DE69220876T2

DE69220876T2 - Magnetisches Material

Info

Publication number: DE69220876T2
Application number: DE69220876T
Authority: DE
Inventors: Takahiro Hirai; Hideo Nagai; Masashi Sahashi; Shinya Sakurada; Akihiko Tsutai; Tsutomu Yamashita
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1991-10-16
Filing date: 1992-10-16
Publication date: 1997-12-18
Anticipated expiration: 2012-10-17
Also published as: EP0538058A1; EP0538058B1; DE69220876D1; US5482573A

Description

Diese Erfindung betrifft ein magnetisches Material und insbesondere ein als Permanentmagnet, Bondmagnet oder anderer Werkstoff geeignetes magnetisches Material.
Als Hochleistungs-Seltenerdpermanentmagnete sind bisher Magnete mit dem Sm-Co-System und dem Nd-Fe-B-System bekannt. Ihre Großproduktion wird zur Zeit vorangetrieben. Diese Magnete enthalten Fe und Co in hohen Konzentrationen und tragen zu einer Steigerung der Höhe der Sättigungsmagnetisierung (Bs) bei. Diese Magnete enthalten ferner Seltenerdelemente, wie Nd und Sm. Die Seltenerdelemente bringen eine vom Verhalten der 4f-Elektronen im Kristallfeld herrührende sehr große magnetische Anisotropie mit sich. Infolgedessen wird die Koerzitivkraft (ihc) erhöht und ein Hochleistungsmagnet realisiert. Derartige Hochleistungsmagnete werden hauptsächlich in elektrischen Anwendungen, wie Lautsprechern, Motoren und Instrumenten, verwendet.
In jüngster Zeit entstand andererseits ein großer Bedarf nach miniaturisierten elektronischen Anwendungen und es waren Anstrengungen zur Bereitstellung von Permanentmagneten noch höherer Leistungsfähigkeit, die durch eine Erhöhung des maximalen Energieprodukts [(BH)max] des Permanentmagneten realisiert werden kann, erforderlich.
JP-A-1-87745 beschreibt ein permanentmagnetisches Material, das sich durch die allgemeine Formel: R(T1-yMy)z mit R gleich einem Y umfassenden Seltenerdmetall, T gleich Co oder Co+Fe, M gleich mindestens einem Element, ausgewählt aus der Gruppe Ti, Zr und Hf, in welcher die folgenden Zusammensetzungsbereiche zutreffen: 0,001≤y≤0,05 und
5≤z≤6,
darstellen läßt.
JP-A-62-136550 beschreibt ein permanentmagnetisches Material, das sich durch die folgende Formel: R1-α-β-γFeαXβNγ mit R gleich einer oder mehreren Sorten an Seltenerdelementen, Fe gleich Eisen, X gleich einer oder mehreren Atomarten, ausgewählt aus der Gruppe B, C, Si und P, und N gleich Stickstoff, bei welcher die folgenden Beziehungen zutreffen:
0,60≤α≤0,85,
0< β< 0,15 und
0,0005≤γ≤0,01,
darstellen läßt.
EP-A-0369097 beschreibt magnetische Materialien der Formel RαFe(100-α-β-γ)NβHγ (I)
oder
RαFe(100-α-β-γ-δ)NβHγMδ (II)
worin bedeuten:
R mindestens ein Seltenerdelement einschließlich Y,
M mindestens einen Zusatzstoff, ausgewählt aus der Gruppe Sn, Ga, In, Bi, Pb, Zn, Al, Zr, Cu, Mo, Ti, Si, MgO, Al&sub2;O&sub3;, Sm&sub2;O&sub3;, AlF&sub3;, ZnF&sub2;, SiC, TiC, AlN und Si&sub3;N&sub2;,
α 5 bis 20 Atom-%,
β 5 bis 30 Atom-%,
γ 0,01 bis 10 Atom-% und
δ 0,1 bis 40 Atom-%
betragen, gesinterte Magnete und Bondmagnete aus den magnetischen Materialien.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines Hochleistungsmagnetmaterials mit einem verbesserten maximalen Energieprodukt.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines magnetischen Materials mit einer verbesserten Curietemperatur in der Hauptphase sowie einem verbesserten maximalen Energieprodukt.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung untersuchten ein magnetisches Material, das sich durch die allgemeine Formel
R1xR2yM100-x-y (I),
worin R1 für mindestens ein Element, das unter den Seltenerdelementen ausgewählt ist, R2 für mindestens ein Element, das aus der Gruppe Mg, Sc, Zr, Cd, In, Sn, Sb, Hf, Hg, Tl, Pa und Pu ausgewählt ist, A für mindestens ein Element, das aus H, C, N und P ausgewählt ist, M für mindestens ein Element, das aus Fe und Co ausgewählt ist, steht und x, y und z Atom-% bedeuten, die individuell wie folgt definiert sind: x≥2, y> 0,01 und 4≤x+y≤20, ausdrücken läßt, wobei die Hauptphase des Materials eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur besitzt und M 90 Atom-% oder mehr aller Elemente in der Hauptphase ausmacht.
Die hier als Hauptphase bezeichnete Phase gibt die Phase an, die in dem Kristall und den amorphen Phasen der Verbindung das größte Volumen einnimmt.
In Fig. 1 der beigefügten Zeichnungen ist zur Erläuterung ein typisches Röntgenbeugungsmuster eines derartigen magnetischen Materials, das unter Verwendung von Cu-Ka-Röntgenstrahlen erhalten wurde, angegeben. Aus Fig. 1 ist ersichtlich, daß der Beugungswinkel 20 bei einer Aufnahme zwischen 20º und 55º in etwa bei 30º, 37º, 43º, 45º und 49º auftretende Peakerhebungen aufweist. Der bei 45º auftretende Peak kann der Reflexion von Röntgenstrahlen durch α-Fe (oder α- Fe, Co), das im magnetischen Material vorhanden ist, zugeordnet werden. Alle übrigen Peaks lassen sich im Hinblick auf die TbCu&sub7;-Kristallstruktur indizieren. Sie können nach ihrem Auftreten bei Beugungswinkeln in absteigender Reihenfolge als Peak der (101)-Ebene, Peak der (110)-Ebene, Kombinationspeak der (200)-, (111)- und (002)-Ebene und Peak der (201)-Ebene, angesehen werden.
Nun sollen die Rolle, die die einzelnen Komponentenelemente in dem durch die allgemeine Formel (I) ausgedrückten magnetischen Material spielen, und die Basis der Festlegung des Zusammensetzungsverhältnisses der einzelnen Elemente beschrieben werden.

(1) Element R1

Das unter den Seltenerdelementen ausgewählte Element R1 kann La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, Y oder eine Kombination dieser Elemente sein. Das Element R1 dient zu einer bemerkenswerten Verbesserung der magnetischen Anisotropie des magnetischen Materials und zur Ausstattung mit einer großen Koerzitivkraft.
Beträgt der Gehalt des Elements R1 weniger als 2 Atom-%, wird α-Fe in großem Ausmaß gebildet und es läßt sich keine große Koerzitivkraft erzielen. Weist das Element R1 andererseits eine große Überschußmenge auf, verringert sich der Sättigungswert der magnetischen Flußdichte extrem. Der Gehalt an dem Element R1 liegt vorzugsweise im Bereich von 2 bis 16 Atom-%. Besonders bevorzugt beträgt die Summe von Sm, Er, Tm und Yb mehr als 50% des Elements R1, wodurch die magnetische Anisotropie des magnetischen Materials weiter verbessert wird.

(2) Element R2

Das Element R2 ist ein Element mit einem Atomradius im Bereich von 0,156 bis 0,174 nm. Das Element R2 kann die Konzentration von M in der Hauptphase durch Besetzen eines Teils der Seltenerdpositionen des Elements R1, wobei der mittlere Atomradius der Seltenerdposition verringert wird, erhöhen. Es kann ferner die Bildung der Hauptphase, die typischerweise eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur aufweist, beschleunigen.
Im folgenden wird erläutert, warum der Atomradius des Elements R2 im genannten Bereich liegt. Von den Seltenerdelementen weist Lu den kleinsten Atomradius, d.h. 0,174 nm, auf. Weist daher das Element R2 einen Atomradius von über 0,174 nm auf, kann der Atomradius der Seltenerdposition nicht verringert und die Konzentration von M in der Hauptphase nur unter Schwierigkeiten erhöht werden. Weist andererseits das Element R2 einen Atomradius von unter 0,156 nm auf, treten Veränderungen auf der Fe-Position mit größerer Wahrscheinlichkeit auf.
Beträgt der Gehalt an dem Element R2 weniger als 0,01 Atom- %, wird α-Fe in einem großen Ausmaß gebildet und es läßt sich keine starke Koerzitivkraft erzielen. Bei einem Vorhandensein des Elements R1 in einer überschüssigen Menge verringert sich andererseits das relative Volumen des Elements M, wobei die Sättigungsmagnetflußdichte beträchtlich verringert wird. Der Gehalt an dem Element R2 liegt vorzugsweise in einem Bereich von 0,5 bis 6 Atom-%.
Bei Festlegung der Gesamtmenge der Elemente R1 und R2 auf einem Bereich von 4 bis 20 Atom-%, kann man ein sowohl ausgezeichnete Anisotropie als auch hohe Koerzitivkraft aufweisendes magnetisches Material erhalten. Vorzugsweise liegt die Summe der Elemente R1 und R2 innerhalb eines Bereichs von 6 bis 16 Atom-%.

(3) Element M

Das Element M ist Fe oder Co oder deren Kombination. Dieses Element M spielt bei der Steigerung der Sättigungsmagnetflußdichte des magnetischen Materials eine Rolle. Die Wirkung des Elements M wird bei einer Zugabe in Höhe von 70 Atom-% oder darüber beachtlich. Das Element M enthält Fe zweckmäßigerweise zu 50% oder darüber und vorzugsweise zu 65% oder darüber.
Das Element M kann teilweise durch ein Element T (wobei T mindestens ein Element, ausgewählt aus Ti, Cr, V, Mo, W, Mn, Ni, Ga, Al, Nb und Ta, ist) ersetzt werden, so daß das Verhältnis der Hauptphase, die typischerweise eine Phase mit TbCu&sub7;-Kristallstruktur ist, zur gesamten magnetischen Verbindung erhöht werden kann. Darüber hinaus läßt sich die Konzentration des Elements M in der Hauptphase durch partiellen Ersatz des Elements M durch das Element T erhöhen. Wird jedoch der größte Teil des Elements M durch das Element T ersetzt, verringert sich die Sättigungsmagnetflußdichte. Eine Besetzung des Elements T in einer Menge von 20% oder weniger im Element M ist daher bevorzugt.
Ein durch die genannte allgemeine Formel (I) ausgedrücktes magnetisches Material kann Verunreinigungen, wie Oxide, die magnetische Materialien unvermeidlich schädigen können, enthalten.
Die Konzentration des Elements M in der Hauptphase ist wie bereits geschildert definiert, da bei einer Konzentration von unter 90 Atom-% für das magnetische Material keine genügend hohe Sättigungsmagnetflußdichte erreicht werden kann.
Ein durch die genannte allgemeine Formel (I) ausgedrücktes magnetisches Material kann nach einem der im folgenden angegebenen Verfahren (1) bis (5) hergestellt werden.
(1) Eine pulverförmige Legierung wird unter Verwendung spezifizierter Mengen der Elemente R1, R2 und M und gegebenenfalls Zugabe des Elements T zum partiellen Ersatz des Elements M hergestellt und anschließend durch Lichtbogenschmel{ zen oder Hochfrequenzschmelzen in eine Legierungsschmelzmasse umgewandelt. Danach wird nach einem Ein- oder Zweiwalzenverfahren, bei dem die Schmelzmasse in eine zum schnellen Abkühlen mit hoher Rotationsgeschwindigkeit drehende Einzeloder Doppelwalze injiziert wird, ein magnetisches Material hergestellt.
(2) Ein magnetisches Material wird nach einem Drehtellerverfahren, bei dem eine gemäß (1) hergestellte Legierungsheißschmelzmasse zur raschen Abkühlung auf einen Drehteller injiziert wird, hergestellt.
(3) Ein magnetisches Material wird durch ein Gasatomisierungsverfahren, bei dem eine gemäß (1) hergestellte Legierungsschmelzmasse zum raschen Abkühlen in ein inertes Gas, wie He, injiziert wird, hergestellt.
(4) Ein magnetisches Material wird durch Gießen einer gemäß (1) hergestellten Legierungsschmelzmasse in eine Gießform hergestellt.
(5) Ein magnetisches Material wird entweder durch ein mechanisches Legierungsverfahren oder ein mechanisches Mahlverfahren, bei dem ein unter Verwendung spezifizierter Mengen der Elemente R1, R2 und M und gegebenenfalls der Zugabe des Elements T zum partiellen Ersatz des Elements M hergestelltes pulverisiertes Gemisch mit mechanischer Energie zur Umwandlung in eine Legierung behandelt wird, hergestellt. Bei allen diesen Verfahren wird das Gemisch der Komponentenelemente durch Festkörperreaktion in eine Legierung umgewandelt. Verwendbare Verfahren zur Induzierung einer Festkörperreaktion umfassen die Verfahren der Anwendung mechanischer Belastungen auf das in einer Planetenkugelmühle, Drehkugelmühle, einem Attritor, einer Vibrationskugelmühle, einer Schneckenkugelmühle oder dgl. befindliche pulverisierte Gemisch.
In den genannten Verfahren (1), (2) und (4) wird das rasche Abkühlen der Legierungsheißschmelze vorzugsweise in einer Atmosphäre aus einem inerten Gas, wie Ar oder He, durchgeführt, da das magnetische Material beim raschen Abkühlen der Legierungsschmelzmasse gegen einen möglichen Abbau der magnetischen Eigenschaften aufgrund der Oxidation des Materials geschützt ist.
Im genannten Verfahren (5) wird mit dem Pulvergemisch vorzugsweise eine Festkörperreaktion in einer Atmosphäre aus einem Inertgas, wie Ar oder He, aus dem gleichen genannten Grund durchgeführt.
Bei Bedarf kann das nach einem der genannten Verfahren (1) bis (5) erhaltene Material bei 300 bis 1000ºC 0,1 bis 50 h lang entweder in einer Inertgasatmosphäre, z.B. Ar oder He, oder in Vakuum wärmebehandelt werden. Bei einer derartigen Wärmebehandlung läßt sich das Verhältnis der Hauptphase zur Gesamtmenge des hergestellten magnetischen Materials steigern.
Das nach einem der Verfahren (1) bis (4) erhaltene magnetische Material kann mittels einer Kugelmühle, einer Schrotmühle, einer Pochmühle oder dgl. zerkleinert und gemahlen werden. Das entweder durch ein mechanisches Legierungsverfahren oder ein mechanisches Mahlverfahren nach dem Verfahren (5) hergestellte magnetische Material liegt in einem pulverisierten Zustand vor und erfordert daher keine zusätzliche Zerkleinerungsstufe.
Als nächstes werden einige Verfahren zur Herstellung eines Permanent- oder Bondmagneten aus einem erfindungsgemäßen pulverisierten magnetischen Material beschrieben.
(a) Ein Permanentmagnet wird aus dem pulverisierten magnetischen Material durch Ausbilden eines einheitlichen hochdichten Körpers (aus komprimiertem Pulver) des magnetischen Materials durch Heißpressen oder Heißimmersionspressen (HIP) hergestellt. Hierbei kann durch Anlegen eines Magnetfeldes an den geformten Körper zur Ausrichtung der Kristallorientierung ein Permanentmagnet mit einer hohen magnetischen Flußdichte erhalten werden. Darüber hinaus kann der Permanentmagnet durch Durchführen eines plastischen Verformungsverfahrens an dem geformten Körper unter hohem Druck bei 300 bis 700ºC nach dem Heißpressen oder HIP entlang der Achse der leichten Magnetisierung magnetisch orientiert werden.
(b) Ein Permanentmagnet wird aus dem pulverisierten magnetischen Material durch Sintern des letzteren hergestellt.
(c) Ein Bondmagnet wird aus dem pulverisierten magnetischen Material durch Mischen mit einem Harz, z.B. einem Epoxyharz und Nylon, und danach Ausbilden eines Magnetkörpers aus dem Gemisch durch Komprimieren hergestellt. Bei Verwendung eines wärmehärtbaren Epoxyharzes wird der durch Kompression geformte Körper bevorzugt bei einer Temperatur von 100 bis 200ºC nach der Druckformung gehärtet. Bei Verwendung eines nylonartigen thermoplastischen Harzes wird vorzugsweise ein Spritzgußverfahren angewendet. Spritzgußformung ist ebenfalls möglich.
(d) Ein metallischer Bondmagnet wird aus dem pulverisierten magnetischen Material durch Mischen mit einem niedrigschmelzenden Metall oder einer niedrigschmelzenden Legierung und anschließendes Ausbilden eines Magnetkörpers aus dem Gemisch durch Formen hergestellt. Das niedrigschmelzende Metall kann aus Al, Pb, Sn, Zn und Mg ausgewählt werden und es kann eine Legierung aus beliebigen dieser Metalle für die niedrigschmelzende Le-gierung verwendet werden.
Gemäß einer erfindungsgemäßen Ausführungsform wird ein magnetisches Material der allgemeinen Formel:
R1xR2yAzM100-x-y-z (II)
worin R1 für mindestens ein Element, das unter den Seltenerdelementen ausgewählt ist, R2 für mindestens ein Element, das aus der Gruppe Mg, Sc, Zr, Cd, In, Sn, Sb, Hf, Hg, Tl, Pa und Pu ausgewählt ist, A für mindestens ein unter H, C, N und P ausgewähltes Element, M für mindestens ein aus Fe und Co ausgewähltes Element steht und x, y und z Atom-% bedeuten, die individuell wie folgt definiert sind: x≥2, y≥0,01, 4≤x+y≤20 und 0≤z≤20 wobei die Hauptphase des Materials eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur besitzt und M 90 Atom-% oder mehr aller Elemente ausgenommen A in der Hauptphase ausmacht, bereitgestellt.
Der Ausdruck "Atomradius" ist in der russischen Literatur, auf die vorher Bezug genommen wurde, definiert.
Der hier verwendete Ausdruck "Hauptphase" kennzeichnet die Phase, die in dem Kristall und den amorphen Phasen in der Verbindung das größte Volumen einnimmt.
Nun sollen die Rolle, die die einzelnen Komponentenelemente in dem durch die allgemeine Formel (II) ausgedrückten magnetischen Material spielen, und die Basis für die Angabe des Zusammensetzungsverhältnisses der Komponentenelemente beschrieben werden.
Bezüglich der Elemente R1 und R2 trifft die im vorhergehenden, im Hinblick auf die allgemeine Formel (I) getroffene Beschreibung auch hier zu. Darüber hinaus kann das Element R2 die Konzentration von M in der eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur aufweisenden Phase erhöhen. Insbesondere sind im Fall von z gleich Null Sm, Er, Tm und Yb im Element R1 bevorzugt enthalten, wobei sie 50 Atom-% oder mehr des Elements R1 ausmachen. Im Falle von 0≤z≤20 sind Pr, Nd, Tb und Dy bevorzugt im Element R1 enthalten, wobei sie 50 Atom-% oder mehr des Elements R1 ausmachen. Die magnetische Anisotropie des erhaltenen magnetischen Materials wird durch eine derartige Zusammensetzung des Elements R1 signifikant verbessert.
Die frühere für das Element M für die allgemeine Formel (I) gegebene Beschreibung trifft auch für das Element M in der Formel (II) zu. Die Wirkung des Elements M wird bei einer Zugabe von 70 oder mehr Atom-% zum magnetischen Material deutlich. Der Fe-Gehalt des Elements M beträgt zweckmäßigerweise 50 oder mehr Prozent und vorzugsweise 65 oder mehr Prozent.
Das Element M kann partiell durch ein Element T (wobei T mindestens ein aus Ti, Cr, V, Mo, W, Mn, Ni, Ga, Al, Nb und Ta ausgewähltes Element ist) ersetzt werden. Die Wirkung eines partiellen Ersatzes des Elements M durch das Element T für ein durch die allgemeine Formel (II) ausgedrücktes magnetisches Material ist ähnlich der Wirkung beim Ersetzen des Elements M durghdas Element T bei der allgemeinen Formel (I).
Das Element A ist mindestens ein aus H, C, N und P ausgewähltes Element. Das Element A sitzt hauptsächlich an den interstitiellen Positionen der TbCu&sub7;-Kristallstruktur, wobei das Kristallgitter im Vergleich zu dem Fall, in dem das Element A nicht enthalten ist, ausgeweitet und die Energiebandstruktur der Elektronen variiert wird. Dadurch ergibt sich eine Verbesserung der Curietemperatur, der Sättigungsmagnetflußdichte und der magnetischen Anisotropie der Hauptphase. Bei einem Gehalt an Element A von über 20 Atom-% kann sich eine TbCu&sub7;-Phase nur mit Mühe ausbilden. Der Gehalt an dem Element A beträgt vorzugsweise 10 Atom-% oder weniger.
Ein durch die allgemeine Formel (II) ausgedrücktes magnetisches Material kann Verunreinigungen, z.B. Oxide, die magnetische Materialien unvermeidlich kontaminieren können, enthalten.
Die Konzentration des Elements M in der Hauptphase ist wie im vorhergehenden festgelegt, da bei einer Konzentration von unter 90 Atom-% für das magnetische Material keine ausreichend hohe Sättigungsmagnetflußdichte erreicht werden kann.
Ein durch die genannte allgemeine Formel (II) ausgedrücktes magnetisches Material kann durch das im folgenden beschriebene Verfahren, wenn mindestens ein aus C und P ausgewähltes Element für das Element A verwendet wird, hergestellt werden.
Eine pulverförmige Legierung wird unter Verwendung spezifizierter Mengen der Elemente R1, R2, A (C oder P oder die Kombination beider) und M und gegebenenfalls Zugabe des Elements T zum partiellen Ersatz des Elements M hergestellt und nach einem der genannten Verfahren (1) bis (5) in ein magnetisches Material umgewandelt. Bei Bedarf kann das erhaltene magnetische Material 0,1 bis 50 h bei 300 bis 1000ºC entweder in einer Atmosphäre aus einem Inertgas, wie Ar oder He, oder in Vakuum wärmebehandelt werden. Bei einer derartigen Wärmebehandlung kann das Verhältnis der Hauptphase zur Gesamtmenge des erzeugten magnetischen Materials erhöht werden.
Ein magnetisches Material der genannten allgemeinen Formel (II) kann durch das im folgenden beschriebene Verfahren, wenn N oder H oder eine Kombination der beiden für das Element A verwendet werden, hergestellt werden.
Eine pulverförmige Legierung wird unter Verwendung spezifizierter Mengen der Elemente R1, R2 und M und gegebenenfalls Zugabe des Elements T zum partiellen Ersatz des Elements M hergestellt und nach einem der genannten Verfahren (1) bis (5) in ein magnetisches Material umgewandelt. Das durch Zerkleinern und Mahlen des magnetischen Materials in einer Kugelmühle, Schrotmühle, Pochmühle oder dgl. erhaltene Pulver des magnetischen Materials (Legierung) wird 0,1 bis 100 h bei 300 bis 800ºC in einer Atmosphäre von gasförmigem Stickstoff oder gasförmigem Wasserstoff oder einer Kombination beider mit 0,001 bis 2 Atmosphärendruck zur Herstellung eines gewünschten magnetischen Materials wärmebehandelt Die Zerkleinerungsstufe kann bei Verwendung des Verfahrens von (5) ausgelassen werden, da das bei diesem Verfahren erhaltene magnetische Material in einem pulverförmigen Zustand vorliegt.
Anstelle des Stickstoff- oder Wasserstoffgases oder deren Kombination kann eine gasförmige Stickstoffverbindung wie Ammoniak, für die Atmosphäre der genannten Wärmebehandlung verwendet werden.
Der Partialdruck von Stickstoff oder der Stickstoffverbindung oder deren gasförmigem Gemisch kann vorzugsweise in einem Bereich von 0,01 bis 2 Atmosphärendruck eingestellt werden.
Beim genannten Nitrier- oder Hydrierverfahren kann ein anderes weder Stickstoff noch Wasserstoff enthaltendes Gas neben gasförmigem Stickstoff oder einer gasförmigen Stickstoffverbindung oder gasförmigem Wasserstoff oder einer gasförmigen Wasserstoffverbindung zugemischt werden. Bei einem Zumischen von Sauerstoff ist jedoch die Einstellung des Partialdrucks von Sauerstoff auf 0,02 Atmosphärendruck oder weniger zur Vermeidung einer Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften aufgrund von Oxidbildung während der Wärmebehandlung erwünscht.
Stickstoffverbindungen, wie RN (wobei R für die im vorhergehenden definierten R1 oder R2 oder die Kombination beider steht), können als Ausgangsmaterial beim genannten Verfahren zur Herstellung einer pulverförmigen Legierung verwendet werden, so daß ein Stickstoff als Element A enthaltendes magnetisches Material durch Festkörperreaktion hergestellt werden kann.
Permanent- und Bondmagnete können aus dem pulverisierten magnetischen Material unter Verwendung eines der im vorhergehenden beschriebenen Verfahren unter Bezug auf die allgemeine Formel (I) hergestellt werden.
Gemäß einer weiteren erfindungsgemäßen Ausführungsform wird ein magnetisches Material der allgemeinen Formel
R1xR2yAzOuM100-x-y-z-u (III)
worin R1 für mindestens ein aus den Seltenerdelementen ausgewähltes Element, R2 für mindestens ein aus der Gruppe Mg, Sc, Zr, Cd, In, Sn, Sb, Hf, Hg, Tl, Pa und Pu ausgewähltes Element, A für mindestens ein aus H, C, N und P ausgewähltes Element, M für mindestens ein aus Fe und Co ausgewähltes Element steht und x, y, z und u Atom-% bedeuten, die individuell wie folgt definiert sind: x≥2, y≥0,4≤x+y≤20, 0≤z≤20 und u≤4, wobei die Hauptphase des Materials eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur aufweist und M 90 Atom-% oder mehr aller Elemente, ausgenommen A und O, in der Hauptphase ausmacht, bereitgestellt.
Insbesondere gibt die vorliegende Erfindung ein magnetisches Material der allgemeinen Formel
R1xOuM100-x-u (III-a)
worin R1 für mindestens ein aus den Seltenerdelementen ausgewähltes Element, M für mindestens ein aus Fe und Co ausgewähltes Element steht und x und u Atom-% bedeuten, die individuell als x≥2 und u≤4 definiert sind, wobei die Hauptphase des Materials eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur oder eine ThMn&sub1;&sub2;- Kristallstruktur aufweist, an.
Die vorliegende Erfindung gibt ferner ein magnetisches Material der allgemeinen Formel
R1xAzOuM100-x-z-u (III-b)
worin R1 für mindestens ein aus den Seltenerdelementen ausgewähltes Element, A für mindestens ein aus H, C, N und P ausgewähltes Element, M für mindestens ein aus Fe und Co ausgewähltes Element steht und z und u Atom-% bedeuten, die individuell als x≥2, 0≤z≤20 und u≤4 definiert sind, wobei die Hauptphase des Materials eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur oder eine ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur aufweist, an.
Die vorliegende Erfindung gibt ferner ein magnetisches Material der allgemeinen Formel
R1xR2yOum100-x-y-u (III-c)
worin R1 für mindestens ein aus den Seltenerdelementen ausgewähltes Element, R2 für mindestens ein aus Elementen, die einen Atomradius im Bereich zwischen 0,156 und 0,174 nm aufweisen, ausgewähltes Element, M für mindestens ein aus Fe und Co ausgewähltes Element steht und x, y und u Atom-% bedeuten, die individuell als x≥2 y> 0, 4≤x+y≤20 und u≤4 definiert sind, wobei die Hauptphase des Materials eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur oder eine ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur aufweist, an.
Schließlich gibt die Erfindung ein magnetisches Material der allgemeinen Formel
R1xR²yAzOuM100-x-y-z-u (III-d)
worin R1 für mindestens ein aus den Seltenerdelementen ausgewähltes Element, R2 für mindestens ein aus Elementen mit einem Atomradius im Bereich zwischen 0,156 und 0,174 nm ausgewähltes Element, A für mindestens ein aus H, C, N und P ausgewähltes Element, M für mindestens ein aus Fe und Co ausgewähltes Element steht und x, y, z und u Atom-% bedeuten, die individuell wie folgt definiert sind: x≥2, y> 0, 4≤x+y≤20, 0< z≤20, und u≤4, wobei die Hauptphase des Materials eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur oder eine ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur aufweist, an.
Der Ausdruck "Atomradius" ist in der russischen Literatur, auf die vorher Bezug genommen wurde, definiert.
Die Hauptphase bezeichnet hier die Phase, die das größte Volumen in dem Kristall und den amorphen Phasen in der Verbindung einnimmt.
Nun sollen die Rolle, die die einzelnen Komponentenelemente in dem magnetischen Material der allgemeinen Formel (II) spielen, und die Basis der Definition des Zusammensetzungs verhältnisses der Komponentenelemente beschrieben werden.
Bezüglich der Elemente R1 und R2 ist hier die im vorhergehenden im Hinblick auf die allgemeine Formel (I) gegebene Beschreibung ebenfalls zutreffend. Insbesondere machen im Falle von z gleich Null Sm, Fe, Tm und Yb, die bevorzugt im Element R1 enthalten sind, 50 Atom-% oder mehr des Elements R1 aus. Im Falle von 0< z≤20 machen Pr, Nd, Tb und Dy, die bevorzugt im Element R1 enthalten sind, 50 Atom-% oder mehr des Elements R1 aus. Die magnetische Anisotropie des erhaltenen magnetischen Materials kann durch eine derartige Zusammensetzung des Elements R1 signifikant verbessert werden.
Die frühere Beschreibung des Elements M für die allgemeine Formel (I) trifft auch für das Element M in der Formel (III) zu. Die Wirkung des Elements M ist bei einer Zugabe zum magnetischen Material mit 70 Atom-% oder mehr beachtlich. Der Eisengehalt des Elements M liegt zweckmäßigerweise bei 50% oder mehr und vorzugsweise bei 65% oder mehr.
Das Element M kann partiell durch ein Element T (wobei T mindestens ein aus Si, Ti, Cr, V, Mo, W, Mn, Ni, Ga, Al, Nb und Ta ausgewähltes Element ist) ersetzt werden. Die Wirkung eines partiellen Ersatzes des Elements M durch das Element T bei einem magnetischen Material der allgemeinen Formel (III) ist ähnlich wie bei einem Ersatz des Elements M durch das Element T bei der allgemeinen Formel (I).
Die als Element R1 zu verwendenden Seltenerdelemente sowie das Element T (insbesondere Fe), das den höchsten Grad der Sättigungsmagnetisierung aller Elemente der Verbindung aufweist, sind leicht oxidierbar. Das Vorhandensein von Sauerstoff in der Verbindung kann daher die Reinheit des Seltenerd- und Übergangselemente enthaltenden R-T-Permanentmagnet systems verschlechtern und die Höhe der Sättigungsmagnetisierung und das maximale Energieprodukt der Verbindung reduzieren. Bei einer hohen Sauerstoffkonzentration in der Verbindung kann dies das Fortschreiten der Bildung der Hauptphase während der Festkörperreaktion hemmen und infolgedessen die magnetischen Eigenschaften des magnetischen Materials verschlechtern. Ein magnetisches Material mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften läßt sich bei einer Beschränkung der Sauerstoffkonzentration auf 4 Atom-% oder weniger erhalten. Bei einer Sauerstoffkonzentration von unter 0,05 Atom-% wird andererseits das hergestellte pulverförmige magnetische Material chemisch instabil und bietet besonders bei der Handhabung in der Atmosphäre Schwierigkeiten. Die Sauerstoffkonzentration in der Verbindung beträgt daher vorzugsweise 0,05 Atom-% oder mehr.
Das Element A ist mindestens ein aus H, C, N und P ausgewähltes Element. Das Element A sitzt hauptsächlich an den interstitiellen Positionen der TbCu&sub7;-Kristallstruktur oder der ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur, wobei im Vergleich zu dem Fall, bei dem das Element A nicht enthalten ist, die Kristallstruktur aufgeweitet und die Energiebandstruktur der Elektronen verändert wird. Es ergibt sich daher eine Verbesserung der Curietemperatur, der Sättigungsmagnetflußdichte und der magnetischen Anisotropie der Hauptphase. Bei einem Gehalt an Element A von über 20 Atom-% kann eine TbCu&sub7;-Phase nur unter Schwierigkeiten gebildet werden. Der Gehalt an Element A beträgt vorzugsweise 10 Atom-% oder weniger.
Ein magnetisches Material nach einer der allgemeinen Formeln (III-a) und (III-c) kann in typischer Weise nach dem im folgenden beschriebenen Verfahren hergestellt werden.
Zunächst wird ein pulverförmiges Gemisch oder eine pulverförmige Legierung, das (die) spezifizierte Mengen der Elemente R1, R2 und M und gegebenenfalls das Element T zum partiellen Ersatz des Elements M enthält, in einen Behälter eingeführt. Dann wird das Gemisch oder die Legierung einem mechanischen Legierungsprozeß, bei dem mittels einer Planetenkugelmühle, einer Rotationskugelmühle, einer Schneckenkugelmühle oder eines Attritors mechanischer Druck ausgeübt wird, unterzogen. Entsprechend Fig. 2 umfaßt ein für den genannten Zweck geeigneter Behälter normalerweise einen Behälterhauptkörper 1, einen durch die Schrauben 2 am Hauptkörper 1 zu sichernden Deckel 3 und einen zwischen die Oberseite des Behälterhauptkörpers 1 und die Kontaktfläche des Deckels 3 zum hermetischen Verschließen des Behälters gelegten O- Ring 4. Der Deckel 3 wird normalerweise auf den Hauptkörper 1 in einer speziellen Vorrichtung, z.B. einer mit Argon oder einem anderen Inertgas gefüllten Trockenbox, zum hermetischen Verschließen des Behälters montiert. Bei der Durchführung des mechanischen Legierungsprozesses an einem pulverförmigen Gemisch oder einer pulverförmigen Legierung in einem Behälter gemäß Fig. 2 wird Druck jedoch nicht nur auf das Pulver, sondern auch auf die den Behälterhauptkörper 1 und den Deckel 3 verbindende Fläche ausgeübt, wodurch unvermeidlicherweise die Luftdichtheit des Behälters verschlechtert wird. Bei einer Abnahme der Luftdichtheit des Behälters kann Luft in den Behälterhauptkörper 1 eindringen, so daß der Vorgang der mechanischen Legierungsbildung danach in einer sauerstoffhaltigen Atmosphäre durchgeführt wird und die Sauerstoffkonzentration in der Atmosphäre allmählich ansteigt, wobei die Ausbeute an Hauptphase (mit einer TbCu&sub7;- Kristallstruktur) nachteilig beeinflußt wird.
Im Hinblick auf diese Umstände ist die Verwendung eines Behälters mit Zweifachdeckel, der in Fig. 3 erläutert ist, zur Sicherstellung des hermetischen Verschließens des Behälters bevorzugt. Der Behälter von Fig. 3 umfaßt einen Behälterhauptkörper 12, der mit einem nach innen ragenden ringförmigen Flansch 11 rings um die obere Öffnung ausgestattet ist. Ein erster Deckel 13 mit einem nach unten vorspringenden Teil ist auf dem Flansch 11 an dessen obere und seitliche Flächen anstoßend angebracht und an dem kreisrunden Flansch 11 mittels mehrerer Schrauben 14 gesichert. Ein erster O- Ring 15 ist zwischen die untere Oberfläche des ersten Deckels 13 und die obere Fläche des kreisrunden Flansches 11 zur luftdichten Verschließung des Behälters gelegt. Ein zweiter Deckel 16 wird oben auf den Behälterhauptkörper 12 gelegt und mittels einer Vielzahl von Schrauben 17 daran gesichert. Ein zweiter O-Ring 18 wird zwischen die obere Fläche des Hauptkörpers 12 und die Unterseite des zweiten Deckels 16 zur Verbesserung des luftdichten Verschlusses des Behälters gelegt. Es läßt sich leicht verstehen, daß ein derartiger Behälter mit Zweifachdeckel für den Fall, daß der gesamte Vorgang der Ausübung von Druck auf das pulverförmige Gemisch oder die pulverförmige Legierung in einem mit Inertgas gefüllten Raum oder in einem Vakuumraum durchgeführt wird, nicht notwendig ist.
Wird die Innenseite des Behälters unter Verwendung eines Inertgases unter Inertbedingungen gehalten, empfiehlt sich, die Reinheit des Inertgases genau zu kontrollieren, so daß typischerweise die Gesamtkonzentration an Sauerstoff und die Gesamtkonzentration der Feuchtigkeit unter 4 Atom-% gehalten werden.
Für den erfindungsgemäßen Zweck empfiehlt sich ferner die Handhabung von pulverförmigen Seltenerdelementen und von pulverförmigem Eisen, die zur Herstellung eines pulverförmigen Gemischs oder einer pulverförmigen Legierung verwendet werden sollen, in einer Inertgasatmosphäre zur Vermeidung einer möglichen Oxidation der Elemente.
Die Zeitdauer für den Vorgang der durchzuführenden mechanischen Legierungsbildung zum erfindungsgemäßen Zweck liegt vorzugsweise im Bereich von 0,5 bis 1000 h. Der Grund hierfür liegt darin, daß bei einer Beendigung des Vorgangs innerhalb von 0,5 h die Reaktion der Herstellung des magnetischen Materials nicht genügend fortschreitet, während bei einer Fortdauer der Reaktion von mehr als 1000 h nicht nur die Komponentenelemente signifikant oxidiert werden, sondern auch die Herstellungskosten beträchtlich erhöht werden können.
Bei Bedarf kann das auf eine der genannten Arten erhaltene pulverförmige magnetische Material (Legierung) 0,1 bis 50 h bei 300 bis 1000ºC entweder in einer Atmosphäre eines Inertgases, wie Ar oder He, oder in Vakuum wärmebehandelt werden. Durch eine derartige Wärmebehandlung kann das Verhältnis der Hauptphase mit einer TbCu&sub7;-Kristallstruktur zur Gesamtmenge des produzierten magnetischen Materials gesteigert werden.
Ein magnetisches Material der genannten allgemeinen Formeln (III-b) und (III-d) kann nach einem den bereits im Hinblick auf die allgemeinen Formeln (III-a) und (III-c) beschriebenen ähnlichen Verfahren zur Verarbeitung einer spezifizierte Mengen der Elemente R1, R2 und M und gegebenenfalls des Elements T zum partiellen Ersatz des Elements M enthaltenden Legierung hergestellt werden, wenn mindestens ein aus C und P ausgewähltes Element für das Element A verwendet wird.
Ein magnetisches Material der genannten allgemeinen Formeln (III-b) und (III-d) kann durch Wärmebehandlung einer pulverförmigen Legierung, die nach einem den im Hinblick auf die allgemeinen Formeln (III-a) und (III-c) beschriebenen ähnlichen Verfahren erhalten wurde, bei 300 bis 800ºC während 0,1 bis 100 h in einer Atmosphäre aus Stickstoff oder Wasserstoff oder deren Kombination mit 0,001 bis 2 Atmosphärendruck hergestellt werden. Beim geschilderten Verfahren zur Herstellung einer pulverförmigen Legierung können Stickstoffverbindungen, wie RN (wobei R wie im vorhergehenden angegeben, für R1 oder R2 oder die Kombination beider steht) als Ausgangsmaterial eingesetzt werden, so daß ein magnetisches Material der allgemeinen Formeln (III-b) und (III-d) mit Stickstoff als dem Element A durch Festkörperreaktion hergestellt werden kann.
Permanent- und Bondmagnete können aus dem pulverförmigen magnetischen Material unter Verwendung eines der im vorhergehenden beschriebenen Verfahren unter Bezug auf die allgemeine Formel (I) hergestellt werden.
Beim erfindungsgemäßen magnetischen Material der Formel (I), d.h. auf. [R1xR2yM100-x-y], nimmt das Element M (Fe, Co, eine Kombination beider) 90 Atom-% oder mehr der Hauptphase ein. Das Material ist daher in bezug auf die Sättigungsmagnetisierung deutlich verbessert. Da ferner R1 ein Seltenerdelement darstellt, weist das magnetische Material große magnetische Anisotropie und daher ein verbessertes maximales En3ergieprodukt [(BH)max] auf.
Dank des 90 Atom-% oder mehr der Hauptphase ausmachenden Elements M (Fe, Co oder eine Kombination beider) weist das magnetische Material trotz der Indizierung der Hauptphase in bezug auf die TbCu&sub7;-Kristallstruktur große magnetische Anisotropie und ein verbessertes maximales Energieprodukt [(BH)max] auf.
Insbesondere können die Gitterkonstanten a und c eines hexagonalen Kristalls bei einer Indizierung der Hauptphase in bezug auf die TbCu&sub7;-Kristallstruktur bestimmt werden. Beispiele für Kristallstrukturen mit einer der Kristallstruktur eines erfindungsgemäßen Materials ähnelnden Kristallstruktur umfassen die Th2znl&sub7;-Kristallstruktur und die ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur. Die Gitterkonstanten a und c der Th&sub2;zn&sub1;&sub7;-Kristallstruktur und der ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur können unter Verwendung der im folgenden gegebenen Formeln in die Gitterkonstanten der TbCu&sub7;-Kristallstruktur transformiert werden.
a(TbCu&sub7;) = c(ThMn&sub1;&sub2;)
c(TbCu&sub7;) = a(ThMn&sub1;&sub2;)/2
a(TbCu&sub7;) = [a(Th&sub2;Zn&sub1;&sub7;))/(31/2)
c(TbCu&sub7;) = c(Th&sub2;Zn&sub1;&sub7;)/3
Somit läßt sich das Verhältnis der Gitterkonstanten als c(TbCu&sub7;)/a(TbCu&sub7;) [im folgenden als cia bezeichnet] in bezug auf die (TbCu&sub7;)-Kristallstruktur ausdrücken. So lassen sich die oben angegebenen bekannten magnetischen Materialien wie folgt unter Verwendung des Verhältnisses cia ausdrücken.
Th&sub2;Zn&sub1;&sub7;-Kristallstruktur ... c/a : etwa 0,84
ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur ... c/a : etwa 0,88
Der Wert des Verhältnisses der Gitterkonstanten cia ist mit der Konzentration von M (Fe oder Co oder die Kombination der beiden) in der fraglichen Phase nahe verwandt. Drückt man die Zusammensetzung der Hauptphase durch R1Mw (wobei R das Aggregat der Elemente R1 und R2 und M Fe oder Co oder die Kombination beider bedeutet) aus und definiert man die Th&sub2;Zn&sub1;&sub7;- und ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur durch die unten angegebenen Formeln (1) und (2), dann läßt sich die Beziehung zwischen c/a und w durch die Formel (3) ausdrücken.
c/a: etwa 0,84 T w = 8,5 ... (1)
c/a: etwa 0,88 T w 12 ... (2)
w (5+2d)/(1-d), d (25/6) x (c/a) - (19/6) ) ... (3)
Aus der Formel für die Zusammensetzung der Hauptphase und der obigen Formel (3) ist ersichtlich, daß, je größer der Wert von cia ist, desto größer der Wert von w und desto höher die Konzentration des Elements M in der Zusammensetzung ist. Hieraus ergibt sich, daß das magnetische Material eine verbesserte Sättigungsmagnetflußdichte aufweist. Es sollte möglich sein, eine Kristallstruktur mit einem großen Wert von cia durch Ersetzen des Elements M in großem Umfang durch das Element T (wobei T mindestens ein aus Si, Ti, Al, Ga, V, Ta, Mo, Nb, Cr, W, Mn und Ni ausgewähltes Element ist) zu realisieren. Es ist jedoch anzumerken, daß der Wert cia nicht die einzige Bestimmungsgröße für die Höhe der Sättigungsmagnetflußdichte darstellt, da die Austauschelemente die Sättigungsmagnetflußdichte in einem bestimmten Ausmaß zu reduzieren vermögen.
Andererseits ist anzumerken, daß ein magnetisches Material, dessen Hauptphase eine Th&sub2;Zn&sub1;&sub7;-Kristallstruktur aufweist, für das Verhältnis cia einen relativ kleinen Wert von etwa 0,84 zeigt. Die Konzentration von M in der Hauptphase mit einer derartigen Kristallstruktur beträgt etwa 89 Atom-%, was bedeutet, daß der Grad der Sättigungsmagnetflußdichte nicht genügend hoch ist.
Ein erfindungsgemäßes magnetisches Material ist dadurch gekennzeichnet, daß es eine Phase mit einem großen c/a-Wert (c/a≥0,845) durch partiellen Ersatz des ein oder mehr als ein Seltenerdelement darstellenden Elements R1 durch das Sc, Zr und/oder Hf darstellende Element R2 zur Verminderung des Atomradius der an den Stellen der Seltenerdelemente sitzenden Atome aufweisen kann. Da die Höhe der Konzentration des Elements M in der Hauptphase bei großem c/a-Wert groß genug ist, läßt sich unter Verwendung der genannten Phase als Hauptphase ein magnetisches Material mit einer großen Sättigungsmagnetisierung erhalten.
Beim erfindungsgemäßen magnetischen Material der Formel (II), d.h. [R1xR2yAzM100-x-y-z] wird das Element A als interstitielles Element verwendet, weist die Hauptphase eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur auf und macht das Element M 90 Atom-% oder mehr der Gesamtmenge aller Elemente, ausgenommen A, in der Hauptphase aus. Dadurch weist das Material eine bemerkenswerte Verbesserung der Curietemperatur der Hauptphase, der Sättigungsmagnetisierung und der magnetischen Anisotropie auf.
Erfindungsgemäß wird die Erzeugung einer Verunreinigungsphase mit Fe, Co oder einer Fe/Co-Legierung in einem magnetischen Material der allgemeinen Formel (III) [R1xR2yAzOuM100-x-y-z-u] durch partiellen Ersatz des ein oder mehr als ein Seltenerdelement darstellenden Elements R1 durch das Sc, Zr und/oder Hf darstellende Element R2 unterdrückt. Die Erzeugung von Oxiden kann ferner durch Begrenzung der Konzentration von O (Sauerstoff) auf unter 4 Atom-% unterdrückt werden. Ein durch eine derartige Anordnung erhaltenes magnetisches Material weist hochreine Phasen auf, wobei die Hauptphase hiervon eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur oder eine ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur und ein hohes maximales Energieprodukt [(BH)max) aufweist. Außerdem läßt sich die Verwendung kostenintensiver Seltenerdelemente signifikant zur Verringerung der Gesamtkosten der Herstellung des magnetischen Materials durch Einsatz der Elemente M (Fe, Co) als Bestandteile und durch partiellen Ersatz der Seltenerdelemente durch das Sc oder Zr oder Hf darstellende Element R1 vermindern.
Erfindungsgemäß lassen sich die Curietemperatur, die Sättigungsmagnetisierung und die magnetische Anisotropie eines magnetischen Materials der allgemeinen Formel (III) [R1xR2yAzOuM100-x-y-u] durch Einführen des Elements A als interstitielles Element noch weiter verbessern.
Gemäß einer weiteren erfindungsgemäßen Ausführungsform wird ein magnetisches Material der allgemeinen Formel
R1xR2yAzM100-x-y-z (IV)
worin R1 für mindestens ein aus den Seltenerdelementen ausgewähltes Element, R2 für mindestens ein aus der Gruppe Mg, Sc, Zr, Cd, In, Sn, 5b, Hf, Hg, Tl, Pa und Pu ausgewähltes Element, A für mindestens ein aus H, C, N und P ausgewähltes Element, M für mindestens ein aus Fe und Co ausgewähltes Element steht und x, y und z Atom-% bedeuten, die individuell wie folgt definiert sind: x≥2, y≥0,01, 4≤x+y≤20, 0≤z≤20, wobei die Hauptphase des Materials eine TbCu&sub7;- Kristallstruktur aufweist und das Verhältnis cia der Gitterkonstanten c und a der Hauptphase 0,845 oder mehr beträgt, d.h. c/a≥0,845, bereitgestellt.
Ein erfindungsgemäßes magnetisches Material der allgemeinen Formel (II), (III) oder (IV) ist als Material für Permanentmagnete und Bondmagnete mit einem hohen maximalen Energieprodukt [(BH)max] geeignet.
Diese Erfindung läßt sich durch die folgende detaillierte Beschreibung im Zusammenhang mit den beigefügten Zeichnungen genauer verstehen, in denen folgendes angegeben ist:
Fig. 1: Darstellung eines typischen Röntgenbeugungsmusters (unter Einsatz von Cuka-Strahlung) eines erfindungsgemäßen magnetischen Materials mit einer Hauptphase mit TbCu&sub7;-Kristallstruktur;
Fig. 2: Ansicht eines üblichen, für eine mechanische Legierungsbildung zu verwendenden Behälters im Querschnitt;
Fig. 3: Ansicht eines für eine mechanische Legierungsbildung zur Herstellung eines erfindungsgemäßen magnetischen Materials zu verwendenden Behälters mit Doppeldeckelaufbau im Querschnitt;
Fig. 4: Darstellung des Röntgenbeugungsmusters, das bei Verwendung des im folgenden beschriebenen Legierungsstreifens der Ausführungsform 11 erhalten wurde;
Fig. 5: Darstellung des Röntgenbeugungsmusters, das bei Verwendung des im folgenden beschriebenen Legierungsstreifens der Ausführungsform 12 erhalten wurde;
Fig. 6: Darstellung des Röntgenbeugungsmusters, das bei Verwendung des im folgenden beschriebenen Legierungsstreifens der Ausführungsform 24 erhalten wurde;
Fig. 7: Darstellung des Röntgenbeugungsmusters, das bei Verwendung der im folgenden beschriebenen pulverförmigen Legierung der Kontrolle 4 erhalten wurde und
Fig. 8: Darstellung des Röntgenbeugungsmusters, das bei Verwendung der im folgenden beschriebenen pulverförmigen Legierung der Ausführungsform 25 erhalten wurde.
Nun soll die vorliegende Erfindung detaillierter über bevorzugte Ausführungsformen beschrieben werden.

Ausführungsformen 1 bis 10

Hochreines pulverförmiges Nd, Sm, Pr, Y, Sc, Zr, Hf, V, Ti, Cr, Mn, Ni, Mo, Al, Fe und Co wurden in Atomanteilen entsprechend der folgenden Tabelle 1 zur Bildung von zehn verschiedenen Gemischen gemischt. Die Gemische wurden getrennt im Lichtbogen in einer Ar-Atmosphäre erschmolzen. Die erschmolzenen Gemische wurden jeweils in Formen zu Blöcken gegossen. Die Legierungsblöcke wurden wiederum getrennt für die jeweiligen Ausführungsformen erschmolzen. Legierungsstreifen wurden hieraus unter Verwendung eines Einwalzenverfahrens, bei dem die erschmolzene Legierung der einzelnen Legierungsblöcke unter Verwendung einer Oberflächengeschwindigkeit von 40 m/s auf eine Kupferwalze eines Durchmessers von 300 mm in Argonatmosphäre gegossen wurde, hergestellt. Die einzelnen erhaltenen Legierungsstreifen wurden danach bei einer Temperatur entsprechend der folgenden Tabelle 1 60 min lang wärmebehandelt und zu Legierungspulver (magnetisches Material) eines mittleren Teilchendurchmessers von 60 µm zerkleinert.
Dann wurde jede Probe des Legierungspulvers mit 2 Gew.-% Epoxyharz versetzt. Die Gemische wurden bei einem Druck von 8 t/cm² formgepreßt und dann 2,5 h bei 150ºC gehärtet, wobei sechs Proben eines Bondmagneten hergestellt wurden.

Kontrollen 1 und 2

Zunächst wurden zwei verschiedene Gemische der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen aus hochreinem pulverförmigem Nd, Sm, Zr, Hf, Ti, Al, Cr, Fe und Co hergestellt. Die Gemische wurden getrennt im Lichtbogen in einer Argonatmosphäre erschmolzen. Die erschmolzenen Gemische wurden jeweils in Formen zu Blöcken gegossen. Hieraus wurden Legierungsstreifen gemäß den Ausführungsformen 1 bis 10 hergestellt. Die einzelnen hierbei erhaltenen Legierungsstreifen wurden anschließend 60 min bei 700ºC wärmebehandelt und dann zu Legierungspulver (magnetisches Material) eines mittleren Teilchendurchmessers von 60 µm zerkleinert. Dann wurde jede Probe des Legierungspulvers mit 2 Gew.-% Epoxyharz versetzt. Die Gemische wurden bei einem Druck von 8 t/cm² formgepreßt und dann 2,5 h bei 150ºC gehärtet.
Die erhaltenen Magnetproben der Ausführungsformen 1 bis 10 und der Kontrollen 1 und 2 wurden bezüglich Restmagnetisierung, Koerzitivkraft und maximalem Energieprodukt getestet. Die Ergebnisse des Tests sind ebenfalls in der folgenden Tabelle 1 angegeben. In Tabelle 1 sind ferner die Ergebnisse der Messung der Gesamtmenge an M (Co oder Fe oder die Kombination beider) und T (V, Ti, Cr, Mn, Ni, Mo, Ga oder Al oder eine beliebige Kombination dieser) in der Hauptphase der einzelnen pulverförmigen Legierungen der Ausführungsformen 1 bis 10 und der Legierungsstreifen der Kontrollen 1 und 2 durch TEM (Transmissionselektronenmikroskopie) angegeben. Die entsprechenden Zahlen für die Ausführungsformen 1 und 2 stellen jeweils Atom-% M in der Hauptphase, die entsprechenden Zahlen der Ausführungsformen 3 bis 10 und der Kontrollen 1 und 2 die jeweiligen Atom-% von M und T in der Hauptphase dar. Tabelle 1
(Fortsetzung) Tabelle 1 (Forts.)
Aus der obigen Tabelle 1 ist ersichtlich, daß die Magnetproben der Ausführungsformen 1 bis 10 ausgezeichnete magnetische Eigenschaften aufweisen. Vergleicht man mit diesen die Probe der Kontrolle 1, so weist diese wegen einer unzureichenden Eisenkonzentration in der Hauptphase eine geringe Restmagnetisierung auf. Die Kontrollprobe 2 weist wegen einer Zunahme des Volumens der magnetisch weichen Phase von α-Fe und anderen Eisenbestandteilen aufgrund einer außergewöhnlich hohen Eisenkonzentration in der Magnetprobe eine auffallend verringerte Koerzitivkraft auf.

Ausführungsform 11

Hochreines pulverisiertes Nd, Zr und Fe wurden in den in der folgenden Tabelle 2 angegebenen Atomanteilen zur Bildung eines Gemischs gemischt. Das Gemisch wurde im Lichtbogen in einer Ar-Atmosphäre zur Herstellung eines Legierungsbarrens erschmolzen. 20 bis 50 g des Legierungsbarrens wurden in ein vertikales Quarzrohr mit einer unten befindlichen Bohrung eines inneren Durchmessers von 0,8 mm gefüllt und in Ar-Atmosphäre durch Hochfrequenzinduktionsheizung erwärmt. Anschließend wurde dem oberen Teil des Quarzrohrs unter einem Druck von etwa 300 Torr Ar-Gas zugeführt, so daß die geschmolzene Legierung aus dem unteren Teil des Quarzrohrs auf eine mit einer Oberflächengeschwindigkeit von 40 m/s rotierende Kupferwalze gelangte und durch rasches Abkühlen ein Legierungsstreifen hergestellt wurde.
Die erhaltenen Legierungsstreifen wurden anschließend im Vakuum bei 600ºC 24 h wärmebehandelt und danach in einer mit Ethanol gefüllten Kugelmühle zerkleinert.
Die pulverisierte Legierung wurde dann in eine Metallform eingefüllt und 2 h in einer Stickstoffatmosphäre unter Atmosphärendruck bei 450ºC wärmebehandelt, wobei eine Magnetprobe erhalten wurde.

Ausführungsformen 12 bis 17

Sechs unterschiedliche Magnetproben wurden aus den jeweiligen Mischungen der Bestandteile und in den in Tabelle 2 angegebenen Atomanteilen gemäß der Herstellung der Ausführungsform 11 hergestellt.
Die Legierungsstreifen der Ausführungsformen 11 und 12 wurden zur Bestimmung ihrer Kristallstrukturen und Gitterkonstanten mittels Röntgenbeugung unter Verwendung von Cuka- Strahlung analysiert. Hierbei zeigten sie Röntgenbeugungsmuster, die in Fig. 4 bzw. 5 angegeben sind. Die einzelnen Legierungsstreifen der Ausführungsformen 13 bis 17 zeigten bei einem Test ein Fig. 4 und 5 ähnliches Röntgenbeugungsmuster.
Alle bestimmten Röntgenbeugungsmuster wurden in der geschilderten Weise in bezug auf die TbCu&sub7;-Kristallstruktur zur Bestimmung der Gitterkonstanten a und c indiziert. Für die einzelnen Ausführungsformen 11 bis 17 wurde das Verhältnis der Gitterkonstanten c (TbCu&sub7;)/a(TbCu&sub7;) [c/a] in Form des transformierten TbCu7 bestimmt. Dann wurde der die Konzentration von M (Co oder Fe oder die Kombination beider) in der Hauptphase darstellende Wert w für die einzelnen Proben unter Verwendung des Verh ltnisses cia und der im vorhergehenden beschriebenen Formel (3) berechnet. Die hierbei erhaltenen Werte sind ebenfalls in der folgenden Tabelle 2 angegeben. Tabelle 2

Ausführungsformen 18 bis 23

Hochreines pulverförmiges Pr, Nd, Sm, Tb, Dy, Zr, Hf, Ti, V, W, C, Fe und Co wurden in den in der folgenden Tabelle 3 angegebenen Atomanteilen zur Bildung vier verschiedener Gemische gemischt. Diese Gemische wurden dann getrennt im Lichtbogen in einer Ar-Atmosphäre erschmolzen. Die erschmolzenen Gemische wurden jeweils in Formen zur Bildung entsprechender Barren gegossen.
Anschließend wurden die Barren erschmolzen. Vier Legierungsstreifen wurden unter Verwendung einer Schnellquenchtechnik, bei der die einzelnen erschmolzenen Barren auf eine Kupferwalze eines Durchmessers von 300 mm, die mit einer Oberflächengeschwindigkeit von 30 m/s rotierte, in einer Ar- Atmosphäre gegossen wurden, hergestellt.
Die einzelnen hierbei erhaltenen Legierungsstreifen wurden dann in einem Mörser zu kleinen Teilchen eines mittleren Teilchendurchmessers von 50 bis 100 µm zerteilt und danach 30 min lang in einer Ethanol enthaltenden Kugelmühle weiter zerkleinert. Die hierbei erhaltenen pulverförmigen Legierungen wurden bei entsprechenden in der folgenden Tabelle 3 angegebenen Temperaturen 2 h in einer Stickstoffatmosphäre unter Atmosphärendruck wärmebehandelt Jede Probe des Legierungspulvers wurde mit 2 Gew.-% Epoxyharz versetzt. Die Gemische wurden unter einem Druck von 8 t/cm² formgepreßt und anschließend 2,5 h bei 150ºC gehärtet.
Die hierbei erhaltenen Magnetproben der Ausführungsformen 18 bis 23 wurden in bezug auf Restmagnetisierung, Koerzitivkraft und maximales Energieprodukt getestet. Die Testergebnisse sind ebenfalls in der folgenden Tabelle 3 angegeben. In der Tabelle 3 sind ferner die Ergebnisse der Messungen der Gesamtmenge an M (Co oder Fe oder die Kombination beider) und T (Ti oder W oder die Kombination beider) in der Hauptphase der einzelnen Proben durch TEM (Transmissionselektronenmikroskopie) angegeben. Tabelle 3
Nach der Wärmebehandlung der pulverförmigen Legierungen der Ausführungsformen 18 bis 23 in einer Stickstoffatmosphäre wurden sie in bezug auf die Kristallstruktur mittels Röntgenbeugung analysiert. Es zeigte sich hierbei, daß alle pulverförmigen Legierungen der Ausführungsformen 18 bis 23 eine Hauptphase mit einer TbCu&sub7;-Kristallstruktur aufweisen.

Kontrolle 3

Ein Gemisch der Zusammensetzung Nd&sub1;Sm&sub1;Zr&sub1;Febal wurde unter Verwendung von hochreinem pulverförmigem Nd, Sm und Fe hergestellt. Das Gemisch wurde im Lichtbogen in einer Ar-Atmosphäre erschmolzen. Das erschmolzene Gemisch wurde in eine Form gegossen, wobei ein Barren des Gemischs hergestellt wurde. Anschließend wurde aus dem Barren ein Legierungsstreifen unter Verwendung einer Schnellquenchtechnik, wie im Falle der Ausführungsformen 18 bis 23, hergestellt. Der hierbei erhaltene Streifen wurde zu Granulatkörnern eines mittleren Teilchendurchmessers von 50 bis 100 µm zerkleinert. Das Granulat wurde dann 2 h bei 540ºC in einer Stickstoffatmosphäre unter Atmosphärendruck wärmebehandelt Die einzelnen Proben des Legierungspulvers wurden mit 2 Gew.-% Epoxyharz versetzt. Die Gemische wurden bei einem Druck von 8 t/cm² formgepreßt und anschließend 2,5 h bei 150ºC gehärtet.
Der hierbei erhaltene Bondmagnet der Kontrolle 3 wurde in bezug auf Restmagnetisierung, Koerzitivkraft und maximales Energieprodukt getestet, wobei sich eine Restmagnetisierung von 0,2 kG und eine Koerzitivkraft von 0,3 kOe zeigte. Die geringe niedrige Koerzitivkraft des Bondmagneten von Kontrolle 3 ist der Zunahme des Volumens der magnetisch weichen Phase von α-Fe und anderen Eisenbestandteilen aufgrund einer außergewöhnlich hohen Eisenkonzentration in der Magnetprobe zuzuschreiben. Infolgedessen war das maximale Energieprodukt ebenfalls sehr niedrig.

Ausführungsform 24

Ein Gemisch aus hochreinem pulverförmigem Sm und Fe wurde mit einem Verhältnis von 12 Atom-% Sm zu 88 Atom-% Fe hergestellt. Das Gemisch wurde dann in den Hauptkorpus 12 eines Behälters mit einem Doppeldeckelaufbau gemäß Fig. 3 mit (nicht angegebenen) Kugeln aus rostfreiem Stahl gegeben. Der verbleibende Raum im Behälter wurde mit gasförmigem Ar, wobei die Sauerstoff- und Feuchtigkeitskonzentrationen unter 1 ppm bzw. 0,5 ppm gehalten wurden, gefüllt. Dann wurde der erste Deckel 13 mit dem ersten O-Ring 15 dazwischenliegend auf den Hauptkorpus 12 montiert und mittels der Schrauben 14 am Hauptkorpus 12 gesichert. Danach wurde der zweite Deckel 16 mit dem zweiten O-Ring 18 dazwischenliegend auf den Hauptkorpus 12 gelegt und in ähnlicher Weise mittels der Schrauben 17 am Hauptkorpus 12 gesichert. Anschließend wurde der Behälter zum Zwecke eines mechanischen Legierungsprozesses in eine Planetenkugelmühle gegeben, wobei die Mühle 60 h mit einer Geschwindigkeit von 200 min&supmin;¹ gedreht wurde. Nach der mechanischen Legierungsbildung wurde das hierbei erhaltene Pulver aus dem Behälter genommen und in Vakuum 1 h bei 700ºC wärmebehandelt, wobei eine pulverförmige Legierung (magnetisches Material) hergestellt wurde.

Kontrolle 4

Eine pulverförmige Legierung wurde aus Sm und Fe durch mechanische Legierungsbildung und Wärmebehandlung gemäß der Herstellung der Ausführungsform 24 mit Ausnahme davon, daß der Behälter mit Doppeldeckelaufbau mit gasförmigem Ar, dessen Sauerstoff- und Feuchtigkeitskonzentrationen nicht geregelt wurden, gefüllt war, hergestellt.
Die pulverförmigen Legierungen der Ausführungsform 24 und der Kontrolle 4 wurden in bezug auf das Röntgenbeugungsmuster ster analysiert. Hierbei wurden die Röntgenbeugungsmuster der Fig. 6 und 7 jeweils für die pulverförmigen Legierungen erhalten. Es zeigte sich, daß die Sauerstoffkonzentration der pulverförmigen Legierung der Ausführungsform 24 und die der pulverförmigen Legierung der Kontrolle 4 2,5 Atom-% bzw. 4,3 Atom-% betrugen.
Aus Fig. 6 ist ersichtlich, daß die Hauptphase der pulverförmigen Legierung der Ausführungsform 24 eine TbCu&sub7;-Verbundphase war und die Erzeugung von Oxidphasen daher beträchtlich unterdrückt war. Im Gegensatz dazu ist aus Fig. 7 ersichtlich, daß die Oxidphase der pulverförmigen Legierung sehr hohe Peakwerte zeigte, was belegt, daß die Seltenerdelemente in der Legierung selektiv oxidiert worden waren und ein Teil des Eisens, der in der Verbundphase enthalten zu sein schien, tatsächlich unbeeinflußt geblieben war, so daß infolgedessen die α-Fe-Phase hohe Peakwerte aufwies.

Ausführungsform 25

Eine pulverförmige Legierung wurde gemäß der Herstellung der Ausführungsform 28, mit Ausnahme davon, daß ein Prozeß einer mechanischen Legierungsbildung 20 h in einem Behälter mit einem Doppeldeckelaufbau durchgeführt wurde, erhalten.
Die hierbei erhaltene pulverförmige Legierung wurde in bezug auf das Röntgenbeugungsmuster analysiert, wobei das in Fig. 8 angegebene Röntgenbeugungsmuster erhalten wurde. Aus Fig. 8 ist ersichtlich, daß die Bildung von Oxidphasen weiter unterdrückt und die Peakwerte der unerwünschten a-Fe- Phase sehr gering waren. Die Sauerstoffkonzentration der pulverförmigen Legierung betrug 2,2 Atom-%. Da die Kontaminierung durch Sauerstoff beim Vorgang der mechanischen Legierungsbildung unter Verwendung von Kugeln fortschreitet, läßt sich eine Legierung mit einer gewünschten Zusammensetzung durch möglichst weitgehende Reduzierung der Zeit für den Vorgang der mechanischen Legierungsbildung erhalten.

Ausführungsformen 26 bis 40

Hochreines pulverförmiges Sm, Nd, Pr, Gd, Zr, Hf, Fe, Co, Si, Ti, Al, Ga, V, Ta, Mo, Nb, Cr, W, Mn und Ni wurden in den in der folgenden Tabelle 4 angegebenen Atomanteilen gemischt, wobei 15 verschiedene Gemische erhalten wurden. Die einzelnen erhaltenen Gemische wurden dann in den Hauptkorpus 12 eines Behälters mit einem Doppeldeckelaufbau gemäß Fig. 3 mit (nicht gezeigten) Kugeln aus rostfreiem Stahl gegeben. Der verbleibende Raum des Behälters wurde mit gasförmigem Ar, bei dem die Sauerstoff- und Feuchtigkeitskonzentrationen unter 1 ppm bzw. 0,5 ppm gehalten wurden, gefüllt. Dann wurde der erste Deckel 13 auf den Hauptkorpus 12 mit dem ersten O-Ring 15 dazwischenliegend montiert und mittels der Schrauben 14 am Hauptkorpus 12 gesichert. Danach wurde der zweite Deckel 16 auf den Hauptkorpus 12 mit dem zweiten O-Ring 18 dazwischenliegend montiert und in gleicher Weise mittels der Schrauben 17 am Hauptkorpus 12 gesichert. Anschließend wurde der Behälter zum Zwecke eines mechanischen Legierungsprozesses in eine Planetenkugelmühle gegeben, wobei die Mühle 60 h lang mit einer Rate von 200 min&supmin;¹ gedreht wurde. Nach der mechanischen Legierungsbildung wurde das erhaltene Pulver aus dem Behälter genommen und 1 h in Vakuum bei 700ºC wärmebehandelt, wobei eine pulverförmige Legierung erhalten wurde. Unter Anwendung des gleichen Verfahrens wurden insgesamt 15 verschiedene Proben pulverförmiger Legierungen hergestellt.

Kontrollen 5 bis 7

Drei unterschiedliche pulverförmige Legierungen wurden aus entsprechenden Gemischen mit den in der folgenden Tabelle 5 angegebenen Zusammensetzungen gemäß der Herstellung der Ausführungsformen 30 bis 40, mit Ausnahme davon, daß der Behälter mit Doppeldeckelaufbau mit gasförmigem Ar, dessen Sauerstoff- und Feuchtigkeitskonzentrationen nicht reguliert waren, gefüllt war, hergestellt.
Die pulverförmigen Legierungen der Ausführungsformen 26 bis 40 und der Kontrollen 5 bis 7 wurden bezüglich des Röntgenbeugungsmusters analysiert, wobei die Peakintensitätsverhältnisse der Legierungsphasen bestimmt wurden. Die für die Ausführungsformen 26 bis 40 und für die Kontrollen 5 bis 7 erhaltenen Ergebnisse sind jeweils in den folgenden Tabellen 4 und 5 angegeben. Die Tabellen 4 und 5 zeigen jeweils auch die Analysenergebnisse der pulverförmigen Legierungen der Ausführungsformen 24 und 25 und der pulverförmigen Legierung von Kontrolle 4. Die jeweiligen Intensitätsverhältnisse der intermetallischen Verbindungen der Tabelle 4 und 5 stellen das Intensitätsverhältnis von TbCu&sub7;-Phase oder ThMn&sub1;&sub2;-Phase oder das Intensitätsverhältnis des Aggregats all dieser Phasen dar. Das Intensitätsverhältnis der Oxide ist hier als das Intensitätsverhältnis des Aggregats aller beteiligten Oxide definiert. Das Intensitätsverhältnis der Oxide für die Ausführungsform 24 bedeutet daher das Intensitätsverhältnis des Aggregats von SmO und Sm&sub2;O&sub3;. Tabelle 4
(Fortsetzung) Tabelle 4 (Forts.) Tabelle 5
Aus Tabelle 4 ist ersichtlich, daß die Hauptphase der einzelnen pulverförmigen Legierungen der Ausführungsformen 24 bis 40 intermetallische Verbindungen in einem großen Ausmaß enthielten und daß die Erzeugung von Oxidphasen beträchtlich unterdrückt war. Im Gegensatz hierzu wiesen die pulverförmigen Legierungen der Kontrollen 4 bis 7 eine hohe Sauerstoffkonzentration auf und sie enthielten Oxide in großem Ausmaß, so daß entsprechend Tabelle 5 eine große Menge an α-Fe gebildet war.

Ausführungsformen 41 bis 44

Hochreines pulverförmiges Sm, Nd, Zr, Fe, Co und Mo wurden in den in der folgenden Tabelle 6 angegebenen Atomanteilen gemäß der Herstellung der Ausführungsformen 26 bis 40 gemischt.
Die pulverförmigen Legierungen der Ausführungsformen 41 bis 44 wurden in bezug auf die Röntgenbeugungsmuster analysiert, wobei die Kristallstruktur der Hauptphase und die Peakintensitätsverhältnisse der Legierungsphasen bestimmt wurden. Es zeigte sich hierbei, daß die pulverförmigen Legierungen der Ausführungsformen 41 und 42 eine Hauptphase mit TbCu&sub7;-Kristallstruktur und die pulverförmigen Legierungen der Ausführungsformen 43 und 44 eine Hauptphase mit ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur aufweisen.
Die Peakintensitätsverhältnisse der Phasen der Legierungen der Ausführungsformen 41 bis 44 sind in Tabelle 6 angegeben. Die pulverförmigen Legierungen der Ausführungsformen 41 bis 44 wurden bezüglich Restmagnetisierung, Koerzitivkraft und maximales Energieprodukt getestet. Die Testergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 6 angegeben.
Aus obiger Beschreibung ist ersichtlich, daß durch die vorliegende Erfindung ein magnetisches Material mit einem verbesserten maximalen Energieprodukt und der Eignung als Permanentmagnet, Bondmagnet und andere ähnliche Anwendungen bereitgestellt wird.

Claims

1. Magnetisches Material der allgemeinen Formel:

R1xR2yAzM100-x-y-z (II)

worin R1 für mindestens ein Element, das unter Seltenerdelementen ausgewählt ist, steht, R2 mindestens ein Element, das unter Mg, Sc, Zr, Cd, In, Sn, Sb, Hf, Hg, Tl, Pa und Pu ausgewählt ist, bedeutet, A mindestens ein Element, das unter H, C, N und P ausgewählt ist, darstellt, M mindestens ein Element, das unter Fe und Co ausgewählt ist, ist und x, y und z Atom-% bedeuten, die individuell wie folgt definiert sind: x≥2, y≥0,01, 4≤x+y≤20 und 0≤z≤20;

wobei die Hauptphase des Materials TbCu&sub7;-Kristallstruktur besitzt und M 90 Atom-% oder mehr aller Elemente ausgenommen A in der Hauptphase der Verbindung ausmacht.

2. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß R2 in der allgemeinen Formel (II) mindestens ein Element, das unter Sc, Zr und Hf ausgewählt ist, bedeutet.

3. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß x in der allgemeinen Formel (II) durch die folgende Ungleichung definiert ist: 2≤x≤16.

4. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß y in der allgemeinen Formel (II) durch die folgende Ungleichung definiert ist: 0,5≤y≤6.

5. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß z in der allgemeinen Formel (II) durch die folgende Ungleichung definiert ist: o< z≤20.

6. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß z in der allgemeinen Formel (II) durch die folgende Ungleichung definiert ist: z≤10.

7. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das magnetische Material M in der allgemeinen Formel (II) in einer Menge von 70 Atom-% oder mehr enthält.

8. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß M in der allgemeinen Formel (II) Fe in einer Menge von 50% oder mehr enthält.

9. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß M in der allgemeinen Formel (II) teilweise durch T (worin T für mindestens ein Element steht, das unter Ti, Cr, V, Mo, W, Mn, Ni, Ga, Al, Nb und Ta) ersetzt ist.

10. Magnetisches Material nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß M durch T in einer Menge von 20 Atom-% oder weniger der Gesamtmenge von M teilweise ersetzt ist.

11. Magnetisches Material der allgemeinen Formel:

R1xR2yAzOuM100-x-y-z-u (III)

worin R1 fur mindestens ein Element, das unter Seltenerdelementen ausgewählt ist, steht, R2 mindestens ein Element, das unter Mg, Sc, Zr, Cd, In, Sn, Sb, Hf, Hg, Tl, Pa und Pu ausgewählt ist, bedeutet, A mindestens ein Element, das unter H, C, N und P ausgewählt ist, darstellt, M mindestens ein Element, das unter Fe und Co ausgewählt ist, ist und x, y, z und u Atom-% bedeuten, die individuell wie folgt definiert sind: x≥2, y≥o, 4≤x+y≤20, 0≤z≤20 und u≤4;

wobei die Hauptphase des Materials TbCu&sub7;-Kristallstruktur besitzt und M 90 Atom-% oder mehr aller Elemente ausgenommen A und O in der Hauptphase der Verbindung ausmacht.

12. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß R2 in der allgemeinen Formel (III) mindestens ein Element, das unter Sc, Zr und Hf ausgewählt ist, bedeutet.

13. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß x in der allgemeinen Formel (III) durch die folgende Ungleichung definiert ist: 2≤x≤16.

14. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß y in der allgemeinen Formel (III) durch die folgende Ungleichung definiert ist: 0< y≤20.

15. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß z in der allgemeinen Formel (III) durch die folgende Ungleichung definiert ist: o< z≤20.

16. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß z in der allgemeinen Formel (III) durch die folgende Ungleichung definiert ist: z≤10.

17. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß u in der allgemeinen Formel (III) durch die folgende Ungleichung definiert ist: 0,05≤u≤4.

18. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß das magnetische Material M in der allgemeinen Formel (III) in einer Menge von 70 Atom-% oder mehr enthält.

19. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß M in der allgemeinen Formel (III) Fe in einer Menge von 50% oder mehr enthält.

20. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß M in der allgemeinen Formel (III) teilweise durch T (worin T für mindestens ein Element steht, das unter Ti, Cr, V, Mo, W, Mn, Ni, Ga, Si, Al, Nb und Ta) ersetzt ist.

21. Magnetisches Material nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, daß M durch T in einer Menge von 20 Atom-% oder weniger der Gesamtmenge von M teilweise ersetzt ist.

22. Magnetisches Material der allgemeinen Formel:

R1xR2yAzm100-x-y-z (IV)

wobei die Hauptphase des Materials TbCu&sub7;-Kristallstruktur besitzt und das Verhältnis c/a der Gitterkonstanten c und a der Hauptphase größer oder gleich 0,845 ist.