DE69819953T2

DE69819953T2 - Auf Fe basierte hartmagnetische Legierung mit einer supergekühlter Spanne

Info

Publication number: DE69819953T2
Application number: DE69819953T
Authority: DE
Inventors: Akihisa Aoba-ku Inoue; Kouichi Sendai-shi Fujita; Katsuhiro Sendai-shi Fujita
Original assignee: Alps Electric Co Ltd; Toda Kogyo Corp
Current assignee: INOUE, AKIHISA, SENDAI, MIYAGI, JP; Toda Kogyo Corp
Priority date: 1997-03-25
Filing date: 1998-03-11
Publication date: 2004-11-11
Anticipated expiration: 2018-03-12
Also published as: EP0867897B1; KR19980080585A; DE69819953D1; KR100315074B1; US6280536B1; EP0867897A1

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine auf Fe basierende hartmagnetische Legierung, insbesondere auf eine auf Fe basierende hartmagnetische Legierung mit einem breiten Bereich der unterkühlten Flüssigkeit, welche einen Hartmagnetismus bei Raumtemperatur nach einer Wärmebehandlung besitzt und geeignet ist, zu einem massigen, geformten Dauermagnet-Teil gebildet zu werden.
Manche konventionellen aus einer Vielzahl von Elementen gebildete Legierungen besitzen einen breiten Temperaturbereich, um in einem Zustand der unterkühlten Flüssigkeit vor der Kristallisation zu bleiben, so dass diese Legierungen glasartige Legierungen bilden können. Im Stand der Technik ist bekannt, dass diese Art von glasartigen Legierungen viel dicker zu einer massigen Legierung geformt werden können als dünne Schichten von amorphen Legierungen, die durch die konventionelle Methode des Abschreckens aus der Schmelze hergestellt werden.
Obwohl Fe-P-C-amorphe Legierungen, zuerst in den 1960ern hergestellt, (Fe, Co, Ni)-P-B-Legierungen und (Fe, Co, Ni,)-Si-B-Legierungen, zuerst in den 1970ern hergestellt und (Fe, Co, Ni)-M (Zr, Hf, Nb)-Legierungen und (Fe, Co, Ni)-M (Zr, Hf, Nb)-B-Legierungen, zuerst in den 1980ern hergestellt, als Beispiele für dünne Schichten amorpher Legierungen bekannt waren, werden all diese Legierungen unweigerlich durch Abschrecken mit einer Kühlrate in der Größenordnung von 10⁵ K/s hergestellt, wodurch Filme mit einer Dicke von 50 μm oder weniger hergestellt wurden.
Dementsprechend wurde die Herstellung von dicken und massigen Verbundmagneten erdacht. Da diese Verbundmagneten jedoch durch ein Kompressionsformen oder ein Injektionsformen nach Mischen eines magnetischen Pulvers, welches durch Abschrecken einer geschmolzenen, hauptsächlich aus Nd₂Fe₁₄B-Phase gebildeten Flüssigkeit erzeugt wurde, und einem exchange spring-magnetischen Pulver aus Fe₃B-Nd₂Fe₁₄B₁-Legierungen mit einem Kunststoff oder Gummi aufweisenden Bindematerial gebildet wurden, wurden ihre magnetischen Eigenschaften schlecht, dazu hatten sie als Materialien geringe Festigkeit. In den glasartigen Metalllegierungen kann andererseits eine Legierung mit einer Dicke von mehreren mm gebildet werden. Legierungen mit Zusammensetzungen aus Ln-Al-TM, Mg-Ln-TM und Zr-Al-TM (wobei Ln ein Element der seltenen Erden bedeutet, während TM ein Übergangsmetall bedeutet) wurden in den Jahren zwischen 1988 bis 1991 als derartige oben beschriebene glasartige Legierungen entdeckt.
Da diese konventionellen glasartigen Metalllegierungen jedoch keinerlei Magnetismus bei Raumtemperatur aufweisen, waren industrielle Anwendungen als hartmagnetische Materialien größtenteils eingeschränkt.
Daher wurde Forschung und Entwicklung von glasartigen Metalllegierungen durchgeführt, die geeignet sind, dicke, massive Legierungen mit Hartmagnetismus bei Raumtemperatur zu ergeben.
Das Temperaturintervall ΔT_x im Bereich der unterkühlten Flüssigkeit, d. h. ein Intervall zwischen der Kristallisationstemperatur (T_x) und der Glasübergangstemperatur (T_g), oder ein numerischer Wert von (T_x – T_g), ist in Legierungen mit verschiedenen Zusammensetzungen normalerweise klein, selbst wenn der Zustand des Bereichs der unterkühlten Flüssigkeit in der Legierung existiert. Durch Berücksichtigung der Tatsache, dass konventionelle Legierungen tatsächlich eine geringe Fähigkeit haben, glasartige Metalle zu bilden und geringen praktischen Wert haben, kann das Vorhandensein von Legierungen mit einem breiten Temperaturbereich im Bereich der unterkühlten Flüssigkeit, welche in der Lage sind, eine glasartige Legierung mit einer einzelnen amorphen Phase durch Kühlen zu bilden, die Einschränkung in der Dicke von dünnen Schichten bei konventionellen amorphen Legierungen überwinden. Außerdem kann die Kristallstruktur fein und gleichförmig nach der Wärmebehandlung sein, wenn die amorphe Einzelphase erhalten werden kann. Es ist von metallurgischen Interessen größtenteils erkennbar. Nach der Entdeckung von glasartigen Metalllegierungen, welche bei Raumtemperatur Ferromagnetismus aufweisen, würde es ein Schlüsselproblem sein, ob diese Legierungen als industrielle Materialien entwickelt werden könnten oder nicht.
Ein Beispiel einer konventionellen magnetischen Legierung und eines Verfahrens zur Herstellung der Legierung kann in EP-A-0 632 471 gefunden werden. Hier ist die Herstellung eines Dauermagneten beschrieben als Pulverisieren, Formen und Sintern eines Legierungsbarrens, welcher 25 bis 31 Gew.-% eines seltenen Erdmetalls Eisen und Bor enthält. Der so produzierte Magnet weist jedoch nach dem Gießen eine kristalline Phase auf.
Das Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, eine auf Fe basierende hartmagnetische Legierung mit einem breiten Bereich der unterkühlten Flüssigkeit und Hartmagnetismus bei Raumtemperatur zur Verfügung zu stellen, welche dicker verarbeitet werden kann als dünne Schichten von amorphen Legierungen, welche durch ein konventionelles Verfahren des Abschreckens aus der Schmelze erhalten wurden, und mit hoher Festigkeit als Materialien zusammen mit exzellentem Hartmagnetismus nach Wärmebehandlung.
Gemäß einem Aspekt stellt die vorliegende Erfindung eine auf Fe basierende hartmagnetische Legierung zur Verfügung, welche Fe als eine Hauptkomponente aufweist, eine oder eine Mehrzahl von Elementen R, gewählt aus Elementen der seltenen Erden, und ein Element M, das entweder Cr oder Zr ist, aufweist; bei welcher die hartmagnetische Legierung eine kristalline Phase aufweist, welche eine oder zwei der α-Fe-Phase und Fe₃B-Phase aufweist, und eine kristalline Phase aufweist, welche eine Nd₂Fe₁₄B-Phase aufweist, welche durch Wärmebehandlung einer glasartigen Legierung ausgeschieden werden, die durch die folgende Zusammensetzungsformel dargestellt ist: Fe_{100–x–y–z–w}R_xM_yT_zB_w (worin T ein oder eine Mehrzahl von Elementen ist, die aus Co und Ni gewählt sind, wobei x, y, z und w im Bereich von 2 ≤ x ≤ 15, 4 ≤ y ≤ 20, 0,1 ≤ z ≤ 20 bzw. 10 ≤ w ≤ 30 in Atom-%-Anteilen liegen), wobei in der glasartigen Legierung das Temperaturintervall ΔTx im Bereich der unterkühlten Flüssigkeit, das durch die Formel ΔTx = Tx – Tg dargestellt ist (worin Tx und Tg eine Kristallisations-Initiierungstemperatur bzw. Glasübergangstemperatur bedeuten), 20°C oder mehr beträgt.
Gemäß einem zweiten Aspekt stellt die Erfindung eine auf Fe basierende hartmagnetische Legierung zur Verfügung, die Fe als Hauptkomponente, ein oder eine Mehrzahl von Elementen R, die aus Elementen der seltenen Erden gewählt sind, und ein Element M aufweist, das entweder Cr oder Zr ist; bei welcher die hartmagnetische Legierung eine kristalline Phase aufweist, die eine oder zwei der α-Fe-Phase und Fe₃B-Phase aufweist, und eine kristalline Phase aufweist, die eine Nd₂Fe₁₄B-Phase aufweist, die durch Wärmebehandlung einer glasartigen Legierung ausgeschieden werden, die durch die folgende Zusammensetzungsformel dargestellt ist: Fe_{100–x–y–t–w–t}R_xM_yT_zB_wL_t (worin T ein oder eine Mehrzahl von Elementen ist, die aus Co und Ni gewählt sind, wobei x, y, z, w und t im Bereich von 2 ≤ x ≤ 15, 4 ≤ y ≤ 20, 0,1 ≤ z ≤ 20, 10 ≤ w ≤ 30 bzw. 0 ≤ t ≤ 5 in Atom-%-Anteilen liegen und das Element L ein oder eine Mehrzahl von Elementen ist, die gewählt sind aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, Ga, Sn, C und P), bei welcher in der glasartigen Legierung das Temperaturintervall ΔTx im Bereich der unterkühlten Flüssigkeit, das durch die Formel ΔTx = Tx – Tg dargestellt ist (worin Tx und Tg eine Kristallisations-Initiierungstemperatur bzw. Glasübergangstemperatur bedeuten), 20°C oder mehr beträgt.
Ausführungsformen der Erfindung werden nun lediglich beispielhaft in Bezug auf die begleitenden Zeichnungen beschrieben:
1 zeigt Röntgenstrahlen-Beugungsmuster des Probebands (ribbon sample) mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd_10–yCr_yB₂₀ (y = 0, 2, 4 oder 6 Atom-%), welches in einem abgeschreckten Zustand verbleibt, nachdem es durch eine Einwalzverfahren hergestellt wurde.
2 zeigt DSC-Kurven des Probebands mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd_10–yZr_yB₂₀ (y = 0, 2, 4 oder 6 Atom-%), welches in einem abgeschreckten Zustand verbleibt, nachdem es durch ein Einwalzverfahren hergestellt wurde.
3 sind die Ergebnisse von Röntgenbeugungsversuchen nach Ausglühen eines Probebands mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀ bei 560°C (833 K) für 300 s, und die Ergebnisse von Röntgenbeugungsversuchen nach Ausglühen eines Probebands mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₄Zr_6B20 bei 570°C (843 K) für 300 s.
4 zeigt eine Abhängigkeit der magnetischen Eigenschaften von der Wärmebehandlungstemperatur, wenn ein Probeband mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd_10–yCr_yB₂₀ (y = 0, 2, 4 oder 6 Atom-%) bei einer Temperatur von 560°C bis 900°C für eine Rückhaltedauer von 300 s wärmebehandelt wird.
5 zeigt I-H-Schleifen für Probebänder mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₁₀B₂₀ vor und nach Wärmebehandlung.
6 zeigt I-H-Schleifen für Probebänder mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₈Cr₂B₂₀ vor und nach Wärmebehandlung.
7 zeigt I-H-Schleifen für Probebänder mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀ vor und nach Wärmebehandlung.
8 zeigt I-H-Schleifen für Probebänder mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₄Cr₆B₂₀ vor und nach Wärmebehandlung.
9 zeigt das Ergebnis einer Röntgenbeugungs-Strukturanalyse von massigen Materialien einer glasartigen Legierung mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀.
10 ist das Ergebnis der Untersuchungen der Wärmeeigenschaften der Proben mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀ wodurch DSC.
11 ist das Ergebnis von Untersuchungen der Abhängigkeit der Wärmebehandlungstemperatur von den magnetischen Eigenschaften der Proben mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀ nach einer Wärmebehandlung bei 620°C (893 K) bis 700°C (973 K) für eine Dauer von 300 s; und
12 zeigt I-H-Hysteresekurven (I-H-Schleifen) einer massiven Probe mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀ vor und nach Wärmebehandlung bei 650°C für 300 s, und I-H-Hysteresekurven eines Probebands mit der gleichen Zusammensetzung nach Wärmebehandlung bei 650°C für 300 s.
Die auf Fe basierende hartmagnetische Legierung mit einem Bereich der unterkühlten Flüssigkeit (im Folgenden als auf Fe basierende hartmagnetische Legierung bezeichnet) gemäß der vorliegenden Erfindung kann erzeugt werden durch ein Zusammensetzungssystem mit Fe als eine Hauptkomponente und enthaltend ein oder eine Mehrzahl von Elementen R, welche von den Elementen der seltenen Erden ausgewählt sind und ein oder eine Mehrzahl von Elementen M, welche ausgewählt sind aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W und Cu, zu welcher eine festgelegte Menge von B hinzugefügt wird.
Es ist wesentlich, dass das Temperaturintervall ΔT_x im Bereich der unterkühlten Flüssigkeit, welches dargestellt ist durch die Formel ΔT_x = T_x – T_g (wobei T_x und T_g eine Kristallisierungstemperatur bzw. eine Glasübergangstemperatur bedeuten), 20°C oder mehr beträgt. ΔT_x beträgt vorzugsweise 40°C oder mehr, wenn Cr unweigerlich in der obigen Zusammensetzungsformel enthalten ist. Durch Aufweisen eines derartigen ΔT_x kann eine amorphe Einzelphase ohne Schwierigkeiten erhalten werden, womit eine feine und gleichförmige Kristallstruktur nach einer Wärmebehandlung erhalten wird.
Die auf Fe basierende hartmagnetische Legierung mit Bereich der unterkühlten Flüssigkeit entsprechend der vorliegenden Erfindung kann durch die folgende Formel dargestellt werden: Fe_{100–x–y–z–w}R_xM_yT_zB_w wobei T ein oder eine Mehrzahl der aus Co und Ni gewählten Elemente ist und es notwendig ist, dass x, y, z und w, welche Zusammensetzungsverhältnisse repräsentieren, die Bedingungen 2 ≤ x ≤ 15, 4 ≤ y ≤ 20, 0,1 ≤ z ≤ 20, bzw. 10 ≤ w ≤ 30 in Atom-%-Anteilen erfüllen.
Die auf Fe basierende hartmagnetische Legierung mit Bereich der unterkühlten Flüssigkeit gemäß der vorliegenden Erfindung kann durch die folgende Formel dargestellt werden: Fe_{100–x–y–z–w–t}R_xM_yT_zB_wL_t worin T ein oder eine Mehrzahl von Elementen, ausgewählt aus Co und Ni ist, wobei x, y, z, w und t Zusammensetzungsverhältnisse repräsentieren, die im Bereich von 2 ≤ x ≤ 15, 4 ≤ y ≤ 20, 0,1 ≤ z ≤ 20, 10 ≤ w ≤ 30 bzw. 0 < t ≤ 5 in Atom-%-Anteilen liegen und das Element L ein oder eine Mehrzahl von Elementen ist, ausgewählt aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, Ga, Sn, C und P.
In der vorliegenden Erfindung ist es notwendig, dass x, welches die Zusammensetzungsverhältnisse in den Zusammensetzungsformeln Fe_{100–x–y–z–w}R_xM_yT_zB_w oder Fe_{100–x–y–z–w–t}R_xM_yT_zB_wL_t repräsentiert, im Bereich von 2 ≤ x ≤ 12 Atom-%-Anteil liegt, vorzugsweise in einem Bereich von 2 ≤ x ≤ 8 Atom-%-Anteil.
Es ist ebenfalls gemäß der vorliegenden Erfindung bevorzugt, dass y, welches die Zusammensetzungsverhältnisse in den Zusammensetzungsformeln Fe_{100–x–y–z–w}R_xM_yT_zB_w oder Fe_{100–x–y–z–w–t}R_xM_yT_zB_wL_t repräsentiert, im Bereich von 4 ≤ y ≤ 15 in Atom-%-Anteil liegt, besonders bevorzugt im Bereich von 4 ≤ y ≤ 6 Atom-%-Anteil.
In der vorliegenden Erfindung liegt z, welches die Zusammensetzungsverhältnisse in der Zusammensetzungsformel Fe_{100–x–y–z–w}R_xM_yT_zB_w oder Fe_{100–x–y–z–w–t} R_xM_yT_zB_wL_t repräsentiert, im Bereich von 0,1 ≤ z ≤ 20 Atom-%-Anteil, bevorzugt in einem Bereich von 2 ≤ z ≤ 10 Atom-%-Anteil.
In der vorliegenden Erfindung ist das Element M in der Zusammensetzungsformel Fe_{100–x–y–z–w}R_xM_yT_zB_w oder Fe_{100–x–y–z–w–t}R_xM_yT_zB_wL_t entweder Cr oder Zr.
Da ein gemischter Phasenzustand, welcher eine weichmagnetische Phase aufweist, in welcher eine α-Fe-Phase und eine Nd₂Fe₁₄B-Phase ausgeschieden werden, und eine hartmagnetische Phase, in welcher eine Nd₂Fe₁₄B-Phase ausgeschieden wird, in der auf Fe basierenden hartmagnetischen Legierung gebildet wird, zeigt die Legierung eine Exchange-Spring-magnetische Eigenschaft, in welcher die weichmagnetische Phase mit der hartmagnetischen Phase kombiniert ist. Die Legierungen, welche ein ΔT_x besitzen können als glasartige Legierung definiert werden, um sie von den amorphen Legierungen zu unterscheiden, welche kein ΔT_x besitzen.
Zum Erhalt einer auf Eisen basierenden hartmagnetischen Legierung mit verbesserter Koerzitivkraft und maximaler integrierter Energie ist es bevorzugt, dass die oben beschriebene Wärmebehandlung durchgeführt wird durch Erhitzen der obigen auf Eisen basierenden hartmagnetischen Legierung auf 500 bis 850°C, vorzugsweise auf 550 bis 750°C. Nach der Wärmebehandlung (nach dem Erhitzen) wird die auf Fe basierende hartmagnetische Legierung abgekühlt, z. B. durch Abschrecken mit Wasser.
Der Grund dafür, dass die Zusammensetzung begrenzt ist
Fe oder Co als Hauptkomponente in der Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung sind für den Magnetismus verantwortliche Elemente, was wichtig ist, um eine hohe gesättigte magnetische Flussdichte und eine exzellente hartmagnetische Eigenschaft zu erreichen.
Da ΔT_x in dem Zusammensetzungssystem, welches eine große Menge an Fe enthält, dazu neigt, zu groß zu werden, ermöglicht eine geeignete Einstellung des Co-Gehalts im Zusammensetzungssystem, dass das System einen Effekt hat, um den ΔT_x-Wert zu erhöhen. Das gleichzeitige Hinzufügen anderer Elemente ermöglicht es ferner, den ΔT_x-Wert zu erhöhen, ohne die magnetischen Eigenschaften zu verschlechtern, zusammen mit einem Effekt, die Curie-Temperatur zu erhöhen und den Temperaturkoeffizienten zu erniedrigen.
Als tatsächliche Maßnahme wird der numerische Wert von z, welcher das Zuasammensetzunggsverhältnis von T repräsentiert, vorzugsweise auf den Bereich von 0 ≤ z ≤ 20 Atom-%-Anteil eingestellt, um einen großen ΔT_x-Wert zu gewährleisten, damit ein ΔT_x-Wert von größer als 20°C sicher erreicht wird, wobei der numerische Wert von z, welcher das Kompositionsverhältnis von T repräsentiert, vorzugsweise in dem Bereich von 2 ≤ z ≤ 10 Atom-% eingestellt ist.
Ein Teil des oder das gesamte Co kann mit Ni ersetzt werden, falls notwendig.
R repräsentiert ein oder eine Mehrzahl von Elementen, die aus den Elementen der seltenen Erden ausgewählt sind (Y, La, Ce, Pr, Nd, Gd, Tb, Dy, Ho und Er). Die Elemente sind geeignet, die Erzeugung einer uniaxialen magnetischen Anisotropie zur Erhöhung der Kohäsivkraft (iHc), wobei ihr bevorzugter Anteil im Bereich von 2 Atom-% oder mehr und 15 Atom-% oder weniger liegt. Der Anteil ist bevorzugt im Bereich von 2 bis 12 Atom-%, am meisten bevorzugt von 2 bis 8 Atom-%, um einen hohen Magnetismus zu erhalten, ohne den Anteil von Fe zu verringern, während ein magnetisches Gleichgewicht mit der Koerzitivkraft (iHc) aufrecht erhalten wird.
M ist ein Element, das gewählt ist aus einem oder einer Mehrzahl von Zr und Cr. Diese Elemente sind geeignet, zu ermöglichen, dass eine amorphe Phase wächst, wobei der Anteil im Bereich von 4 bis 20 Atom-% liegt. Für den Zweck des Erhaltens starker magnetischer Eigenschaften sollte der Anteil vorzugsweise im Bereich von 4 bis 15 Atom-% sein, am meisten bevorzugt im Bereich von 4 bis 6 Atom-%. Cr ist unter diesen Elementen ein besonders geeignetes Element.
Da B sehr geeignet zum Bilden einer amorphen Phase ist, wird es in einem Bereich von 10 bis 30 Atom-% in der vorliegenden Erfindung hinzugefügt. Eine zugefügte Menge von weniger als 10 Atom-% ist nicht bevorzugt, weil ΔT_x verschwindet, während eine Menge von mehr als 30 Atom-% ebenfalls nicht bevorzugt ist, weil die amorphe Phase nicht gebildet werden kann. Der stärker bevorzugte Bereich ist 14 bis 20 Atom-% um eine größere Fähigkeit der Bildung der amorphen Phase und bessere magnetische Eigenschaften zu erreichen.
Ein oder eine Mehrzahl von Elementen aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, Ga, Sn, C und P, durch L repräsentiert, kann ferner der oben beschriebenen Zusammensetzung zugefügt werden.
Diese Elemente können in einem Bereich von größer als 0 bis 5 Atom-% in der vorliegenden Erfindung hinzugefügt werden. Obwohl der Zweck des Hinzufügens dieser Elemente die Verbesserung der Widerstandsfähigkeit gegenüber Korrosion ist, wird die hartmagnetische Eigenschaft verringert, wenn die Menge außerhalb dieses Bereichs liegt, außerdem ist es nicht bevorzugt, da die Glasbildungsfähigkeit sich außerhalb dieses Bereichs verschlechtert.
Zum Zweck der Herstellung von auf Eisen basierenden hartmagnetischen Legierungen mit der obigen Zusammensetzung werden zunächst Pulver oder Blöcke (wovon ein Teil vorher zu einer Legierung gebildet werden kann) von jedem Element beispielsweise vorher vorbereitet. Dann werden diese Pulver und Blöcke im oben beschriebenen Zusammensetzungsbereich gemischt, gefolgt vom Schmelzen dieses gemischten Pulvers in einer Schmelzeinrichtung, z. B. einem Tiegel in einer Atmosphäre aus inertem Gas, z. B. Argon oder in Vakuum oder in einer Atmosphäre von reduziertem Druck, um eine geschmolzene Flüssigkeit von Legierungen in dem oben beschriebenen Zusammensetzungsbereich zu erhalten.
Im nächsten Schritt kann die im oben beschriebenen Zusammensetzungsbereich liegende Legierung erhalten werden durch Gießen dieser geschmolzenen Flüssigkeit aus Legierungen in eine Form oder durch Abschrecken unter Verwendung eines Einwalzenverfahrens. Diese geformten oder gewalzten Produkte können zu einem geformten Teil einer massigen auf Eisen basierenden hartmagnetischen Legierung gebildet werden, die eine größere Dicke als amorphe Legierungsfilme hat, welche durch konventionelle Flüssigkeitsabschreckverfahren durch eine Wärmebehandlung erhalten werden. Der Ausdruck "Einwalzenverfahren" wird hier in Bezug auf ein Verfahren verwendet, um ein Band von amorphen Legierungen zu erhalten, bei welchen die geschmolzene Flüssigkeit abgeschreckt wird, dadurch dass sie auf eine rotierende Metallwalze gesprüht wird.
Die so erhaltene auf Eisen basierende hartmagnetische Legierung hat eine gute magnetische Eigenschaft, da sie keine Bindemittel, z. B. Kunststoffe oder Gummi, enthält, zusammenen mit einem Vorteil, dass ihre Materialfestigkeit hoch ist. Das Material hat auch eine exzellente Korrosionsfestigkeit und Rostverhinderungseigenschaft.
Beispiele
Beispiel 1: Herstellung von auf Eisenbasierender hartmagnetischer Legierung
Eine Basislegierung wurde hergestellt durch Mischen reiner Metalle von Fe, Co, Nd, Cr oder Zr und einem reinen Borkristall in einer Argongasatmosphäre, gefolgt von Bogenschmelzen.
Nach dem Schmelzen dieser Basislegierung in einem Tiegel wurde die geschmolzene Flüssigkeit einem Einwalzenverfahren in einer Argonatmosphäre von 60 cm Hg unterzogen, in welchem die geschmolzene Flüssigkeit abgeschreckt wurde durch Sprühen aus einer Düse mit einem Durchmesser von 0,35 bis 0,45 mm, welche sich am Boden des Tiegels befindet, mit einem Einspritzdruck von 0,50 kgf/cm² auf eine Kupferwalze, welche mit einer Geschwindigkeit von 4000 min^–1 rotiert, wodurch eine Probe eines glasartigen Metalllegierungsfilms mit einer Breite von 0,4 bis 1 mm und einer Dicke von 20 bis 30 μm hergestellt wurde. Die Oberfläche der Einwalze der Einwalzenflüssig keits-Abschreckungseinrichtung, wie hier verwendet, wurde bis einen Grad von #1500 poliert. Die Lückenbreite zwischen der Einwalze und der Spitze der Düse war 0,3 mm.
Die erhaltene Probe wurde durch Röntgenbeugung und Differential Scanning Calorimetry (DSC) untersucht, unter einem Transmissionselektronenmikroskop (TEM) angesehen, und ihre magnetische Eigenschaft wurde mit einem vibrating sample magnetometer (VSM) bei 15 kOe bei Raumtemperatur gemessen.
1 zeigt das Ergebnis der Röntgenbeugungsanalyse von Probebändern der glasartigen Legierung mit den Zusammensetzungen Fe₆₃Co₇Nd₈Cr₂B₂₀, Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀ und Fe₆₃Co₇Nd₄Cr₆B₂₀. Das Ergebnis der Röntgenbeugungsanalyse einer Dünnschicht-Vergleichsprobe der glasartigen Metalllegierung mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₁₀B₂₀, welche durch dasselbe Verfahren wie die Proben hergestellt wurde, ist auch in 1 gezeigt. Röntgenbeugungsanalyse wurde mit einem Röntgenstrahlendiffraktometer (X-ray diffractometer, XRD) unter Verwendung von Cu-Kα-Strahlung durchgeführt.
Die Ergebnisse der Strukturanalyse mit XRD, in 1 gezeigt, zeigen überlicherweise breite Muster, was darauf hinweist, dass alle Proben amorphe Strukturen besitzen.
2 ist eine DSC-Kurve, die durch Erwärmen einer Probe mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd_10–yZr_yB₂₀ im Temperaturbereich von 127 bis 827°C mit einer Heizrate von 0,67°C/s erhalten wurde.
In dem Probenband einer glasartigen Legierung mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd_10–yZr_yB₂₀ wurden mehr als 3 exotherme Maxima beobachtet, was darauf hinwies, dass die Kristallisierung in 3 Stufen stattfand. Während keine Glasübergangstemperatur T_g's unterhalb der Kristallisations-Initiierungstemperatur T_x beobachtet wurde, hat es sich ebenfalls gezeigt, dass eine endotherme Reaktion, vermutlich mit T_g korrespondierend, bei einer Temperatur von T_x oder niedriger beobachtet wurde, wenn Zr hinzugefügt wurde und die hinzugefügte Menge von Zr auf 4 Atom-% angehoben wurde.
3 zeigt ein Ergebnis einer Röntgenbeugungsanalyse nach Glühen einer Dünnschichtprobe einer glasartigen Legierung mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀ bei einer Temperatur von 560°C (833 K), eine Temperatur, die direkt nach der endothermen Reaktion vermutet wird, für 300 s und ein Ergebnis einer Röntgenbeugungsanalyse nach Glühen einer Dünnschichtprobe einer glasartigen Legierung mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₄Cr₆B₂₀ bei einer Temperatur von 570°C (843 K), eine Temperatur, die direkt nach der endothermen Reaktion vermutet wird, für 300 s.
Wie aus 3 hervorgeht, waren keine den Kristallen entsprechenden Beugungsmaxima in den beiden Dünnschichtproben der glasartigen Legierung mit den Zusammensetzungen Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀ und Fe₆₃Co₇Nd₄Cr₆B₂₀ zu beobachten, aber zeigten breite Maxima bei ca. 2 = 45°, dass die bei der Kristallisations-Initiierungstemperatur T_x oder darunter beobachtete endotherme Reaktion eine endotherme Reaktion wahr, die einem Glasübergang entsprach. Aus diesen Ergebnissen wird klar, dass das Temperaturintervall ΔT_x (= T_x – T_g) im Bereich der unterkühlten Flüssigkeit ΔT_x = 30°C ist, wenn der Zr-Anteil 4 Atom-% beträgt und ΔT_x = 35°C beträgt, wenn der Zr-Anteil 6 Atom-% beträgt, was zeigt, dass je größer die hinzugefügte Menge Zr ist, umso breiter wird das Temperaturintervall ΔT_x im Bereich der unterkühlten Flüssigkeit.
4 zeigt die Ergebnisse der Wärmeabhängigkeit von den magnetischen Eigenschaften, wenn die Proben mit den in 1 gezeigten Zusammensetzungen bei 560°C (833 K) bis 900°C (1173 K) für eine Dauer von 300 s unter Verwendung eines Muffelofens wärmebehandelt wurden.
Die Ergebnisse in 4 zeigen, dass die Sättigungsmagnetisierung in der Probe, zu welcher Cr hinzugefügt wurde (y = 2, 4 und 6), größer wird als in der vergleichenden Probe (y = 0), zu welcher Cr nicht hinzugefügt wurde, wobei die Letztere einen höheren Wert von 1 T oder mehr zeigt. Während der verbleibende Magnetismus eine Neigung zeigt, mit der ansteigenden Wärmebehandlungstemperatur in allen Proben anzusteigen, ist das Steigerungsniveau 0,8 T höher in den Proben des Beispiels, zu welchen Cr hinzugefügt wurde (y = 2, 4 und 6), als in den Beispielen des vergleichenden Beispiels ohne Cr (y = 0), was auf ein sehr hohes Remanenzverhältnis hinweist. Die Koerzitivkraft ist in den Proben, zu welchen Cr zugefügt wurde (y = 2, 4, 6) niedriger, unabhängig von der hinzugefügten Menge, als in den Proben des vergleichenden Beispiels, zu welchen kein Cr hinzugefügt wurde (y = 0), aber das maximale Energieprodukt wird groß in den Proben mit y = 4 und 6.
I-H-Schleifen der Probenbänder der glasartigen Legierung mit jeder Zusammensetzung aus 1, gemessen vor und nach Wärmebehandlung, sind in 5, 6, 7 und 8 gezeigt.
Wie aus 4 bis 8 ersichtlich, zeigen die Probenbänder der Zusammensetzung Fe₆₃Co₇Nd₁₀B₂₀, welche im abgeschreckten Zustand ohne Wärmebehandlung verbleiben, Weichmagnetismus, was darauf hinweist, dass Hartmagnetismus durch eine Kristallisierungs-Wärmebehandlung gezeigt wird. Aus der Tatsache, dass die ausgeschiedene Phase eine sehr feine Partikelgröße in der initialen Phase der Kristallausscheidung hat, und dass Abnahme der Koerzitivkraft und Verschlechterung des Remanenzverhältnisses mit Ansteigen der Wärmebehandlungstemperatur beobachtet werden, ist ersichtlich, dass das Wachstum jeder ausgeschiedenen Phase, insbesondere Kristallwachstum der weichmagnetischen Phase, stattgefunden hat. Im Fall der Probenbänder der glasartigen Legierung mit der Zusammensetzung Fe₆₃Co₇Nd_10–yB₂₀Cr_y (y = 4 und 6 Atom-%) zeigt die Probe, welche im abgeschreckten Zustand (glasartiger Legierungszustand) ohne Wärmebehandlung verbleibt, Weichmagnetismus, was darauf hinweist, dass sich Hartmagnetismus durch die Kristallisations-Wärmebehandlung zeigt. Es ist auch gezeigt, das die Sättigungsmagnetisierung und Remanenzmagnetisierung sehr hoch sind, während die Koerzitivkraft in der initialen Phase der Kristallausscheidung verstärkt wird, welche ein Maximum erreicht nach der ersten Phase der Kristallisierung und danach ein wenig abnimmt. Diese Tatsache weist darauf hin, dass die Proben des Beispiels ein größeres maximales Energieprodukt zeigen als die Proben der vergleichenden Beispiele. Es ist auch ersichtlich, dass Probenbänder der auf Fe basierenden hartmagnetischen Legierung in dem Beispiel einen Exchange-Spring-Magneten bilden können, welcher eine weichmagnetische Phase und eine hart magnetische Phase aufweist. Die Proben des Beispiels mit y = 2 Atom-% haben eine hohe Sättigungsmagnetisierung und Remanenzmagnetisierung, wenngleich ihr maximales Energieprodukt niedrig ist, was darauf hinweist, dass diese Proben ebenfalls einen Exchange-Spring-Magneten bilden können, wie jene Proben mit y = 4 und 6 Atom-%.
Beispiel 2: Herstellung einer auf Fe basierenden hartmagnetischen Legierung
Eine Basislegierung wurde hergestellt durch Mischen reiner Metalle von Fe, Co, Nd, Cr oder Zr und reinem Borkristall in einer Argonatmosphäre, gefolgt von Bogenschmelzen.
Nach dem Schmelzen dieser Basislegierung in einem Tiegel wurden Probebänder der glasartigen Metalllegierung mit einer Breite von 0,4 bis 1 mm und einer Dicke von 20 bis 30 μm durch das Einwalzverfahren hergestellt, wie beschrieben in der Herstellung von Beispiel 2. Die erhaltenen Proben wurden untersucht durch Röntgenbeugung und DSC und unter einem Transmissions-Elektronenmikroskop (TEM) beobachtet, und magnetische Eigenschaften wurden gemessen mit einem Magnetometer mit vibrierenden Proben (VSM) bei 15 kOe und bei Raumtemperatur.
Nach Einschliessen der Probebänder der glasartigen Legierungen mit Zusammensetzungen von Fe₆₃Co₇Nd_10–yCr_yB₂₀ (y = 2, 4 und 6 Atom-%) und Fe₅₈Co₇Nd₁₀Zr₅B₂₀ in ein Vakuum wurden die Proben bei 585°C (858 K) bis 250°C (1023 K) für eine Retentionszeit von 300 s unter Verwendung eines Muffelofens wärmebehandelt, um die Abhängigkeit der magnetischen Eigenschaften von der Wärmebehandlungstemperatur zu bestimmen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt. Zu Vergleichszwecken wurde ein Probeband einer Legierung mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₁₀B₂₀ in einem Vakuum eingeschlossen und bei 660°C (933 K) bis 750°C (1023 K) für eine Retentionsdauer von 300 s unter Verwendungen eines Muffelofens wärmebehandelt, um die Abhängigkeit der magnetischen Eigenschaften von der Wärmebehandlungstemperatur zu bestimmen. Das Ergebnis ist ebenfalls in Tabelle 1 gezeigt.
Tabelle 1 zeigt auch die Dichten der Probebänder der glasartigen Legierung, welche durch ein Einwalzverfahren erzeugt in einem abgeschreckten Zustand verbleiben. Tabelle 1
außerhalb des Umfangs von Anspruch 1
In Tabelle 1 repräsentiert "as-Q" ein Probeband, welches in einem abgeschreckten Zustand verbleibt, ohne einer Wärmebehandlung unterzogen zu werden, Ta repräsentiert die Wärmebehandlungstemperatur, I_s repräsentiert die Sättigungsmagnetisierung, I_r, repräsentiert die Remanenzmagnetisierung, I_r/I_s repräsentiert das Remanenzverhältnis, iH_c repräsentiert die Koerzitivkraft, und (BH)_max repräsentiert das maximale Energieprodukt.
Die Ergebnisse zeigen, dass die Sättigungsmagnetisierung ca. 1 T oder mehr in der Probe des Beispiels, zu welcher Cr oder Zr hinzugefügt wurde, ist als in der Probe des vergleichenden Beispiels, in welchem Cr oder Zr nicht zugefügt wurde. Die Probe des Beispiels, in welchem Cr oder Zr hinzugefügt wurde, hat eine höhere Remanenzmagnetisierung als die Probe des vergleichenden Beispiels, zu welcher Cr oder Zr nicht hinzugefügt wurde, wobei sie um bis zu 0,6 bis 0,9 T ansteigt und ein sehr hohes Remanenzverhältnis zeigt.
Wenn das Temperaturintervall ΔT_x im Bereich der unterkühlten Flüssigkeit mit der DSC-Kurve untersucht wurde, die erhalten wurde durch Erwärmen jeder in Tabelle 1 gezeigten Probe in einem Temperaturbereich von 127 bis 827°C mit einer Temperatursteigerungsrate von 0,67°C/s, wurde kein ΔT_x im Probeband der amorphen Legierung des vergleichenden Beispiels mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₁₀B₂₀ beobachtet, während in den Probebändern der glasartigen Legierungen mit den Zusammensetzungen Fe₆₃Co₇Nd₈Cr₂B₂₀, Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀, Fe₆₃Co₇Nd₄Cr₆B₂₀ und Fe₆₃Co₇Nd₄Zr₆B₂₀ beobachtet, die ΔT_x's waren 50 K, 40 K, 52 K bzw. 35 K, was zeigt, dass die Proben, zu welchen Cr hinzugefügt wurde, breitere Temperaturbereiche ΔT_x's im Bereich der unterkühlten Flüssigkeit haben.
Beispiel 3: Herstellung von auf Fe basierender hartmagnetischer Legierung
Reine Metall von Fe, Co, Nd und Cr und reiner Borkristall wurden zusammen unter einer Argonatmosphäre geschmolzen, um eine Basislegierung herzustellen. Nach Schmelzen dieser Basislegierung mit einer hochfrequenten elektromagnetischen Welle in einem Quarz-Schmelztiegel wurde ein Massenmaterial mit einem Durchmesser von 0,5 mm und einer Länge von 50 mm durch ein Gießverfahren hergestellt, in welchem die geschmolzene Flüssigkeit von einer Düse mit einem Durchmesser von 0,35 bis 0,5 mm, welche am oberen Ende eines Schmelztiegels angebracht war, mit einem Einspritzdruck von 1,0 bis 2,0 kgf/cm² in eine Kupferform mit Ausmaßen von 0,5 mm Durchmesser und 50 mm Tiefe in einem Vakuum (–76 cm Hg) eingespritzt.
Strukturanalyse und thermische Eigenschaften der erhaltenen Proben wurden durch Röntgenbeugung und einem hochauflösenden Transmissionselektrononmikroskop (TEM) untersucht bzw. mit einem differenziellen Scanning Calorimeter (DSC). Die magnetischen Eigenschaften wurden mit einem Magnetometer mit vibrierender Probe (vibrating sample magnetometer, VSM) bei Raumtemperatur unter einem angelegten magnetischen Feld von 15 kOe.
9 zeigt die Ergebnisse einer Strukturanalyse des massigen Materials mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀. Die Ergebnisse der Strukturanalyse des Probebands mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀, welche durch das gleiche Verfahren wie in dem obigen Beispiel beschrieben hergestellt wurde, ist ebenfalls in 9 als ein vergleichendes Beispiel gezeigt. Ein Röntgenbeugungsversuch wurde mit einem Röntgenstrahl-Diffraktometer (X-ray diffractometer, XRD) unter Verwendung von Cu-Kα-Strahlung durchgeführt.
Aus dem Ergebnis der Strukturanalyse durch XRD, in 9 gezeigt, kann geschlossen werden, dass alle Proben amorphe Strukturen annehmen, weil breite Beugungsmuster bei ca. 2θ = 40° beobachtet wurden.
10 ist das Ergebnis der Messung der thermischen Eigenschaften durch DSC eines Massenmaterials mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀. Die Ergebnisse der Messung der thermischen Eigenschaften des Probebands mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀, welches durch das gleiche Verfahren wie in dem vorhergehenden Beispiel beschrieben hergestellt wurde, ist ebenfalls in 10 als vergleichendes Beispiel gezeigt.
Von den in 10 gezeigten Ergebnissen der Messung der thermischen Eigenschaften wurde eine endotherme Reaktion bei einer Temperatur unterhalb der Kristallisations-Initiierungstemperatur in der erhaltenen BCS-Kurve be obachtet, was darauf hindeutet, dass die Probe mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀ eine Glasübergangstemperatur T_g aufweist. Dies zeigt, dass das Temperaturintervall ΔT_x (= T_x – T_g) des Bereichs der unterkühlten Flüssigkeit 40°C beträgt, welches ein identischer Wert ist mit dem Band mit der Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀.
Magnetische Eigenschaften und Abhängigkeit der Wärmebehandlungstemperatur der auf Eisen basierenden hartmagnetischen Legierungen, welche durch Wärmebehandlung eines Massenmaterials mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀ bei 620°C (893 K) bis 700°C (973 K) für eine Dauer von 300 s nach Einschließen des Materials in einem Vakuum zubereitet wurde, wurden untersucht, und die Ergebnisse sind in 11 und Tabelle 2 gezeigt. Die Ergebnisse der magnetischen Eigenschaft und Wärmebehandlungstemperatur-Abhängigkeitsuntersuchungen der Dünnschichtprobe der auf Eisen basierenden hartmagnetischen Legierung mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀, welche durch das gleiche Verfahren wie in dem vorangehenden Beispiel hergestellt wurde, sind ebenfalls in der Figur und Tabelle gezeigt.
Die in 11 und Tabelle 2 gezeigten Ergebnisse weisen darauf hin, dass die Sättigungsmagnetisierung I_s ungefähr bei einem konstanten Wert von 1 T ist, unabhängig von der Wärmebehandlungstemperatur, welche nahezu identisch zu dem Wert des Probebands ist. Die Remanenzmagnetisierung I_r ist auch ungefähr bei einem konstanten Wert von 0,7 T, der nahezu identisch zu dem Wert des Probebands ist. Die Koerzitivkraft iH_c steigt mit ansteigender Wärmebehandlungstemperatur und zeigt eine Neigung, nach Erreichen eines maximalen Werts von 394 kA/m bei 650°C (923 K) abzunehmen, welches die gleiche Neigung ist wie die einer Bandprobe mit derselben Zusammensetzung. Das maximale Energieprodukt ((BH)_max) nimmt auch mit ansteigender Wärmebehandlungstemperatur zu, wobei es eine Neigung zur Abnahme nach Erreichen eines maximalen Werts von 51 kJ/m³ bei 650°C (923 K) zeigt, welches die gleiche Neigung ist wie in dem Probenband mit der gleichen Zusammensetzung.
12 zeigt I-H-Hysteresekurven (I-H-Schleifen) des in 9 gezeigten Massenmaterials vor einer Wärmebehandlung und nach einer optimalen Wär mebehandlung. Das Ergebnis der I-H-Hysteresekurvenmessung einer Dünnschichtprobe mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀, welche durch das gleiche Verfahren wie in dem vorangehenden Beispiel hergestellt wurde, ist auch als vergleichendes Beispiel gezeigt.
Die Ergebnisse in 12 weisen daraufhin, dass die Kurve zu einer hartmagnetischen Hysteresekurve nach der Wärmebehandlung wird, während das Massenmaterial nach Gießen und vor Wärmebehandlung eine weichmagnetische Hysteresekurve zeigt. Es wurde gezeigt, dass die Hysteresekurve nach optimaler Wärmebehandlung jener einer Dünnschichtprobe mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀ ähnlich ist.
Diese Ergebnisse legen nahe, dass die Koerzitivkraft verstärkt wird durch Anwendung von Kristallisations-Wärmebehandlung und Hartmagnetismus zeigt, während das Massenmaterial mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀ mit einer Wärmeübergangstemperatur T_g unterhalb der Kristallisations-Initiierungstemperatur und einem Bereich der unterkühlten Flüssigkeit ΔT_x (= T_x – T_g) Weichmagnetismus direkt nach dem Gießen zeigt. Dies weist auf die Tatsache hin, dass das Massenmaterial die gleichen thermischen und magnetischen Eigenschaften wie das Probeband mit einer Zusammensetzung von Fe₆₃Co₇Nd₆Cr₄B₂₀ hat, wobei es ebenfalls darauf hinweist, dass die aus dieser Zusammensetzung gebildete Legierung eine sehr hohe amorphe Bildungsfähigkeit hat, wobei sie gleichzeitig eine auf Fe basierende hartmagnetische Legierung mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften ist.
Tabelle 2

Claims

Auf Fe basierende hartmagnetische Legierung, die Fe als eine Hauptkomponente, ein oder eine Mehrzahl von Elementen R, die aus Elementen der seltenen Erden ausgewählt sind, und ein Element M aufweist, das entweder Cr oder Zr ist; bei welcher die hartmagnetische Legierung eine kristalline Phase aufweist, die eine oder zwei der α-Fe-Phase und der Fe₃B-Phase aufweist, und eine kristalline Phase aufweist, die eine Nd₂Fe₁₄B-Phase aufweist, die durch Wärmebehandlung einer glasartigen Legierung ausgeschieden werden, die durch folgende Zusammensetzungsformel dargestellt ist: Fe_{100–x–y–z–w}R_xM_yT_zB_w (bei welcher T ein oder eine Mehrzahl von Elementen ist, die aus Co und Ni ausgewählt sind, wobei x, y, z und w im Bereich von 2 ≤ x ≤ 15, 4 ≤ y ≤ 20, 0,1 ≤ z ≤ 20 bzw. 10 ≤ w ≤ 30 in Atom-%-Anteilen liegen), bei welcher in der glasartigen Legierung das Temperaturintervall ΔTx im Bereich der unterkühlten Flüssigkeit, der durch die Formel ΔTx = Tx – Tg dargestellt ist (worin Tx und Tg eine Kristallisations-Initiierungstemperatur bzw. Glasübergangstemperatur bedeuten), 20°C oder mehr beträgt.
Auf Fe basierende hartmagnetische Legierung nach Anspruch 1, bei welcher besagtes Element M Cr enthält und ΔT_x 40°C oder mehr ist.
Auf Fe basierende hartmagnetische Legierung nach Anspruch 1 oder 2, bei welcher die Wärmebehandlung durch Erhitzen der auf Fe basierenden hartmagnetischen Legierung bei 500 bis 850°C durchgeführt worden ist.
Auf Fe basierende hartmagnetische Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bei welcher x in der Zusammensetzungsformel im Bereich von 2 ≤ x ≤ 12 in Atom-% liegt.
Auf Fe basierende hartmagnetische Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bei welcher y in der Zusammensetzungsformel im Bereich von 4 ≤ y ≤ 15 in Atom-% liegt.
Auf Fe basierende hartmagnetische Legierung, die Fe als eine Hauptkomponente, ein oder eine Mehrzahl von Elementen R, die aus Elementen der seltenen Erden ausgewählt sind, und ein Element M aufweist, das entweder Cr oder Zr ist; bei welcher die hartmagnetische Legierung eine kristalline Phase aufweist, die eine oder zwei der α-Fe-Phase und der Fe₃B-Phase aufweist, und eine kristalline Phase aufweist, die eine Nd₂Fe₁₄B-Phase aufweist, die durch Wärmebehandlung einer glasigen Legierung ausgeschieden werden, die durch folgende Zusammensetzungsformel dargestellt ist: Fe_{100–x–y–z–w–t}R_xM_yT_zB_wL_t (bei welcher T ein oder eine Mehrzahl von Elementen ist, die aus Co und Ni ausgewählt sind, wobei x, y, z, w und t im Bereich von 2 ≤ x ≤ 15, 4 ≤ y ≤ 20, 0,1 ≤ z ≤ 20, 10 ≤ w ≤ 30 bzw. 0 < t ≤ 5 in Atom-% Anteilen, und wobei das Element L ein oder eine Mehrzahl von Elementen ist, die aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, Ga, Sn, C und P ausgewählt sind), bei welcher in der glasartigen Legierung das Temperaturinvervall ΔTx im Bereich der unterkühlten Flüssigkeit, der durch die Formel ΔTx = Tx – Tg dargestellt ist (worin Tx und Tg eine Kristallisations-Initiierungstemperatur bzw. Glasübergangstemperatur bedeuten), 20°C oder mehr beträgt.
Auf Fe basierende hartmagnetische Legierung nach Anspruch 6, bei welcher x in besagter Zusammensetzungsformel im Bereich von 2 ≤ x ≤ 12 in Atom-% liegt.
Auf Fe basierende hartmagnetische Legierung nach Anspruch 6, worin y in besagter Zusammensetzungsformel im Bereich von 4 ≤ y ≤ 15 in Atom-% liegt.