntgendiagramm eines Magnetmaterials des Vergleichsbeispiels 1 darstellt;

Fig. 5 eine graphische Darstellung ist, die ein Röntgendiagramm eines Magnetmaterials des Beispiels 8 gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt; und

Fig. 6 eine graphische Darstellung ist, die ein Röntgendiagramm eines Magnetmaterials des Beispiels 8 darstellt.

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben die zuvor erwähnte Zersetzung der TbCu₇-Phase in α-Fe festgestellt und die Zersetzung untersucht. Als Ergebnis wurde festgestellt, daß die Peakbreite in halber Höhe des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der TbCu₇-Phase eng mit der Zersetzung verbunden ist. Wenn die Peakbreite bei einer Auflösung von 0,02° oder weniger etwa 0,8° oder weniger beträgt, bewirkt eine Wärmebehandlung mit hoher Temperatur keine Zersetzung.

Das Compositverhältnis des Magnetmaterials gemäß der vorliegenden Erfindung ist durch die allgemeine Formel:

R1_xR2_yA_zCo_uFe_100-x-y-z-u

dargestellt,
wobei R1 mindestens ein Element ausgewählt aus Seltenerden-Elementen ist, R2 mindestens ein Element aus der Gruppe aus Sc, Zr und Hf ist, A mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe aus C, N und P ist, x, y, z und u Atomprozente sind, welche definiert sind als 2 x, 4 x+y 20, 0 z 20, 0 u 70.

Darüber hinaus ist die Kristallstruktur einer Hauptphase TbCu₇-Struktur. Eine charakteristische Eigenschaft ist, daß die Peakbreite in halber Höhe des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase unter Verwendung von Cu-Kα- Röntgenstrahlen bei einer Auflösung von 0,02° oder weniger etwa 0,8° oder weniger ist.

Es wird die Rolle, die jedes der Komponentenelemente in dem durch die Formel dargestellten Magnetmaterial spielt, beschrieben, und die Grundlage für die Definition des Compositmengenverhältnisses der Komponentenelemente wird beschrieben.

Das Element R1 ist mindestens ein Element, ausgewählt aus Seltenerden-Elementen wie beispielsweise La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, Y oder einer Kombination aus diesen Elementen. Das Element R1 dient dazu, die Magnetanisotropie des magnetischen Materials zu verbessern, und es mit einer großen Koerzitivkraft zu versehen. Wenn der Gehalt des Elementes R1 zu gering ist, wird α-Fe in einem großen Ausmaß gebildet, und es kann keine große Koerzitivkraft erhalten werden. Deshalb beträgt der Gehalt des Elementes R1 vorzugsweise etwa 2 Atomprozente oder mehr. Wenn andererseits das Element R1 in überschüssiger Menge verteilt ist, ist die Sättigungsmagnetflußdichte unerwünschterweise vermindert. Deshalb beträgt der Gehalt des Elements R1 vorzugsweise etwa 16 Atomprozente oder weniger. Es ist besonders bevorzugt, daß die Summe aus Nd, Pr, Sm, Er, Dy und Tb mehr als etwa 50 Prozent des Elementes R1 besetzt, wodurch die Magnetanisotropie des magnetischen Materials weiterhin verbessert wird.

Das Element R2 ist mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe aus Sc, Zr und Hf. Das Element R2 kann die Konzentration des Fe und Co in der Hauptphase vergrößern, indem es einen Teil der Seltenerden-Elementstelle der Phase besetzt, wodurch der Durchschnittsatomradius der Seltenerden- Elementstelle vermindert wird. Es kann auch die Bildung der Hauptphase, welche typischerweise eine TbCu₇-Kristallstruktur aufweist, beschleunigen. Das Element R2 wird nicht notwendigerweise benötigt. Jedoch beträgt der Gehalt des Elementes R2 für die Beschleunigung der Bildung der Hauptphase vorzugsweise etwa 0,01 Atomprozent oder mehr. Wenn andererseits das Element R2 im Übermaß verteilt ist, ist die Sättigungsmagnetflußdichte vermindert. Deshalb beträgt der Gehalt des Elements R2 vorzugsweise etwa 18 Atomprozent oder weniger. Bevorzugter liegt der Gehalt des Elements R2 im Bereich von etwa 0,5 bis etwa 6 Atomprozent. Wenn Co frei ist, das bedeutet, u=0 ist, ist das Element R2 wichtig, weil das Element R2 die Herstellung von α-Fe blockieren kann, wodurch die Koerzitivkraft vergrößert wird.

Durch Festlegung der Gesamtmenge der Elemente R1 und R2 auf einen Bereich von etwa 4 bis etwa 20 Atomprozent ist es möglich, ein Magnetmaterial zu erhalten, welches sowohl ausgezeichnete Anisotropie wie auch hohe Koerzitivkraft besitzt. Bevorzugter liegt die Summe aus Element R1 und R2 in einem Bereich von etwa 6 bis etwa 16 Atomprozent.

Das Element A ist mindestens ein Element aus der Gruppe aus C, N und P. Das Element A ist hauptsächlich in den Zwischenraumpositionen der Kristallstruktur der Hauptphase, d. h. TbCu₇-Kristallstruktur, angeordnet, wobei das Kristallgitter im Vergleich zu dem Fall, bei dem das Element A nicht enthalten ist, ausgedehnt wird, und die Energiebandstruktur der Elektronen variiert wird. Als Ergebnis werden die Curie-Temperatur, Sättigungsmagnetflußdichte und Magnetanisotropie der Hauptphase verbessert. Das Element A wird nicht notwendigerweise benötigt. Jedoch beträgt der Gehalt des Elementes A im Hinblick auf das Erhalten der zuvor beschriebenen Wirkung vorzugsweise etwa 0,01 Atomprozent oder mehr. Wenn andererseits das Element A im Überschuß verteilt ist, ist es schwierig, die Hauptphase zu bilden. Deshalb beträgt der Gehalt des Elementes A vorzugsweise etwa 20 Atomprozent oder weniger. Bevorzugter beträgt der Gehalt des Elements A etwa 10 Atomprozent oder weniger. Ein Teil des Elements A wird möglicherweise durch H ersetzt.

Das Element Co(Kobalt) dient zur Vergrößerung des Gehalts an Co und Fe in der Hauptphase, wodurch die Sättigungsmagnetflußdichte des Magnetmaterials verbessert wird. Auch kann das Vorhandensein von Co die Stabilität der Hauptphase verbessern. Das Kobalt wird nicht notwendigerweise benötigt. Jedoch beträgt der Gehalt an Co für das Erhalten der zuvor genannten Wirkung vorzugsweise etwa 4 Atomprozent oder mehr. Bevorzugter beträgt er etwa 10 Atomprozent oder mehr. Wenn andererseits Co in überschüssiger Menge verteilt wird, wird die Sättigungsmagnetflußdichte vermindert. Der Gehalt an Co beträgt vorzugsweise etwa 70 Atomprozent oder weniger. Bevorzugter beträgt er etwa 50 Atomprozent oder weniger.

Das Element Fe (Eisen) ist ein Hauptelement der Zusammensetzung. Das Eisen trägt zu einer Erhöhung der Sättigungsmagnetflußdichte der Zusammensetzung bei. Der Gehalt an Fe ist vorzugsweise der größte der Elemente, die das Material bilden und beträgt vorzugsweise etwa 50 Atomprozent oder mehr der Gesamtmenge aus Fe und Co. Bevorzugter beträgt er etwa 70 Atomprozent oder mehr.

Ein Element M, welches mindestens ein Element aus der Gruppe aus Si, Ti, Cr, V, Mo, W, Mn, Ni, Ga und Al ist, kann teilweise die Elemente Fe ersetzen, so daß das Verhältnis der Hauptphase, d. h. TbCu₇-Phase, zu der Gesamtmagnetmasse vergrößert werden kann. Darüber hinaus kann die Konzentration des Elements Fe in der Hauptphase durch einen derartigen teilweisen Ersatz erhöht werden. Jedoch bewirkt ein Überschuß des Elementes M eine Verminderung der Sättigungsmagnetflußdichte. Deshalb beträgt die Menge des Ersatzes vorzugsweise etwa 20 Atomprozent des Gehaltes an Fe oder weniger. Die Wirkung des Elements M kann von etwa 0,01 Atomprozent an auftreten.

Die kombinierte Konzentration von Fe und Co beträgt vorzugsweise etwa 90 Atomprozent oder mehr in der Hauptphase, ausgenommen das Element A, wobei eine hohe Sättigungsmagnetflußdichte erhalten wird. Um diese Konzentration zu erhalten, beträgt die Gesamtmenge aus dem Element R2 und Co vorzugsweise etwa 0,01 Atomprozent oder mehr. Wenn das Element M teilweise Fe ersetzt, beträgt die Konzentration von Fe, Co und dem Element M vorzugsweise etwa 90 Atomprozent oder mehr, jedoch beträgt die Konzentration von Fe und Co bevorzugter etwa 90 Atomprozent oder mehr. Weil Fe in Bezug auf eine hohe Sättigungsmagnetflußdichte wirksam ist, ist die Menge von Fe in der Hauptphase vorzugsweise die größte von den die Hauptphase bildenden Elementen.

Das Magnetmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung ist hauptsächlich aus der Hauptphase, deren Kristallstruktur TbCu₇-Kristallstruktur ist, zusammengesetzt, und das Volumen der Hauptphase ist das größte in dem Material. Darüber hinaus kann das Magnetmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung andere Phasen wie beispielsweise α-Fe, Oxide oder Verunreinigungen umfassen. Die Hauptphase beherrscht die Sättigungsmagnetflußdichte. Deshalb ist das Volumen der Hauptphase vorzugsweise größer als etwa 50 Volumenprozent.

Die Gitterkonstanten a und c eines hexagonalen Kristalls stehen in Verbindung mit der Konzentration von Fe und Co in der Hauptphase. Besonders ist das Verhältnis c/a eng mit der Konzentration von Fe und Co in dem TbCu₇-Kristall verbunden. Wenn das Verhältnis c/a zunimmt, wird die Konzentration größer. Wenn bei dem TbCu₇-Kristall der Wert c/a mehr als etwa 0,85 beträgt, kann der Gehalt an Fe und Co in der Hauptphase mit TbCu₇-Kristallstruktur etwa 90 Atomprozent oder mehr werden.

Bei der vorliegenden Erfindung beträgt die Peakbreite in halber Höhe des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase unter Verwendung von Cu-Kα-Röntgenstrahlen etwa 0,8° oder weniger bei einer Winkelauflösung von 0,02° oder weniger. Dieses ist für eine Vermeidung der Zersetzung der Hauptphase nach einer Wärmebehandlung wichtig. Als Ergebnis der Untersuchung der Erfinder wird in Betracht gezogen, daß mechanische Beanspruchung in der Hauptphase die Zersetzung bewirken kann. Das Ausmaß der Beanspruchung (strain) steht in Verbindung zur Peakbreite in halber Höhe der Röntgenbeugung der Hauptphase.

Die Erfinder haben festgestellt, daß, wenn die Peakbreite etwa 0,8° oder weniger bei Verwendung von Cu-Kα- Röntgenstrahlen bei einem Auflösungswinkel von 0,02° ist, die Hauptphase mit TbCu₇-Kristallstruktur in dem Magnetmaterial selbst nach einer Wärmebehandlung schwer zu zersetzen ist. Deshalb kann die Zersetzungswahrscheinlichkeit der Hauptphase vermindert werden. Als Ergebnis kann die Menge von α-Fe in dem Magnetmaterial vermindert werden und der Ausbeutegrad wird hoch.

Folglich kann ein Permanentmagnet unter wirksamer Verwendung der Leistung des Magnetmaterials aus dem durch die allgemeine Formel:

R1_xR2_yA_zCo_uFe_100-x-y-z-u

dargestellten Magnetmaterial hergestellt werden, wobei R1 mindestens ein Element ausgewählt aus Seltenerden-Elementen ist, R2 mindestens ein Element ausgewählt aus der der Gruppe aus Sc, Zr und Hf ist, A mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe aus C, N und P ist, x, y, z und u Atomprozente sind, welche definiert sind als 2 x, 4 x+y 20, 0 z 20, 0 u 70,
wobei die Kristallstruktur der Hauptphase TbCu₇-Struktur ist, und die Peakbreite in halber Höhe des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase unter Verwendung von Cu-Kα- Röntgenstrahlen etwa 0,8° oder weniger bei einem hohen Ausbeutegrad beträgt. In anderen Worten ausgedrückt heißt das, daß das Magnetmaterial ein gutes Rohmaterial für einen Permanentmagneten sein kann.

Ein erfindungsgemäßes Magnetmaterial kann beispielsweise mit Hilfe des im nachfolgenden beschriebenen Verfahrens hergestellt werden.

In der ersten Stufe wird eine aus zuvor festgelegten Mengen der Elemente R1, R2, A, Co, Fe und M bestehende Mischung erforderlichenfalls mit Hilfe eines Lichtbogens oder mittels Hochfrequenzerhitzens unter Herstellung einer geschmolzenen Legierung geschmolzen. Anschließend wird die sich ergebende Schmelze auf eine mit hoher Geschwindigkeit rotierende einzelne Walze oder Doppelwalze aufgesprüht, wodurch die Schmelze rasch abgeschreckt wird. Das rasche Abkühlverfahren, welches bei der vorliegenden Erfindung verwendet werden kann, umfaßt beispielsweise auch ein Umlauftrockentellerverfahren, bei dem die Schmelze auf eine rotierende Scheibe für das rasche Abkühlen der Schmelze aufgesprüht wird, und ein Gaszerstäubungsverfahren, bei dem die Schmelze in ein Inertgas, wie beispielsweise He, für die rasche Abschreckung der Schmelze gesprüht wird. Es ist wünschenswert, daß das rasche Abschreckungsverfahren in einer Inertgasatmosphäre, wie beispielsweise Ar oder He oder unter Vakuum, durchgeführt wird, um zu verhindern, daß die Magneteigenschaften des sich ergebenden Magnetmaterials durch Oxidation, welche das rasche Abschreckungsverfahren begleitet, verschlechtert werden.

Es ist auch möglich, ein mechanisches Legierungsverfahren oder mechanisches Zerreibungsverfahren zu verwenden, wobei die Mischung der zuvor angegebenen Ausgangsmaterialien für die Legierungsbildung der Mischung mit mechanischer Energie versehen wird. Bei jedem dieser Verfahren wird die Mischung für die Legierungsbildung einer Festphasenreaktion ausgesetzt. Für die Durchführung der Festphasenreaktion wird die Mischung beispielsweise in eine Planetenkugelmühle, Rotationskugelmühle, Reibmühle, Schwingkugelmühle oder eine Kugelmühle vom Schraubentyp gebracht, um die Mischung mechanisch zu schleudern.

Darüber hinaus kann das Magnetmaterial auch hergestellt werden, indem das mit Hilfe des Lichtbogens oder Hochfrequenz-Erhitzens hergestellte geschmolzene Material gegossen wird.

Ein pulveriges Magnetmaterial wird erhalten, indem die mit Hilfe der zuvor beschriebenen Verfahren hergestellte Legierung beispielsweise in einer Kugelmühle, Braunmühle (brown mill) oder Preßmühle (stamp mill) pulverisiert wird. Übrigens ist die mit Hilfe des mechanischen Legierungsbildungsverfahrens oder des mechanischen Mahlverfahrens hergestellte Legierung schon pulverig, und somit kann der Pulverisierungsschritt in diesem Fall weggelassen werden.

Das pulverige Magnetmaterial weist im allgemeinen etwas Formänderung (strain) auf. Deshalb beträgt die Peakbreite in halber Höhe des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase unter Verwendung von Cu-Kα-Röntgenstrahlen im allgemeinen mehr als 0,8°. Für die Verminderung der Peakbreite ist es wirksam, das Material beispielsweise bei etwa 550°C oder weniger 1 Minute oder länger wärmezubehandeln. Wenn die Temperatur zu hoch ist, nimmt die Menge an α-Fe zu. Die Niedrigtemperaturwärmebehandlung kann die Peakbreite in halber Höhe vermindern, ohne die Menge von α-Fe in dem Magnetmaterial zu vergrößern.

Es kann jedoch beispielsweise bei Verwendung des raschen Abkühlungsverfahrens durch Kontrollieren der Abschreckungsgeschwindigkeit das Ausmaß an Verformung vermindert werden. Wenn die Peakbreite in halber Höhe bei abgeschrecktem Zustand weniger als 0,8° beträgt, kann die Wärmebehandlung weggelassen werden.

Ein Verfahren zum Herstellen eines Permanentmagneten aus dem mit Hilfe der zuvor beschriebenen Verfahren hergestellten Magnetmaterial wird jetzt erklärt.

Das pulverige Magnetmaterial wird heißgepreßt oder heiß­ isostatisch gepreßt (HIP), wobei ein Formkörper mit einer hohen Dichte erhalten wird, welcher als Permanentmagnet verwendet wird. Ein Magnetfeld kann an den Körper in der Preßstufe angelegt werden, wodurch die Kristallorientierungen des Permanentmagneten ausgerichtet werden.

Ein Permanentmagnet kann durch Sintern des pulverigen Magnetmaterials erhalten werden.

Ein Permanentmagnet kann erhalten werden, indem das pulverige Magnetmaterial mit Harz, wie beispielsweise Epoxyharz oder Nylon-System-Harz gemischt wird, anschließend die sich ergebende Mischung unter Bildung eines Bond-Magneten geformt wird. Falls ein wärmehärtendes Harz eines Epoxyharzes als Harz verwendet wird, wird eine Härtungsbehandlung bei 100 bis 200°C vorzugsweise nach Kompressionsformen durchgeführt. Falls ein thermoplastisches Harz eines Nylonharzes als Harz verwendet wird, ist es vorzuziehen, ein Spritzgießverfahren zu verwenden.

Ein Permanentmagnet kann erhalten werden, indem das pulverige Magnetmaterial mit Metall oder einer Legierung mit einem niedrigen Schmelzpunkt, vorzugsweise niedriger als derjenige des pulverigen Materials, gemischt wird und anschließend die sich ergebende Mischung unter Bildung eines Metall-Bond- Magneten geformt wird. Es ist möglich, als Metall Al, Pb, Sn, Zn, Mg oder dergleichen zu verwenden, und es ist möglich, als Legierung eine aus diesen Metallelementen zusammengesetzte Legierung zu verwenden.

Falls die Halbbreite des Hauptpeaks der TbCu₇-Phase 0,8° übersteigt, ist es vorzuziehen, den Wert der Halbbreite unter Verwendung einer Behandlung, wie beispielsweise der zuvor beschriebene Wärmebehandlung unterhalb von 550°C, zu vermindern.

Beim Herstellungsverfahren des pulverigen Magnetmaterials oder des Magneten wird eine Hitzebehandlung 0,1 bis 100 Stunden bei einer Temperatur von 300 bis 1000°C in einem Inertgas wie Ar, He oder Vakuum durchgeführt, wodurch die Koerzitivkraft beträchtlich verbessert wird.

Ein Beispiel für ein Verfahren zum Herstellen eines Magnetmaterials, welches N (Stickstoff) als Element A, definiert wie in der allgemeinen Formel, enthält, wird als nächstes beschrieben.

Das Magnetmaterialpulver wird in einer auf 0,001 bis 100 Atome gehaltenen Stickstoffgasatmosphäre 0,1 bis 100 Stunden bei einer Temperatur von 300 bis 800°C hitzebehandelt. Für die Atmosphäre der Wärmebehandlung ist es möglich, Stickstoffverbindungsgas, wie beispielsweise Ammoniak oder dergleichen, anstelle von Stickstoffgas zu verwenden. Es ist möglich, die Nitrierungsbehandlung vor der Wärmebehandlung durchzuführen, um die Koerzitivkraft zu verbessern. Es kann auch ein Gas, welches keinen Stickstoff enthält, für die Durchführung der Nitrierungsbehandlung zu dem Stickstoffgas oder Stickstoffverbindungsgas gegeben werden. Falls jedoch ein sauerstoffhaltiges Gas hinzugefügt wird, ist es wünschenswert, den Partialdruck des Sauerstoffgases auf ein Niveau zu setzen, welches 0,02 atm nicht übersteigt, um Oxidbildung während der Hitzebehandlung zu vermeiden. Die Oxidbildung führt zu einer Verschlechterung der Magneteigenschaften des sich ergebenden Magnetmaterials.

Es ist auch möglich, als Ausgangsmaterial eine Stickstoffverbindung, wie beispielsweise R1N (R1: Seltenerden-Elemente), in dem Verfahren zum Herstellen des pulverigen Magnetmaterials zu verwenden. In diesem Fall wird das Ausgangsmaterial der zuvor beschriebenen Feststoffphasenreaktion ausgesetzt, wodurch ermöglicht wird, daß das sich ergebende Material Stickstoffals Element A, welches in der allgemeinen Formel enthalten ist, umfaßt.

Die Wärmebehandlung wird, wie zuvor beschrieben, 0,1 bis 100 Stunden bei einer Temperatur von 300 bis 1000°C in einem Inertgas wie Ar, He oder Vakuum durchgeführt, wodurch die Koerzitivkraft beträchtlich verbessert wird. Die Behandlung kann jedoch nach dem Nitrierungsverfahren unterbleiben.

Fig. 1 zeigt ein typisches Röntgendiagramm eines Magnetmaterials gemäß der vorliegenden Erfindung mit einer TbCu₇-Phase als Hauptphase, welches unter Verwendung von Cu-Kα-Bestrahlung mit einer Winkelauflösung von 0,02° erhalten wurde.

Wie aus Fig. 1 ersichtlich ist, hat der Brechungswinkel 2R Peakniveaus, die in der Nähe von 30°, 37°, 42°, 45° und 48° zwischen 20° und 55° auftreten. Der bei 45° auftretende Peak kann der Röntgenstrahlbeugung durch α-Fe in dem Magnetmaterial zuzuschreiben sein. Alle verbleibenden Peaks werden mit Indizes in Bezug auf die TbCu₇-Kristallstruktur versehen. Die Indizes (h, k, l), wobei h, k, l ganze Zahlen in Fig. 1 sind, stellen die TbCu₇-Struktur mit Indizes dar. In Fig. 1 tritt der Hauptpeak der Hauptphase bei etwa 42°C auf, und der Hauptpeak des α-Fe tritt bei etwa 45° auf. Wie zuvor beschrieben, beträgt die Peakbreite in halber Höhe des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase bei Verwendung von Cu-Kα-Röntgenstrahlen etwa 0,8° oder weniger, und er kann mittels Niedrigtemperaturwärmebehandlung beispielsweise unterhalb von 550°C erhalten werden. Jedoch kann die Peakbreite in halber Höhe mittels Hochtemperatur- Wärmebehandlung beispielsweise oberhalb von 550°C erhalten werden, aber in einem derartigen Fall ist die Menge von α-Fe sehr groß. Deshalb ist die Niedrigtemperaturwärmebehandlung wirksam, wodurch die Peakbreite in halber Höhe vermindert wird, ohne daß die Menge von α-Fe oder α-(Fe,Co) vergrößert wird.

Die Menge von α-Fe ist vorzugsweise gering. Deshalb genügt das Verhältnis aus der Peakintensität zwischen der Hauptphase und α-Fe vorzugsweise einer Beziehung, wobei der Wert von I_Fe/(I_p + I_Fe) etwa 0,4 oder weniger ist, wobei I_p die Peakintensität des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase, welcher unter Verwendung von Cu-Kα- Röntgenstrahlen mit einem Auflösungswinkel von 0,02° erhalten wurde, ist, und I_Fe diejenige von α-Fe ist. Die Niedrigtemperaturwärmebehandlung kann ein magnetisches Material erzeugen, welches gleichzeitig einer Peakbreite in halber Höhe von 0,8° oder weniger und I_Fe/(I_m.p. + I_Fe) 0,4 genügt. Wenn das Material Co umfaßt, kann das durch Zersetzung der Hauptphase hergestellte α-Fe Co (Festlösung von α-(Fe, Co)) oder das Element M umfassen. Bei der vorliegenden Erfindung bedeutet α-Fe eine Phase, die α-Fe oder auch eine derartige Festlösung umfaßt.

Es werden jetzt Beispiele der vorliegenden Erfindung beschrieben.

Beispiel 1

Zuerst werden Rohmaterialien hoher Reinheit von Sm, Zr, Co und Fe auf Sm 8,0 Atom-%, Zr 1,2 Atom-%, Co 27,0 Atom-% und Rest, welcher im wesentlichen aus Fe hergestellt ist, eingestellt. Sie werden in einer Ar-Gasatmosphäre geschmolzen. Anschließend wird das geschmolzene Metall in Gießformen unter Bildung eines Gußblocks eingebracht. Danach wird der Gußblock geschmolzen und rasch abgekühlt und in dünne Streifen mit Hilfe eines raschen Flüssigkeits- Abkühlungsverfahrens gebildet, wobei das Verfahren Spritzen des geschmolzenen Materials auf eine Kupferrolle mit einem Durchmesser von 300 mm und Rotieren mit einer Rotationsgeschwindigkeit von 40 m/sek. in einer Ar- Gasatmosphäre umfaßt. Das Röntgendiagramm der sich ergebenden Streifen bei CuKα-Bestrahlung ist in Fig. 1 dargestellt.

In dem Röntgendiagramm der Fig. 1 werden die Indizes für die Elemente in der TbCu₇-Kristallstruktur mit Ausnahme von α- (Co, Fe) bezeichnet, wobei das Gitterkonstanten-Verhältnis (c/a) der Phase erhalten wird. Als Ergebnis beträgt der Wert von (c/a) 0,8726. Aufgrund dieses Wertes ergibt sich, daß die Gesamtmenge aus Fe und Co der TbCu₇-Phase 91,8 Atom-% beträgt. Tatsächlich beträgt die Gesamtmenge aus Fe und Co der TbCu₇-Phase, welche mit Hilfe einer TEM-Analyse gemessen wurde, 91,6 Atom-%.

Auch aus dem in Fig. 1 dargestellten Beugungsdiagramm ist ersichtlich, daß die Peakbreite in halber Höhe der Hauptbeugungsintensität von TbCu₇ 0,83° beträgt.

Anschließend werden die rasch abgekühlten Streifen einer einstündigen Hitzebehandlung bei 400°C ausgesetzt. Das Beugungsdiagramm der sich ergebenden Streifen bei einer CuKα-Bestrahlung ist in Fig. 2 dargestellt. Der aus dem Beugungsdiagramm bestimmte Wert (c/a) beträgt 0,8739.

Das Intensitätsverhältnis zwischen dem durch ° in Fig. 2 dargestellten α-Fe-Peak und dem durch Δ in Fig. 2 dargestellten Hauptpeak der TbCu₇-Phase ist nicht groß im Vergleich zu der Probe vor der Hitzebehandlung (Fig. 1) verändert.

Aus dem Beugungsdiagramm der Fig. 2 ist verständlich, daß die Peakbreite in halber Höhe des Hauptpeaks der TbCu₇-Phase 0,61° beträgt und im Vergleich zu der Probe vor der Hitzebehandlung verringert ist. Dieses gibt eine Schwächung der Verformungen bei den rasch abgekühlten Streifen durch die Hitzebehandlung wieder.

Anschließend wird die hitzebehandelte Probe weiterhin einer 15-minütigen Hitzebehandlung bei 700°C im Vakuum ausgesetzt und unter Erhalt des magnetischen Materialpulvers mit einem Durchschnittsteilchendurchmesser von 20 µm pulverisiert.

Danach wird das pulverige Material in einer Stickstoffatmosphäre von 20 atm 6 Stunden bei 400°C einer Nitrierungsbehandlung ausgesetzt, wobei ein pulveriges Magnetmaterial erhalten wird, welches etwas N enthält. Es wird festgestellt, daß das sich ergebende pulverige Magnetmaterial aus Sm 7,4 Atom-%, Zr 1,1 Atom-%, Co 25,0 Atom-%, N 8,0 Atom-% und Rest im wesentlichen Fe besteht.

Anschließend werden 2 Gew.-% Epoxyharz zu dem Magnetmaterialpulver gegeben und damit gemischt. Die Mischung wird kompressionsgeformt, woran sich eine 2,5-stündige Härtungsbehandlung des geformten Materials bei einer Temperatur von 150°C anschließt, wobei ein Bond-Magnet erhalten wird.

Die Magneteigenschaften des erhaltenen Bond-Magneten sind die Restmagnetflußdichte von 6,6 kG und die Magnetkoerzitivkraft von 9,8 kOe.

Auch das Röntgenbeugungsdiagramm der Probe nach der Nitrierung ist in Fig. 3 dargestellt. Im Vergleich zu den in den Fig. 1 und 2 dargestellten Röntgendiagrammen nimmt der Peak von α-Fe zu, aber das Intensitätsverhältnis zwischen dem durch ° in Fig. 3 dargestellten α-Fe-Peak und dem durch Δ in Fig. 3 dargestellten Hauptpeak der TbCu₇-Phase beträgt 35 : 65, das bedeutet, daß der Wert von I_Fe/(I_Fe + I_p) 0,35 beträgt.

Aufgrund des Röntgendiagrammes wird festgestellt, daß im wesentlichen keine andere Phase in dem Magnetmaterial vorhanden ist. Die Menge der Hauptphase beträgt mehr als 60 Vol-%.

Die in Übereinstimmung mit Beispiel 1 hergestellten rasch abgeschreckten dünnen Streifen werden 15 Minuten bei 700°C erhitzt, wobei eine Probe wie in dem Vergleichsbeispiel 1 erhalten wird. Die Probe wird mit Hilfe des Röntgenbeugungsverfahrens auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 analysiert. Das Röntgendiagramm ist in Fig. 4 dargestellt.

Durch Vergleich zwischen den Röntgendiagrammen in Fig. 4 und Fig. 3 ergibt sich, daß die α-Fe-Fällung in der Probe des Vergleichsbeispiels 1 groß ist, das bedeutet, daß eine große Zersetzung im Vergleich zur Probe des Beispiels 1 aufgetreten ist. In Fig. 4 beträgt das Intensitätsverhältnis zwischen dem durch ○ in Fig. 4 dargestellten α-Fe-Peak und dem durch Δ in Fig. 4 dargestellten Hauptpeak der TbCu₇-Phase 47 : 53, das bedeutet, daß der Wert von I_Fe/(I_Fe + I_p) 0,47 beträgt.

Weil der vor der Hitzebehandlung bei 700°C durchzuführende Schritt der Hitzebehandlung bei 400°C im Vergleichsbeispiel 1 weggelassen wird, nimmt die Fällung von α-Fe, welches eine Zersetzung der TbCu₇-Phase ist, im Vergleich zu der Probe mit dem in Fig. 3 dargestellten Röntgendiagramm zu. Weil nämlich der rasch abgekühlte Streifen mit einer großen Peakbreite des Hauptpeaks der TbCu₇-Phase bei 700°C ohne Behandlung im Hinblick auf eine Verminderung der Halbbreite erhitzt wird, wird eine große Zersetzung der TbCu₇-Phase verursacht.

Ein aus dem Streifen im Vergleichsbeispiel 1 mit Hilfe des gleichen Verfahrens wie in Beispiel 1 hergestellter Bond- Magnet besitzt eine Restmagnetflußdichte von 3,5 kG und eine Koerzitivkraft von 2,7 kOe.

Beispiele 2 bis 7

Nd, Pr, Sm, Co, Fe, Zr, Hf, Mo und Cr hoher Reinheit werden auf zuvor festgelegte Art eingestellt, und es werden sechs Arten rasch abgekühlter dünner Streifen auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 mit Ausnahme der Nitrierung hergestellt. Für jeden Streifen werden eine Zusammensetzungsanalyse, Pulverröntgenbeugung und TEM-Analyse durchgeführt.

Als Ergebnis haben die Streifen die in Tabelle 1 dargestellten Zusammensetzungen und das in Verbindung mit Fig. 1 beschriebene gleiche Röntgendiagramm.

Die Gesamtmenge von T* in der Hauptphase ist die in Tabelle 1 dargestellte, wobei T* Fe, Co und M-Element, welches einen Teil von Fe ersetzt, ist.

Die Peakbreite des Hauptpeaks der TbCu₇-Phase jedes rasch abgekühlten dünnen Streifens und die Peakbreite nach einstündiger Hitzebehandlung bei 400°C, welche mit Hilfe von Röntgenbeugung erhalten wurden, sind in Tabelle 1 dargestellt. Bei allen Beispielen wird nach der Hitzebehandlung bei 400°C das Vorhandensein von α-Fe festgestellt, jedoch ist das Intensitätsverhältnis der Röntgenbeugung I_Fe/(I_Fe + I_p) geringer als 0,4, und das Magnetmaterial ist im wesentlichen aus der Hauptphase und α-Fe zusammengesetzt.

Anschließend wird jeder rasch abgekühlte dünne Streifen einer 15-minütigen Hitzebehandlung bei 700°C ausgesetzt. Die Menge von α-Fe nimmt leicht zu, jedoch der Wert von I_Fe/(I_Fe + I_p) wird nicht mehr als 0,4. Danach werden die Streifen unter Herstellung von magnetischem Materialpulver mit einem Durchschnitts-Teilchendurchmesser von 60 µm pulverisiert. Anschließend werden 2 Gew.-% Epoxyharz zu dem magnetischen Materialpulver gegeben und damit gemischt. Die Mischung wird kompressionsgeformt, woran sich eine 2,5-stündige Härtungsbehandlung bei einer Temperatur von 150°C unter Erhalt eines Bond-Magneten anschließt. Jeder erhaltene Bond- Magnet wird im Hinblick auf Restmagnetflußdichte (Br) und Magnetkoerzitivkraft (iHc) bei Raumtemperatur untersucht. Das Ergebnis ist in Tabelle 1 dargestellt.

Tabelle 1

Ein Vergleichsbeispiel 2 wird mit der gleichen Zusammensetzung wie in den Beispielen 2 bis 6 ohne einstündige Hitzebehandlung bei 400°C durchgeführt. Jeder Wert aus I_Fe/(I_Fe + I_p) des Vergleichsbeispiels 2 beträgt mehr als 0,4, und jede Restmagnetflußdichte beträgt 4 kG oder weniger, und jede Magnetkoerzitivkraft beträgt 3 kOe oder weniger. Deshalb sind die Magneten des Vergleichsbeispiels 2 sehr viel minderwertiger als die Bond-Magneten in Übereinstimmung mit den Beispielen 2 bis 7 in Tabelle 1.

Aus Tabelle 1 ist verständlich, daß durch einstündige Hitzebehandlung bei 400°C der rasch abgekühlten Steifen die Peakbreite des Hauptpeaks der TbCu₇-Phase 0,8° oder weniger betragen kann.

Beispiel 8

Der rasch abgeschreckte dünne Streifen mit der gleichen Zusammensetzung wie derjenigen des Beispiels 1 wird auf gleiche Weise hergestellt, jedoch mit der Ausnahme, daß eine Kupferrolle mit einer Kreisumlaufgeschwindigkeit von 30 m/s als rasches Abkühlungsverfahren verwendet wird.

Fig. 5 zeigt das Röntgendiagramm des sich ergebenden dünnen Streifens bei Verwendung von CuKα-Bestrahlung. In dem Röntgendiagramm bezeichnen die Indizes die Elemente in der TbCu₇-Kristallstruktur mit Ausnahme von α-(Fe, Co). Der Wert von (c/a) beträgt 0,8697, woraus hervorgeht, daß die Gesamtmenge aus Fe und Co der TbCu₇-Phase 91,6 Atom-% beträgt. Tatsächlich beträgt die Gesamtmenge aus Fe und Co der TbCu₇-Phase 91,5 Atom-% gemäß TEM-Analyse.

Weiterhin beträgt die Peakbreite der Hauptbeugungsintensität der TbCu₇-Phase 0,520. Dieser Wert ist gering genug im Vergleich zum Beispiel 1 (0,830), bei dem eine Kreisumlaufgeschwindigkeit von 40 m/s verwendet wurde. Es ist nämlich möglich, die Verformung in dem Streifen durch Verminderung der Kreisumlaufgeschwindigkeit der Kupferrolle zu unterdrücken.

Anschließend wird die Probe des rasch abgekühlten Streifens weiterhin einer 15-minütigen Hitzebehandlung bei 700°C im Vakuum ausgesetzt und pulverisiert und 6 Stunden einer Nitrierungsbehandlung in einer Stickstoffatmosphäre von 20 atm bei 400°C ausgesetzt, wobei das magnetische Materialpulver wie in Beispiel 1 erhalten wird. Die sich ergebende Zusammensetzung des Pulvers beträgt Sm 7,5 Atom-%, Zr 1,1 Atom-%, Co 25,0 Atom-%, N 7,4 Atom-% und Rest Fe. Ein Bond-Magnet wird unter Verwendung des Pulvers auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt.

Die magnetischen Eigenschaften des sich ergebenden Bond- Magneten sind eine Restmagnetflußdichte von 6,3 kG und eine Magnetkoerzitivkraft von 9,2 kOe. Die Peakbreite beträgt weniger als 0,80, wie in Fig. 6 dargestellt, und der Wert von I_Fe/(I_Fe + I_p) beträgt weniger als 0,4.

Beispiele 9 bis 17

Nd, Pr, Sm, Co, Fe, Zr, Ti, V und Mo hoher Reinheit werden auf zuvor festgelegte Weise eingestellt, und es werden neun Arten rasch abgekühlter Streifen mit Hilfe des gleichen Verfahrens wie in Bespiel 1 hergestellt. Anschließend wird jede Probe der Streifen 4 Stunden einer Hitzebehandlung bei 400°C ausgesetzt und weiterhin 15 Minuten bei 700°C einer Hitzebehandlung im Vakuum ausgesetzt und anschließend pulverisiert, wobei das magnetische Materialpulver mit einem Durchschnitts-Teilchendurchmesser von 20 µm erhalten wird. Danach wird das Pulver 4 Stunden einer Nitrierungsbehandlung bei 460°C in einer auf 1 bis 100 atm gehaltenen Stickstoffgasatmosphäre ausgesetzt.

Jedes erhaltene magnetische Materialpulver hat die in der nachfolgenden Tabelle 2 dargestellte Zusammensetzung, und die Gesamtmenge an T* in der Hauptphase ist in Tabelle 2 aufgeführt. Jedes Röntgendiagramm entspricht demjenigen in Fig. 3 dargestellten. Jede Peakbreite beträgt weniger als 0,8°, und I_Fe/(I_Fe + I_p) beträgt weniger als 0,4.

Danach werden Bond-Magneten mit Hilfe des gleichen Verfahrens wie in Beispiel 1 hergestellt. Die magnetischen Eigenschaften jedes Bond-Magneten bei Raumtemperatur sind in Tabelle 2 dargestellt. Nach dem Härten beträgt die Peakbreite weniger als 0,8°, und I_Fe/(I_Fe + I_p) ist weniger als 0,4.

Tabelle 2

Beispiel 18 und Vergleichsbeispiel 3

Es werden 20 Bond-Magneten auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt. Als Ergebnis haben 18 der 20 Magneten Magneteigenschaften einer Restmagnetflußdichte von 5,0 kG oder mehr und einer Magnetkoerzitivkraft von 6,0 kOe oder mehr.

Es werden auch 20 Bond-Magneten auf die gleiche Weise wie im Vergleichsbeispiel 1 hergestellt. Als Ergebnis besitzt nur ein Magnet die Eigenschaften von 6,1 kG und 8,6 kOe, und die anderen Magneten haben Eigenschaften von weniger als 5,0 kG und weniger als 6,0 kOe. Deshalb kann bei der vorliegenden Erfindung ein Magnet mit ausgezeichneten Magneteigenschaften in einem hohen Ausbeutegrad hergestellt werden.

Wie zuvor beschrieben, ist es bei der vorliegenden Erfindung möglich, ein hartes Magnetmaterial zur Verfügung zu stellen, welches ausgezeichnete Magnetanisotropie und eine hohe Sättigungsmagnetflußdichte bei einer ausgezeichneten Wärmestabilität aufweist, wodurch die Ausbeute bei der Produktion vergrößert wird. Dieses Material kann nützlicherweise als Ausgangsmaterial von Permanentmagneten verwendet werden.

Verschiedene Einzelheiten der Erfindung können geändert werden, ohne daß vom Charakter oder Umfang abgewichen wird. Darüber hinaus wird die vorangegangene Beschreibung der Ausführungsformen gemäß der vorliegenden Erfindung nur zum Zwecke der Veranschaulichung geliefert und nicht, um die durch die angefügten Ansprüche und ihre Äquivalente definierte Erfindung einzuschränken.

Claims (15)

1. Magnetisches Material, welches durch die Formel: R1_xR2_yA_zCo_uFe_100-x-y-z-udargestellt ist,
wobei R1 mindestens ein Element ausgewählt aus Seltenerden-Elementen ist, R2 mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe aus Sc, Zr und Hf ist, A mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe aus C, N und P ist, x, y, z und u Atomprozente sind, welche definiert sind als 2 x, 4 x+y 20, 0 z 20, 0 u 70,
wobei die Kristallstruktur der Hauptphase TbCu₇-Struktur ist, und die Peakbreite in halber Höhe des Hauptpeaks des Röntgendiagramms der Hauptphase bei Verwendung von Cu-Kα- Röntgenstrahlen bei einer Auflösung von 0,02° oder weniger etwa 0,8° oder weniger ist.

2. Magnetisches Material nach Anspruch 1, wobei die Fe-Menge die größte von den das Material bildenden Elementen ist.

3. Magnetisches Material nach Anspruch 1, wobei die Menge der Hauptphase mehr als 50 Vol.-% des Materials beträgt.

4. Magnetisches Material nach Anspruch 1, wobei ein aus der Gruppe aus Si, Ti, Cr, V, Mo, W, Mn, Ni, Ga und Al ausgewähltes Element M einen Teil von Fe ersetzt.

5. Magnetisches Material nach Anspruch 1, wobei eine kombinierte Konzentration von Fe und Co in der Hauptphase, ausgenommen Element A, etwa 90 Atom-% oder mehr beträgt.

6. Magnetisches Material nach Anspruch 1, wobei der Wert von I_Fe/(I_Fe + I_p) etwa 0,4 oder weniger beträgt, wobei I_p die Peakintensität des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase, erhalten unter Verwendung von Cu-Kα- Röntgenstrahlen, ist, und I_Fe diejenige von α-Fe ist.

7. Permanentmagnet, umfassend ein magnetisches Material, welches durch R1_xR2_yA_zCo_uFe_100-x-y-z-udargestellt ist,
wobei R1 mindestens ein Element ausgewählt aus Seltenerden-Elementen ist, R2 mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe aus Sc, Zr und Hf ist, A mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe aus C, N und P ist, x, y, z und u Atomprozente sind, welche definiert sind als 2 x, 4 x+y 20, 0 z 20, 0 u 70,
wobei das Material eine Hauptphase mit TbCu₇-Struktur und α-Fe umfaßt, die Peakbreite in halber Höhe des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase, erhalten unter Verwendung von Cu-Kα-Röntgenstrahlen, bei einer Auflösung von 0,02 oder weniger etwa 0,8° oder weniger beträgt, und das Verhältnis der Peakintensität zwischen der Hauptphase und α-Fe einer Beziehung genügt, wobei der Wert von I_Fe/(I_p + I_Fe) etwa 0,4 oder weniger ist, wobei I_p die Peakintensität des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase, erhalten unter Verwendung von Cu-Kα-Röntgenstrahlen, ist, und I_Fe diejenige von α-Fe ist.

8. Permanentmagnet nach Anspruch 7, welcher zusätzlich ein Bindungsmaterial umfaßt, welches die aus dem Magnetmaterial zusammengesetzten Teilchen unter Herstellung eines Bond-Magneten bindet.

9. Permanentmagnet nach Anspruch 8, wobei das Bindungsmaterial Harz ist.

10. Magnetisches Material, welches mit Hilfe eines Verfahrens hergestellt ist, welches die Stufen umfaßt:
Schmelzen eines Rohmaterials mit einem Komponentenverhältnis, welches dargestellt ist durch: R1_xR2_yA_zCo_uFe_100-x-y-z-uwobei R1 mindestens ein Element ausgewählt aus Seltenerden-Elementen ist, R2 mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe aus Sc, Zr und Hf ist, A mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe aus C, N und P ist, x, y, z und u Atomprozente sind, welche definiert sind als 2 x, 4 x+y 20, 0 z 20, 0 u 70,
rasches Abkühlen des geschmolzenen Rohmaterials unter Erhalt eines Materials, welches eine Hauptphase mit TbCu₇- Kristallstruktur umfaßt, und
Hitzebehandeln des rasch abgekühlten Materials bei einer Temperatur, welche so gewählt ist, daß sie eine Peakbreite von etwa 0,8° oder weniger in halber Höhe des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase, erhalten unter Verwendung von Cu-Kα-Röntgenstrahlen, bei einer Auflösung von 0,02° oder weniger liefert, und daß sie einen Wert von I_Fe/(I_p + I_Fe) von etwa 0,4 oder weniger liefert, wobei I_p die Peakintensität des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase, erhalten unter Verwendung von Cu-Kα- Röntgenstrahlen ist, und I_Fe diejenige von α-Fe ist.

11. Magnetisches Material nach Anspruch 10, wobei das Verfahren weiterhin eine Nitrierungsstufe für die Nitrierung des magnetischen Materials umfaßt.

12. Magnetisches Material nach Anspruch 10, wobei die ausgewählte Temperatur im Bereich von etwa 300°C bis etwa 1000°C liegt.

13. Verfahren zum Herstellen eines magnetischen Materials, umfassend die Stufen:
Schmelzen eines Rohmaterials mit einem Komponentenverhältnis, welches dargestellt ist durch: R1_xR2_yA_zCo_uFe_100-x-y-z-uwobei R1 mindestens ein Element ausgewählt aus Seltenerden-Elementen ist, R2 mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe aus Sc, Zr und Hf ist, A mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe aus C, N und P ist, x, y, z und u Atomprozente sind, welche definiert sind als 2 x, 4 x+y 20, 0 z 20, 0 u 70;
rasches Abkühlen des geschmolzenen Rohmaterials unter Erhalt eines Materials, welches eine Hauptphase mit TbCu₇- Kristallstruktur umfaßt, und
Hitzebehandeln des rasch abgekühlten Materials bei einer Temperatur, welche so ausgewählt ist, daß sie eine Peakbreite von etwa 0,8° oder weniger in halber Höhe des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase, erhalten unter Verwendung von Cu-Kα-Röntgenstrahlen, bei einer Auflösung von 0,02° oder weniger liefert, und daß sie einen Wert von I_Fe/(I_p + I_Fe) von etwa 0,4 oder weniger liefert, wobei I_p die Peakintensität des Hauptpeaks der Röntgenbeugung der Hauptphase, erhalten unter Verwendung von Cu-Kα- Röntgenstrahlen ist, und I_Fe diejenige von α-Fe ist.

14. Magnetisches Material nach Anspruch 13, wobei das Verfahren weiterhin eine Nitrierungsstufe für die Nitrierung des magnetischen Materials umfaßt.

15. Magnetisches Material nach Anspruch 13, wobei die ausgewählte Temperatur im Bereich von etwa 300°C bis etwa 1000°C liegt.