EP0425469A2 - Permanentmagnet(-werkstoff) sowie Verfahren zur Herstellung desselben - Google Patents

Permanentmagnet(-werkstoff) sowie Verfahren zur Herstellung desselben Download PDF

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EP0425469A2
EP0425469A2 EP90890267A EP90890267A EP0425469A2 EP 0425469 A2 EP0425469 A2 EP 0425469A2 EP 90890267 A EP90890267 A EP 90890267A EP 90890267 A EP90890267 A EP 90890267A EP 0425469 A2 EP0425469 A2 EP 0425469A2
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EP
European Patent Office
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base material
atom
alloy additives
permanent magnet
nitrides
Prior art date
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EP90890267A
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English (en)
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EP0425469A3 (en
EP0425469B1 (de
Inventor
Oskar Dr. Pacher
Siegfried Dr. Heiss
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Vacuumschmelze GmbH and Co KG
Original Assignee
Boehler GmbH
Boehler Ybbstalwerke GmbH
Boehler GmbH Germany
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    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
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    • H01F1/0577—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together sintered
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    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
    • H01F41/0253—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets for manufacturing permanent magnets
    • H01F41/0293—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets for manufacturing permanent magnets diffusion of rare earth elements, e.g. Tb, Dy or Ho, into permanent magnets

Definitions

  • the invention relates to a sintered SE-Fe-B permanent magnet (material).
  • the invention further relates to a method for producing SE-Fe-B permanent magnet (s) (materials), the constituents of the base (magnet) material being produced by melt metallurgy, then pulverized and pressed in a magnetic field and then sintered.
  • Permanent magnets are known from EP-PS 126 802, which contain rare earths as well as boron and possibly cobalt as materials. These elements are homogeneously distributed in the magnetic phase due to the process parameters used.
  • the manufacture of the magnets is carried out in such a way that a starting alloy made by melt metallurgy is ground, whereupon the powder is pressed in a magnetic field, followed by a sintering process and a heat treatment.
  • EP-PS 101 552 which contain rare earths as well as iron and boron and optionally further additional elements.
  • the main magnetic phase must be an intermetallic compound of constant composition, which requires a homogeneous distribution of all elements.
  • the aim of the invention is to eliminate the disadvantages of the known magnets and their manufacturing processes and to create permanent magnets which contain rare earths and which have good temperature stability. Furthermore, the scatter of the magnetic parameters should be reduced by a new and improved manufacturing process.
  • a permanent magnet material of the type mentioned in that in or at the grain boundaries and / or in the grain boundary region of the magnetic phase, preferably SE2Fe14 B, with SE at least one element from the group of rare earths, preferably Neodymium and / or dysprosium and / or praseodymium and / or holmium is, as an alloy additive, at least one further element from the group of heavy rare earths, preferably gadolinium, holmium, dysprosium and / or terbium, and / or at least one oxide and / or Nitride and / or carbide of at least one element from the group of rare earths, preferably heavy rare earths, optionally together with grain boundary alloy additives, including oxides and / or nitrides and / or borides, at least one of the elements cobalt, chromium, aluminum, titanium and / or tantalum.
  • a method of the type mentioned at the outset is characterized in that the melt metallurgically produced, powdered base material with solid powdered and / or in liquid form alloy additives, namely at least one element from the group of heavy rare earths, preferably gadolinium and / or holmium and / or dysprosium and / or terbium and / or at least one containing at least one preferably heavy rare earth metal, which is present as oxide and / or nitride and / or carbide of this metal (these metals) or oxides and / or nitrides and / or carbides thereof Metal (these metals), in particular when forming a chemical, preferably organometallic, compound, optionally together with powdered grain boundary alloy additives, consisting of oxides and / or nitrides and / or borides, at least one of the elements cobalt, chromium, aluminum, titanium or tantalum and then mixed together Magnetic field alignment with the alloy additives and optionally the grain
  • a special feature of the new permanent magnet (material) according to the invention is the specific element enrichment in the grain boundary or in the grain boundary area and a concentration gradient at the grain edge of the magnetic phase.
  • the temperature dependence of the coercive force is influenced extremely favorably and shows favorable values at room temperature and in particular also at elevated temperatures with a high remanence.
  • alloy additives ie the elements or compounds added to the base material
  • the alloy additives are selected from the group of heavy rare earths and are present in the magnet in the form of thermodynamically stable oxides, nitrides or carbides of rare earth metals, whereby concentration gradients which are advantageously formed by microdiffusion are formed below 5 ⁇ m, preferably below 0 5 / ⁇ m.
  • the grain boundary alloy additives are also said to be thermodynamically stable compounds.
  • the effect of the grain boundary enrichment according to the invention is likely to be due to partial dissolution and re-excretion processes, which surprisingly also reduce the average grain size of the magnetic phases.
  • the base material 15 atom% ( ⁇ 5 atom%) SE, 77 atom% ( ⁇ 10 atom%) Fe and 8 atom% ( ⁇ 5 atom%) B having.
  • Certain variations in the composition of the base material are therefore possible; it is also possible to use various rare earths in the base material or in the alloy additives, alone or in combination.
  • alloy additions 0.2 to 2.5% by weight, preferably 0.8 to 2% by weight, in particular 1 to 1.5% by weight. make up% of the base material. Larger amounts of alloy additives have an undesirable effect on the characteristics of the material.
  • alloy additives present in solid form are milled with dimensions of less than 5 ⁇ m, preferably less than 1 ⁇ m, in particular less than 0.5 ⁇ m, and that the melt metallurgy produced base material to particles with dimensions less than 200 microns, preferably less than 100 microns, in particular less than 50 microns, in particular by high-energy comminution.
  • the powdered alloy additives and the comminuted base material are ground together for mixing are, preferably until the particles of the base material have dimensions of less than 30 ⁇ m, preferably less than 20 ⁇ m, in particular less than 15 ⁇ m.
  • the fine alloy additives accumulate on the comminuted particles of the base material, which has a very good influence on the subsequent sintering process.
  • the base material can essentially be completely surrounded by the finer powder.
  • Another advantageous way of intimately contacting the base material with the alloy additives is that the compounds are in liquid, in particular dissolved, form and are mixed with the powdery base material, so that the surface of the individual grains is largely wetted or contacted.
  • the base material contacted with the compounds present in liquid form is dried in particular by evaporating off the solvent for the compounds and then subjected to a heat treatment to form oxides, nitrides, carbides of the rare earth metals contained in the compound.
  • the compound can already be in the form of dissolved oxides, nitrides or carbides of RE metals or these oxides, nitrides or carbides are formed by thermal decomposition of the liquid. It is advantageous if the thermal decomposition of the connections takes place between 100 ° C. to 1000 ° C., preferably between 350 ° C. to 800 ° C.
  • soluble, in particular organometallic, compounds of preferably heavy RE metals are used as chemical compounds or that soluble salts of inorganic and / or organic acids are preferably used as chemical compounds or that acetates and / or oxalates and / or carbonates and / or halides and / or acetylacetates of the RE metals are used.
  • soluble salts of inorganic and / or organic acids are preferably used as chemical compounds or that acetates and / or oxalates and / or carbonates and / or halides and / or acetylacetates of the RE metals are used.
  • the chemical compounds admixed to the base material are broken down into the oxides, nitrides or carbides in the course of a temperature treatment and / or in the course of the temperature increase during the sintering process.
  • the actual sintering is carried out in such a way that sintering takes place in a vacuum until the alloy additives are enriched at or in the grain boundaries or until concentration gradients are formed at the grain boundaries by microdiffusion in the magnetic phase, which gradients are 5 ⁇ m, preferably 1 ⁇ m; in particular 0.5 ⁇ m, not significantly exceed. It is advantageous if the sintering is not longer than 20 minutes, preferably 10 to 20 minutes, in particular about 15 minutes, or the sintering is optionally carried out only so long that no decomposition or complete diffusion of the oxides, nitrides or carbides of RE metals or any grain boundary alloy additives. Too large deposits of the alloy additives would impair the magnetic properties of the material; an undesired decomposition (e.g. oxide decomposition) of an added rare earth metal compound could e.g. cause the dissolution of this metal in the magnetic phase.
  • an undesired decomposition e.g. oxide decomposition
  • FIG. 1 a flow chart which schematically reproduces the method steps according to the invention.
  • 2 shows a deposition or concentration curve.
  • this alloy is comminuted to a powder with dimensions of advantageously less than 50 ⁇ m.
  • the selected solid alloy additives can also be pulverized or ground, advantageously on particles with dimensions of less than 5 ⁇ m. These two powders are then ground together until the particles of the base material produced by melt metallurgy preferably have dimensions of less than 10 ⁇ m or 15 ⁇ m.
  • This powder with an essentially homogeneous particle distribution which is optionally achieved after a homogenization step, is then pressed into the desired shape in the magnetic field and then sintered at temperatures of 900 ° to 1200 ° C.
  • the alloy additives can be present as compounds in the form of solutions or in liquid form and mixed with the powder of the base material, e.g. be stirred.
  • These compounds are oxides and / or nitrides and / or carbides of RE metals or can be converted into them by heat treatment. As shown in FIG. 1, this heat treatment can take place before or after the pressing, at most in the course of the sintering. It is advisable to mix excess solvents e.g. to be removed by evaporation or to heat or, if necessary, to compress the moist or wetted base material and then to undergo the sintering in dried form.
  • the solvent of the compound can be dried in vacuo or under a protective gas.
  • a first phase which contains about 90 to 95 vol. .%, with a composition of 1.8 atom% neodymium, 82.4 atom% iron and 5.8 atom% boron, which phase is the magnetic phase.
  • a phase with about 11.1 atom-u neodymium, 4414 atom% iron and 44.4 atom% boron is obtained, the ratio of 1: 4 of Rare earths to iron can vary somewhat (e.g. (1+): 4).
  • a neodymium-rich phase is obtained in an amount of up to 5% by volume, the last (s) being (are) paramagnetic.
  • the base material is pulverized or ground.
  • this homogenization or comminution has the purpose that since the magnetic first phase is not melted during the sintering process, the metallic binding of the sintered workpiece takes place by melting or melting on the further phase.
  • This further melting phase also represents the carrier for the added alloy additives and diffuses with them into the grain boundary regions of the magnetic phase or accumulates there.
  • This deposition is shown schematically in FIG. 2, in which the concentration curve of the alloy additives over the boundary curve of two grains is shown. The alloy additives deposited on the boundary between the grains are recognized, which prevent migration of the domain walls and thus increase the coercive force of the magnetic phase.
  • the additives C 1, C 2 and C 3 give even better BHmax values than the additives A 1, A 2 and A 3. Also the addition of DyBr3 or Dy2 (CH3COO) 3 dehydrated proved to be favorable.
  • An alloy with the composition Nd (33% by weight), Fe (53% by weight), Co (15% by weight) and B (1% by weight) is pre-comminuted to a grain size of ⁇ 100 ⁇ m and continue to grind together with finely ground Dy2O3 ( ⁇ 5 ⁇ m).
  • the joint grinding creates an intimate, homogeneous mixture between the two powders.
  • the homogeneous mixture of the fine powders is magnetized, aligned and pressed in a magnetic field.
  • the green body is sintered at a temperature between 1000 ° C and 1100 ° C and then heat-treated between 600 ° C and 900 ° C.
  • the remanence of the magnets at room temperature is 1.2T and is reduced to around 1.1T at 160 ° C.
  • the coercive force is reduced from L400kA / m at room temperature to 650kA / m at 100 ° C.
  • the maximum energy product varies between 280kJ / m3 and 240kJ / m3 in the temperature range between 20 ° C and 160 ° C.
  • the granular base material for a sintered magnet with the composition Nd15Fe77B8 has an initial grain size between 0.5 and 2 mm.
  • the raw material is ground to a grain size of ⁇ 10 ⁇ m over a period of 60 min.
  • One kg of the powder is then mixed with 5 g of a mixture of dysprosium oxalate and terbium oxalate (dry powder) in a ratio of 50:50 and homogenized over a period of 20 minutes.
  • the powder is then removed from the grinding device and aligned, compressed and sintered under a protective gas in a magnetic field for the production of anisotropic magnets.
  • the Dy compounds are converted into Dy2O3, which compound is present at the grain boundaries.
  • the starting powder for a magnet with the composition Nd15Fe72Co5B8 is ground to a grain size of ⁇ 10 ⁇ m. Then the powder is mixed with a solution of 50 g / l of dysprosium acetylacetonate in acetone, 1-2 g of solution per kg of powder being used, and the solvent is evaporated to a small extent in a rotary evaporator (vacuum). By introducing the Dy compound in a dissolved form, the powder particles are provided with a very thin coating. The powder is then magnetically aligned, compacted and sintered (as in Example 1).
  • the granular base material for a sintered magnet with the composition Nd13Dy2Fe72Co5B8 has an initial grain size between 0.5 and 2 mm.
  • the raw material is ground to a grain size of ⁇ 10 ⁇ m over a period of 60 min.
  • 1 kg of the powder is then mixed with 5 g of dysprosium bromide (powder) and homogenized over a period of 20 minutes.
  • the powder coated with dysprosium bromide is then the grinding device removed and aligned for the production of anisotropic magnets under protective gas in a magnetic field, pressed and sintered. When the temperature rises, the bromide escapes and Dy2O3 is formed. The actual sintering takes place in a vacuum.
  • the starting powder for a magnet of the composition Nd13Dy2Fe72Co5B8 is ground to a particle size (10 .mu.m. Then the powder is mixed with an addition of 3 g of dysprosium acetate (powder) per kg of magnetic powder. After homogenization during a The surface of the magnetic powder is coated uniformly with dysprosium acetate for a period of 15 minutes, after which the powder is magnetically aligned, compacted and sintered (analogously to example 1). The dysprosium acetate is converted into Dy2O3 by heating.
  • the starting powder for a magnet with the composition Nd15Fe77B8 is ground to a grain size of ⁇ 10 ⁇ m. Then the powder is mixed several times with a solution of dysprosium acetylacetonate in acetone and the solvent is always evaporated down to a small amount. This is carried out until 3 g of dysprosium acetylacetonate per / kg of magnetic powder have been used up.
  • the Dy compound in dissolved form and by evaporating the solvent several times, the powder particles are provided with a very thin and even coating. The powder is then magnetically aligned, compacted and sintered analogously to Example 1, the formation of Dy2O3 taking place, which remains attached to the grain boundaries.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen gesinterten SE-Fe-B Permanentmagnetwerkstoff sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung. Erfindungsgemäß ist zur Verbesserung der magnetischen Kennwerte vorgesehen, daß in bzw. an den Korngrenzen und/oder im Korngrenzenbereich der magnetischen Phase, vorzugsweise SE2Fe14B, wobei SE zumindest ein Element aus der Gruppe der Seltenen Erden, z.B. Neodym und/oder Dysprosium und/oder Holmium ist, als Legierungszusatz zumindest ein weiteres Element aus der Gruppe der schweren Seltenen Erden, z.B. Dysprosium und/oder Terbium, und/oder zumindest Oxid und/oder Nitrid und/oder Carbid zumindest eines Elementes aus der Gruppe der Seltenen Erden, an- bzw. eingelagert ist. ZUSAMMENSETZUNG, ERFINDUNGSGEMÄß KORNGRENZENLEGIERT, OHNE KORNGRENZENLEGIERUNG; Atom-%, ZUSÄTZE, BHmax kJ/m³ 25°C, BHmax kJ/m³ 170°C, BHmax kJ/m³ 25°C, Bhmax kJ/m³ 170°C; 77Fe-88-15Nd, ,,,290, 60; ,A1, 285, 85; ,A2, 290, 85; ,A3, 285, 105; ,B1, 280, 130; ,B2, 285, 80; 77Fe-88-13Nd-2DY, ,,,270, 150; ,A1, 270, 160; ,A2, 275, 160; ,B1, 280, 150; 71Fe-6Co-88-15Nd, ,,,270, 80; ,A1, 270, 90; ,A2, 260, 170; ,B1, 265, 155; ,A3, 280, 175; ,A4, 270, 165; 65Fe-12Co-88-15Nd, ,,,260, 95; ,A1, 270, 110; ,A2, 260, 175; ,A3, 280, 185; ,B1, 255, 160; ,A4, 270, 165; 57Fe-20Co-88-15Nd, ,,,210, 100; ,A1, 260, 115; ,A2, 255, 155; ,B1, 220, 155; ,A3, 270, 165; ,A4, 270, 170 Zusammensetzung der Legierungszusätze; Zusätze ( Bezeichnung in Tab.1), Zusammensetzung der Zusätze in Gew.-% bezogen auf Pulvergewicht des Grundmaterials; A 1, 1 % Dy2O3; A 2, 1 % Dy2O3 + 1 % Al; A 3, 0,5 % Dy2O3 + 0,5 % AlBx; A 4, 0,5 % Dy2O3 + 0,5 % TiN; B 1, 0,5 % Dy2O3 + 0,5 % TaN + 0,5 % Dy; B 2, 1 % CoxBy + 0,5 % TaN; C 1, 1 % Dy2O3 + 0,5 % Dy2(CO3)3 ˙ 4 H2O; C 2, 1 % Al + 0,5 % Dy-Oxalat (Dy2C2O4)3 dehydratisiert; C 3, 0,5 % Dy2O3 + 0,5 % AlBx + 0,5 % Dy-Acetylacetonat (Dy(CH3COCHCOCH3)3)

Description

  • Die Erfindung betrifft einen gesinterten SE-Fe-B-Permanent­magnet(-werkstoff). Ferner betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von SE-Fe-B-Permanentmagnet(en) (-werkstoffen) wobei die Bestandteile des Grund(-Magnet)werkstoffes schmelzmetallurgisch hergestellt werden, sodann pulverisiert und im Magnetfeld verpreßt und anschließend gesintert werden.
  • Aus der EP-PS 126 802 sind Permanentmagnete bekannt, die unter anderem als Werkstoffe Seltene Erden sowie Bor und gegebenenfalls Kobalt enthalten. Diese Elemente sind auf Grund der eingesetzten Verfahrensparameter in der magnetischen Phase homogen verteilt. Bei der Herstellung der Magnete wird derart vorgegangen, daß eine schmelzmetallurgisch hergestellte Ausgangslegierung vermahlen wird, worauf das Pulver in einem Magnetfeld gepreßt wird, worauf ein Sintervorgang und eine Wärmebehandlung folgen.
  • Ferner sind aus der EP-PS 101 552 Permanentmagnete bekannt, welche Seltene Erden sowie Eisen und Bor und gegebenenfalls weitere Zusatzelemente enthalten. Bei diesen Magneten muß die magnetische Hauptphase allerdings eine intermetallische Verbindung konstanter Zusammensetzung sein, was eine homogene Verteilung aller Elemente bedingt. Bei dieser Ausführungsform besteht jedoch der Nachteil im großen Aufwand auf der legierungstechnischen Seite bei der Herstellung der Ausgangslegierung, welche besonders rein muß, um kritische Verunreinigungen zu vermeiden. Abgesehen davon weisen diese Magnete starke Streuungen der magnetischen Daten und schlechte Reproduzierbarkeit auf.
  • Die Erfindung setzt sich zum Ziel, die Nachteile der bekannten Magnete bzw. ihrer Herstellungsverfahren zu beseitigen und Permanentmagnete, die Seltene Erden enthalten, zu erstellen, die gute Temperaturstabilität besitzen. Ferner sollen die Streuungen der magnetischen Kennwerte durch ein neues und verbessertes Fertigungsverfahren verringert werden.
  • Diese Ziele werden bei einem Permanentmagnet(-werkstoff) der eingangs genannten Art dadurch erreicht, daß in bzw. an den Korngrenzen und/oder im Korngrenzenbereich der magnetischen Phase, vorzugsweise SE₂Fe₁₄ B, wobei SE zumindest ein Element aus der Gruppe der Seltenen Erden, vorzugsweise Neodym und/oder Dysprosium und/oder Praseodym, und/oder Holmium ist, als Legierungszusatz zumindest ein weiteres Element aus der Gruppe der schweren Seltenen Erden, vorzugsweise Gadolinium, Holmium, Dysprosium und/oder Terbium, und/oder zumindest ein Oxid und/oder Nitrid und/oder Carbid zumindest eines Elementes aus der Gruppe der Seltenen Erden, vorzugsweise der schweren Seltenen Erden, gegebenenfalls gemeinsam mit Korngrenzenlegierungszusätzen, umfassend Oxide und/oder Nitride und/oder Boride, zumindest eines der Elemente Kobalt, Chrom, Aluminium, Titan und/oder Tantal, an- bzw. eingelagert ist. Ein Verfahren der eingangs genannten Art ist erfindungsgemäß dadurch gekennzeichnet, daß der schmelzmetallurgisch hergestellte, pulverisierte Grundwerkstoff mit festen pulverisierten und/oder in flussiger Form vorliegenden Legierungszusatzen, nämlich zumindest einem Element aus der Gruppe der schweren Seltenen Erden, vorzugsweise Gadolinium und/oder Holmium und/oder Dysprosium und/oder Terbium und/oder zumindest einer zumindest ein vorzugsweise schweres SE-Metall enthaltenden, als Oxid und/oder Nitrid und/oder Carbid dieses Metalles ( dieser Metalle) vorliegenden oder Oxide und/oder Nitride und/oder Carbide dieses Metalles ( dieser Metalle) insbesondere beim Erhitzen bildenden chemischen, vorzugsweise metallorganischen, Verbindung, gegebenenfalls gemeinsam mit pulverisierten Korngrenzenlegierungs­zusatzen, bestehend aus Oxiden und/oder Nitriden und/oder Boriden zumindest eines der Elemente Kobalt, Chrom, Aluminium, Titan oder Tantal vermengt und danach unter Magnetfeldausrichtung mit den Legierungszusätzen und gegebenenfalls den Korngrenzenlegierungs­zusatzen gemeinsam verpreßt und gesintert wird. Auf Grund der erfindungsgemaßen Vorgangsweise, die eine neue Art einer Korngrenzenlegierungstechnik darstellt, wird eine Reihe von Vorteilen erreicht, indem spezielle Diffusionszonen an den Korngrenzen ausgebildet werden bzw. im Korngrenzenbereich der magnetischen Phase eine Anreicherung von Zusatzwerkstoffen erfolgt, wodurch eine Behinderung der Domänwandbeweglichkeit bei gleichzeitig kleinerer Korngroße erreicht wird. Damit ergeben sich verbesserte Koerzitivkraftwerte bei gleichzeitig hoher Remanenz bzw. einer Steigerung des Energieproduktes BHmax.
  • Ein besonderes Kennzeichen des neuen erfindungsgemaßen Permanent­magnet(-werkstoffes) ist die spezifische Elementanreicherung in der Korngrenze bzw. im Korngrenzenbereich sowie ein Konzentrationsgradient am Kornrand der magnetischen Phase. Dadurch wird die Temperaturabhängigkeit der Koerzitivkraft ausgesprochen günstig beeinflußt und zeigt bei Raumtemperatur und insbesondere auch bei erhöhten Temperaturen bei gleichzeitiger hoher Remanenz günstige Werte. Durch diese Eigenschaften kann die Anwendbarkeit des erfindungsgemäßen Magnetwerkstoffes auf Arbeitstemperaturen von über 180°C erweitert werden, wobei die Curietemperatur über 500° C liegt.
  • Besonders gute magnetische Werte werden erhalten wenn die Legierungszusatze, d.h. die dem Grundwerkstoff zugegebenen Elemente bzw. Verbindungen aus der Gruppe der schweren Seltenen Erden ausgewählt werden und in Form von thermodynamisch stabilen Oxiden, Nitriden oder Carbiden der SE-Metalle im Magneten vorliegen, wobei vorteilhafterweise durch Mikrodiffusion entstehende Konzentrationsgradienten unter 5 µm, vorzugsweise unter 0 5 /µm, ausgebildet werden. Auch die Korngrenzenlegierungszusätze sollen thermodynamisch stabile Verbindungen sein.
  • Die erfindungsgemäße Wirkung der Korngrenzenanreicherungen dürfte auf partielle Auflösungs-und Wiederausscheidunsvorgänge zurückzuführen sein, die völlig überraschend auch die Durchschnittskorngröße der magnetischen Phasen herabsetzen. Bei einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung ist vorgesehen, daß der Grundwerkstoff 15 Atom-% (± 5 Atom-%) SE, 77 Atom-% (± 10 Atom-%) Fe und 8 Atom-% (± 5 Atom-%) B aufweist. Gewisse Variationen in der Zusammensetzung des Grundwerkstoffes sind somit möglich; ebenso ist der Einsatz verschiedener Seltener Erden im Grundwerkstoff bzw. in den Legierungszusätzen allein oder in Kombination möglich.
  • Es hat sich erwiesen, daß es zur Vermeidung der Wanderung der Domänwände ausreicht, wenn die Legierungszusätze 0,2 bis 2,5 Gew.-%, vorzugsweise 0,8 bis 2 Gew.-%, insbesondere 1 bis 1,5 Gew. -% des Grundwerkstoffes ausmachen. Größere Mengen an Legierungszusatzen beeinflussen die Kennwerte des Werkstoffes in unerwünschter Weise.
  • Um die Öberflache des pulverisierten Grundwerkstoffes mit pulverisierten Legierungszusätzen in guten Kontakt zu bringen, ist erfindungsgemäß vorgesehen, daß in fester Form vorliegenden Legierungszusatzen Teilchen mit Abmessungen kleiner 5 µm, vorzugsweise kleiner 1 µm, insbesondere kleiner 0,5 µm, vermahlen werden und daß der schmelzmetallurgisch hergestellte Grundwerkstoff zu Teilchen mit Abmessungen kleiner 200 µm, vorzugsweise kleiner 100 µm, insbesondere kleiner 50 µm, insbesondere durch hochenergetische Zerkleinerung, zerkleinert wird. Erfindungsgemäß ist sodann vorgesehen, daß die pulverisierten Legierungszusatze und der zerkleinerte Grundwerkstoff zur Vermengung gemeinsam vermahlen werden, vorzugsweise so lange, bis die Teilchen des Grundwerkstoffes Abmessungen kleiner als 30µm, vorzugsweise kleiner 20µm, insbesondere kleiner 15 µm, erreichen. Durch das gemeinsame Vermahlen tritt neben einer Homogenisierung eine Anlagerung der feinen Legierungszusätze an den zerkleinerten Teilchen des Grundwerkstoffes ein, was den nachfolgenden Sintervorgang ausgesprochen gut beeinflußt. Der Grundwerkstoff kann dabei im wesentlichen vollständig mit dem feineren Pulver umgeben werden.
  • Ein anderer vorteilhafter Weg zur innigen Kontaktierung des Grundwerkstoffes mit den Legierungszusätzen besteht darin, daß die Verbindungen in flüssiger , insbesondere gelöster, Form vorliegen und mit dem pulverig vorliegenden Grundwerkstoff vermischt werden, sodaß die Oberfläche der einzelnen Körner weitgehend benetzt bzw. kontaktiert wird. Im folgenden ist es zweckmäßig , wenn der mit in flüssiger Form vorliegenden Verbindungen kontaktierte Grundwerkstoff insbesonders durch Abdampf en des Lösungsmittels für die Verbindungen getrocknet und danach einer Wärmebehandlung zur Ausbildung von Oxiden, Nitriden, Carbiden der in der Verbindung enthaltenen SE-Metalle unterzogen wird. Die Verbindung kann bereits in Form gelöster Oxide, Nitride oder Carbide von SE- Metallen vorliegen oder diese Oxide, Nitride bzw. Carbide werden durch thermische Zerlegung der Flüssigkeit gebildet. Vorteilhaft ist es, wenn die thermische Zerlegung der Verbindungen zwischen 100°C bis 1000°C, vorzugsweise zwischen 350°C bis 800°C, erfolgt.
  • Erfindungsgemäß ist vorgesehen, daß als chemische Verbindungen lösliche, insbesonders metallorganische, Verbindungen der vorzugsweise schweren SE- Metalle eingesetzt werden oder daß als chemische Verbindungen vorzugsweise lösliche Salze von anorganischen und/oder organischen Säuren eingesetzt werden oder daß als chemische Verbindungen Acetate und/oder Oxalate und/oder carbonate und/oder Halogenide und/oder Acetylacetate der SE-Metalle eingesetzt werden. Wenn z.B. vorgesehen ist, daß im Zuge der Erhitzung von den Verbindungen Wasser und/oder Kohlenmonoxid und/oder Kohlendioxid abgespalten wird, ist es zweckmäßig, daß die Wärmebehandlung des kontaktierten Grundwerkstoffes zum Abdampfen des Lösungsmittels und/oder die Zerlegung der Verbindung unter verringertem Druck, vorzugsweise unter Vakuum, erfolgt.
  • Wahlweise kann vorgesehen werden, daß die dem Grundwerkstoff zugemischten chemischen Verbindungen im Zuge einer Temperaturbehandlung und/oder im Zuge der Temperaturerhöhung beim Sintervorgang in die Oxide, Nitride oder Carbide zerlegt werden.
  • Es ist auch möglich, pulverisierte und flüssige Legierungszusätze gleichzeitig einzusetzen.
  • Beim eigentlichen Sintern wird derart vorgegangen, daß im Vakuum so lange gesintert wird, bis an bzw. in den Korngrenzen eine Anreicherung der Legierungszusätze erfolgt bzw. bis sich durch Mikrodiffusion in der magnetischen Phase an den Korngrenzen Konzentrationsgradienten ausbilden, die 5µm, vorzugsweise 1 µm; insbesondere 0,5µm, nicht wesentlich überschreiten. Vorteilhaft ist es dabei, wenn nicht länger als 20 Minuten, vorzugsweise 10 bis 20 Minuten, insbesondere etwa 15 Minuten, gesintert wird bzw. das Sintern gegebenenfalls nur so lange durchgeführt wird, daß keine Zerlegung bzw. vollständige Diffusion der Oxide, Nitride bzw. Carbide der SE- Metalle bzw. allfälliger Korngrenzenlegierungszusätze eintritt. Zu große Anlagerungen der Legierungszusätze würden die magnetischen Eigenschaften des Werkstoffes verschlechtern; eine unerwünschte Zerlegung ( z.B. Oxidzerlegung) einer zugegebenen Verbindung eines Seltenen Erdmetalles könnte z.B. die Auflösung dieses Metalles in der magnetischen Phase bewirken.
  • Im folgenden wird die Erfindung anhand von Tabellen, der Zeichnung und Beispielen naher erläutert.
  • Beiliegende Zeichnung zeigt in Fig. 1 ein Flußdiagramm, welches die erfindungsgemäßen Verfahrensschritte schematisch wiedergibt. Fig. 2 zeigt einen Ablagerungs- bzw. Konzentrationsverlauf.
  • Im folgenden wird die erfindungsgemaße Verfahrensführung anhand des in in Fig. 1 dargestellten schematischen Flußdiagrammes erläutert. Ausgehend von einer schmelzmetallurgisch hergestellten Grundlegierung erfolgt eine Zerkleinerung dieser Legierung zu einem Pulver mit Abmessungen von vorteilhafterweise kleiner 50µm. Die ausgewählten festen Legierungszusätze können ebenfalls pulverisiert bzw. vermahlen werden, vorteilhafterweise auf Teilchen mit Abmessungen kleiner 5 µm. Diese beiden Pulver werden sodann gemeinsam vermahlen, bis die Teilchen des schmelzmetallurgisch hergestellten Grundwerkstoffes Abmessungen vorzugsweise kleiner 10 µm bzw. 15µm erhalten. Dieses Pulver mit einer im wesentlichen homogen vorliegenden Teilchenverteilung , die gegebenenfalls nach einem Homogenisierungsschritt erreicht wird, wird sodann zu der gewünschten Form im Magnetfeld verpreßt und anschließend bei Temperaturen von 900° bis 1200°C gesintert.
  • Alternativ können die Legierungszusätze als Verbindungen in Form von Lösungen bzw. flüssig vorliegen und mit dem Pulver des Grundwerkstoffes vermischt, z.B. verrührt, werden. Diese Verbindungen sind Oxide und/oder Nitride und/oder Carbide von SE-­Metallen oder können durch Wärmebehandlung in diese übergeführt werden. Wie Fig. 1 zeigt, kann diese Wärmebehandlung vor oder nach den Verpressen, allenfalls im Zuge des Sinterns erfolgen. Es ist zweckmäßig, nach dem Vermischen überschüssige Lösungsmittel z.B. durch Abdampfen zu entfernen oder dem feuchten bzw. benetzten Grundwerkstoff zu erwärmen bzw. gegebenenfalls noch zu verpressen und dann in getrockneter Form dem Sintern zu unterziehen. Das Abtrocknen des Lösungsmittels der Verbindung kann im Vakuum oder unter Schutzgas erfolgen.
  • Wenn man von einem Grundwerkstoff ausgeht, der 15 Atom-% Seltene Erden, 77 Atom-% Eisen und B Atom-% Bor enthält, wobei als Seltene Erden vorteilhafterweise Neodym eingesetzt wird, so erhält man in dem schmelzmetallurgisch hergestellten Grundwerkstoff drei ausgeschiedene Phasen mit folgender Zusammensetzung: Eine erste Phase, die etwa 90 bis 95 Vol-.% ausmacht, mit einer Zusammensetzung von 1,8 Atom-% Neodym, 82,4 Atom-% Eisen und 5,8 Atom-% Bor, welche Phase die magnetische Phase darstellt. Als weitere Phase erhält man in einer Menge von etwa 5 bis 10 Vol-% eine Phase mit etwa 11,1 Atom-u Neodym, 4414 Atom-% Eisen und 44,4 Atom-% Bor, wobei das Verhältnis von 1:4 von Seltenen Erden zu Eisen etwas variieren kann ( z.B. ( 1+ ) :4 ). Als weitere Phase erhält man in einer Menge von bis 5 Vol.-% eine neodymreiche Phase, wobei die letzte(en) paramagnetisch ist(sind). Um diese drei Phasen beim magnetischen Werkstoff homogen vorliegen zu haben, erfolgt die Pulverisierung bzw. das Mahlen des Grundwerkstoffes. Gleichzeitig hat diese Homogenisierung bzw. Zerkleinerung den Zweck, daß, da beim Sintervorgang die magnetische erste Phase nicht geschmolzen wird, durch ein An- bzw. Aufschmelzen der weiteren Phase die metallische Bindung des Sinterwerkstückes erfolgt. Diese weitere aufschmelzende Phase stellt ferner den Träger für die zugegebenen Legierungszusätze dar und diffundiert mit diesen in die Korngrenzenbereiche der magnetischen Phase bzw. lagern sich dort an. Schematisch ist diese Anlagerung in Fig. 2 dargestellt, in der der Konzentrationsverlauf der Legierungszusätze über den Grenzverlauf zweier Körner dargestellt ist Man erkannt die an der Grenze zwischen den Körnern angelagerten Legierungszusätze, welche ein Wandern der Domänwände verhindern und somit die Koerzitivkraft der magnetichen Phase erhöhen.
  • In der beiliegenden Tabelle 1 werden für vorteilhafte Legierungen die erfindungsgemäß erreichbaren Werte von BHmax für 25° C und 160° C angegeben. Man erkennt, daß die korngrenzenlegierten Werkstoffe durchwegs ein besseres Energieprodukt BHmax aufweisen, abgesehen davon, daß auch-eine bessere Temperaturbeständigkeit und eine einfachere Herstellung gegeben sind.
  • In der beiliegenden Tabelle 2 sind die erfindungsgemaßen Legierungszusätze angeführt, wie sie den in der Tabelle 1 angeführten Grundwerkstoffen zugesetzt sind.
  • Die Zusätze C 1, C 2 und C 3 ergeben noch bessere BHmax-Werte als die Zusätze A 1 , A 2 und A 3. Auch die Zugabe von DyBr₃ bzw. Dy₂(CH₃COO)₃ dehydratisiert erwies sich als günstig.
    • Beispiel 1:
  • Eine Legierung mit der Zusammensetzung Nd ( 33 Gew. -%), Fe ( 53 Gew.-%), Co ( 15-Gew.-%) und B ( 1 Gew.-%) wird auf eine Korngröße < 100 µm vorzerkleinert und gemeinsam mit feingemahlenem Dy₂O₃(<5 µm) weiter vermahlen. Durch das gemeinsame Vermahlen entsteht eine innige, homogene Vermischung zwischen den beiden Pulvern. Die homogene Mischung der feinen Pulver wird in einem Magnetfeld aufmagnetisiert, ausgerichtet und verpreßt. Bei einer Temperatur zwischen 1000°C und 1100 °C wird der Grünling gesintert und anschließend zwischen 600°C und 900°C wärmebehandelt.
  • Die Remanenz der Magnete bei Raumtempertur beträgt 1,2T und reduziert sich auf ca 1,1T bei 160°C. Die Koerzitivkraft wird von L400kA/m bei Raumtemperatur auf 650kA/m bei 100°C reduziert. Das maximale Energieprodukt variiert zwischen 280kJ/m³ und 240kJ/m³ im temperaturbereich zwischen 20° C und 160°C.
  • Durch die inhomogene Verteilung des Dysprosiums im hartmagnetischen (Nd,Dy)₂Fe₁₄B Korn, insbesondere durch den Dysprosium-Konzentra­tionsgradienten entlang des Kornquerschnittes mit steigendem Dy-­Gehalt zu den Korngrenzen hin, wird auch bei Co-hältigen SE-Fe-B-­Permanentmagneten mit erhöhter Curie-Temperatur auf Grund der Koerzitivkraftsteigerung ein Einsatz dieser Magnete über 160°C möglich.
    • Beispiel 2:
  • Der körnige Grundwerkstoff für einen Sintermagnet mit der Zusammensetzung Nd15Fe77B8 weist eine Ausgangskorngröße zwischen 0,5 und 2 mm auf. Während einer Zeit von 60 min wird das Vormaterial bis zu einer Korngröße < 10 µm vermahlen. Ein kg des Pulvers wird danach mit 5 g eines Gemisches aus Dysprosiumoxalat und Terbiumoxalat ( Trockenpulver) im Verhältnis 50:50 vermischt und während einer Zeitdauer von 20 min homogenisiert. Das Pulver wird danach der Mahlvorrichtung entnommen und für die Herstellung von anisotropen Magneten unter Schutzgas in einem Magnetfeld ausgerichtet, verpreßt und gesintert. Im Zuge der Erwärmung beim Sintern werden die Dy-Verbindungen in Dy₂O₃umgewandelt, welche Verbindung an den Korngrenzen vorliegt.
    • Beispiel 3:
  • Für die Herstellung eines magnetisch anisotropen Sintermagneten wird das Ausgangspulver für einen Magnet der Zusammensetzung Nd15Fe72Co5B8 bis zu einer Korngröße < 10µm vermahlen. Danach wird das Pulver mit einer Lösung aus 50g/l Dysprosiumacetylacetonat in Aceton versetzt, wobei 1 - 2 g Lösung je kg Pulver eingesetzt werden und das Lösungsmittel wird bis auf geringe Reste in einem Rotationsverdampfer ( Vakuum) abgedampft. Durch die Einbringung der Dy-Verbindung in gelöster Form werden die Pulverteilchen mit einem sehr dünnen Überzug versehen. Das Pulver wird danach magnetisch ausgerichtet , verdichtet und gesintert ( analog Beispiel 1).
    • Beispiel 4:
  • Der körnige Grundwerkstoff für einen Sintermagnet mit der Zusammensetzung Nd13Dy2Fe72Co5B8 weist eine Ausgangskorngröße zwischen 0,5 und 2 mm auf. Während einer Zeit von 60 min wird das Vormaterial bis zu einer Korngröße < 10 µm vermahlen. 1 kg des Pulvers wird danach mit 5 g Dysprosiumbromid ( Pulver) vermischt und während einer Zeitdauer von 20 min homogenisiert. Das mit Dysprosiumbromid überzogene Pulver wird danach der Mahlvorrichtung entnommen und für die Herstellung von anisotropen Magneten unter Schutzgas in einem Magnetfeld ausgerichtet, verpreßt und gesintert. Bei Temperaturerhöhung entweicht das Bromid und es entsteht Dy₂O₃. Das eigentliche Sintern erfolgt im Vakuum.
    • Beispiel 5:
  • Für die Herstellung eines magnetisch anisotropen Sintermagneten wird das Ausgangspulver für einen Magnet der Zusammensetzung Nd13Dy2Fe72Co5B8 bis zu einer Korngröße ( 10 (um vermahlen. Danach wird das Pulver mit einem Zusatz von 3 g Dysprosiumacetat ( Pulver) pro kg Magnetpulver versetzt. Nach einer Homogenisierung während einer Dauer von 15 min ist die Oberfläche des Magnetpulvers gleichmäßig mit Dysprosiumacetat überzogen. Das Pulver wird danach magnetisch ausgerichtet , verdichtet und gesintert ( analog Beispiel 1). Das Dysprosiumacetat wird durch Erwärmung in Dy₂O₃ übergeführt.
    • Beispiel 6:
  • Für die Herstellung eines magnetich anisotropen Sintermagneten wird das Ausgangspulver für einen Magnet der Zusammensetzung Nd15Fe77B8 bis zu einer Korngröße < 10µm vermahlen. Danach wird das Pulver mehrmals mit einer Lösung aus Dysprosiumacetylacetonat in Aceton versetzt und das Lösungsmittel immer bis auf geringe Reste abgedampft. Dies wird solange durchgeführt, bis 3 g Dysprosiumacetylacetonat pro/kg Magnetpulver aufgebraucht sind. Durch die Einbringung der Dy-Verbindung in gelöster Form und durch das mehrmalige Abdampfen des Lösungsmittels werden die Pulverteilchen mit einem sehr dünnen und gleichmäßigen Oberzug versehen. Das Pulver wird danach magnetisch ausgerichtet, verdichtet und analog dem Beispiel 1 gesintert, wobei die Bildung von Dy₂O₃erfolgt, das an an den Korngrenzen angelagert verbleibt.

Claims (26)

1. Gesinterter SE-Fe-B-Permanentmagnet (-werkstoff), dadurch gekennzeichnet, daß in bzw. an den Korngrenzen und/oder im Korngrenzenbereich der magnetischen Phase, vorzugsweise SE₂Fe₁₄B, wobei SE zumindest ein Element aus der Gruppe der Seltenen Erden, vorzugsweise Neodym und/oder Dysprosium und/oder Praseodym und/oder Holmium ist, als Legierungszusatz zumindest ein weiteres Element aus der Gruppe der schweren Seltenen Erden, vorzugsweise Gadolinium, und/oder Holmium und/oder Dysprosium und/oder Terbium, und/oder zumindest ein Oxid und/oder Nitrid und/oder Carbid zumindest eines Elementes aus der Gruppe der Seltenen Erden, vorzugsweise der schweren Seltenen Erden, gegebenenfalls gemeinsam mit Korngrenzenlegierungszusätzen, umfassend Oxide und/oder Nitride und/oder Boride, zumindest eines der Elemente Kobalt, Chrom, Aluminium, Titan und/oder Tantal, an- bzw. eingelagert ist.
2. Permanentmagnet(-werkstoff) nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die An- bzw. Einlagerungen an den Korngrenzen bzw. im Korngrenzenbereich Abmessungen von 0,005 bis 10 µm, vorzugsweise von 0,05 bis 1µm , insbesondere von 0,05 bis 0,5 µm, besitzen.
3. Permanentmagnet(-werkstoff) nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Grundwerkstoff 15 Atom-% (± 5 Atom-%) SE, 77 Atom-% (± 10 Atom-%) Fe und 8 Atom-% ( ± 5 Atom-% ) B aufweist.
4. Permanentmagnet(-werkstoff) nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Eisen bis zu 30 Atom-% durch Kobalt substituiert ist.
5. Permanentmagnet(-werkstoff) nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierungszusätze 0,2 bis 2,5 Gew.-%, vorzugsweise 0,8 bis 2 Gew.-%, insbesondere 1 bis 1,5 Gew. -% des Grundwerkstoffes ausmachen.
6. Verfahren zur Herstellung von SE-Fe-B-Permanent­magnet(en) (-werkstoffen), wobei die Bestandteile des Grundwerkstoffes schmelzmetallurgisch hergestellt werden, sodann pulverisiert und im Magnetfeld verpreßt und anschließend gesintert werden, insbesondere zur Herstellung von Permanent­magnet(en) (-werkstoffen) nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß der schmelzmetallurgisch hergestellte, pulverisierte Grundwerkstoff mit festen pulverisierten und/oder in flüssiger Form vorliegenden Legierungszusätzen, nämlich zumindest einem Element aus der Gruppe der schweren Seltenen Erden, vorzugsweise Gadolinium, und/oder Holmium und/oder Dysprosium und/oder Terbium und/oder zumindest einer zumindest ein-­vorzugsweise schweres SE-Metall enthaltenden, als Oxid und/oder Nitrid und/oder Carbid dieses Metalles ( dieser Metalle) vorliegenden oder Oxide , Nitride und/oder Carbide dieses Metalles dieser Metalle) insbesondere beim Erhitzen bildenden, chemischen, vorzugsweise metallorganischen, Verbindung, gegebenenfalls gemeinsam mit pulverisierten Korngrenzenlegierungszusätzen, bestehend aus Oxiden und/oder Nitriden und/oder Boriden zumindest eines der Elemente Kobalt, Chrom, Aluminium, Titan oder Tantal vermengt und danach unter Magnetfeldausrichtung mit den Legierungszusätzen und gegebenenfalls den Korngrenzenlegierungszusätzen gemeinsam verpreßt und gesintert wird.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß die dem grundwerkstoff zugemischten chemischen Verbindungen im Zuge einer Temperaturbehandlung und/oder im Zuge der Temperaturerhöhung beim Sintervorgang in die Oxide, Nitride oder Carbide zerlegt werden.
8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, daß die thermische Zerlegung der Verbindungen zwischen 100°C bis 1000° C, vorzugsweise zwischen 350°C bis 800°C erfolgt.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß als chemische Verbindungen lösliche, insbesondere metallorganische, Verbindungen, der vorzugsweise schweren SE-Metalle eingesetzt werden.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß als chemische Verbindungen vorzugsweise lösliche Salze von anorganischen und/oder organischen Säuren eingesetzt werden.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß im Zuge der Erhitzung von den Verbindungen Wasser und/oder Kohlenmonoxid und/oder Kohlendioxid abgespalten wird ( werden).
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß als chemische Verbindungen Acetate und/oder Oxalate und/oder Carbonate und/oder Halogenide und/oder Acetylacetonate der SE-Metalle eingesetzt werden.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß die in flüssiger bzw. gelöster Form vorliegenden Verbindungen mit dem pulverisierten Grundwerkstoff vermischt werden und vorzugsweise die gesamte Oberfläche des Grundwerkstoffes mit der Verbindung bzw. Lösung benetzt bzw. überzogen bzw. in Kontakt gebracht wird.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß der mit in flüssiger Form vorliegenden Verbindung kontaktierte Grundwerkstoff insbesondere durch Abdampfen des Lösungsmittels für die Verbindungen getrocknet und danach einer Wärmebehandlung zur Ausbildung von Oxiden, Nitriden, Carbiden der in der Verbindung enthaltenen SE-Metalle unterzogen wird.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 14, dadurch gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung des kontaktierten Grundwerkstoffes und/oder die Zerlegung der Verbindung unter verringertem Druck, vorzugsweise unter Vakuum, erfolgt.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß die in fester Form vorliegenden Legierungszusätze zu Teilchen mit Abmessungen < 5µm, vorzugsweise < 1µm, insbesondere < 0,5µm, vermahlen werden.
17. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 16, dadurch gekennzeichnet, daß der schmelzmetallurgisch hergestellte Grundwerkstoff zu Teilchen mit Abmessungen < 200µm, vorzugsweise < 100 µm, insbesondere < 50µm, insbesondere durch hochenergetische Zerkleinerung, zerkleinert wird.
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 17, dadurch gekennzeichnet, daß in fester Form vorliegende Legierungszuätze und der zerkleinerte Grundwerkstoff zur Kontaktierung gemeinsam vermahlen werden, vorzugsweise so lange, bis die Teilchen des Grundwerkstoffes Abmessungen < 30µm, vorzugsweise < 20µm, insbesondere < 15µm, erreichen.
19. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 18, dadurch gekennzeichnet, daß das Sintern im Vakuum bei Temperaturen zwischen 800°C und 1300°C,vorzugsweise 900°C bis 1200°C, vorteilhafterweise bei Temperaturen bis 1000°C, insbesondere bei Temperaturen erfolgt, bei denen die magnetische Phase noch nicht, die anderen Phasen des Grundwerkstoffes jedoch zumindest auf - bzw. angeschmolzen sind.
20. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 19, dadurch gekennzeichnet,daß so lange gesintert wird, bis an bzw. in den Korngrenzen(bereichen) eine Anreicherung der Legierungszusatze erfolgt bzw. bis sich durch Mikrodiffusion in der magnetischen Phase an bzw. in den Korngrenzen(bereichen) Konzentrations­gradienten ausbilden, die 5 µm, vorzugsweise 1 µm, insbesondere 0,5µm, nicht wesentlich überschreiten.
21. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 20, dadurch gekennzeichnet, daß nicht länger als 20 min , vorzugsweise 10 bis 20 min, insbesondere etwa 15 min, gesintert wird bzw. das Sintern gegebenenfalls nur so lange durchgeführt wird, daß keine Zerlegung bzw. vollständige Diffusion der Oxide, Nitride und/oder Carbide der SE-Metalle bzw. allfälliger Korngrenzenlegierungszusätze eintritt.
22. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 21, dadurch gekennzeichnet, daß als schmelzmetallurgisch hergestellter Grundwerkstoff ein Werkstoff mit 15 Atom-% ( ± 5 Atom-%) Seltene Erden, 77 Atom-% (± 10 Atom-%) Eisen und 8 Atom-% ( ± 5-Atom-%) Bor eingesetzt wird.
23. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 22, dadurch gekennzeichnet, daß in dem schmelzmetallurgisch hergestellten Werkstoff Eisen bis zu 30 Atom-% durch Kobalt substituiert wird.
24. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 23, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierungszusätze im Ausmaß von 0,2 bis 2,5 Gew.-% , vorzugsweise 0,8 bis 2 Gew.-%, insbesondere 1 bis 1,5 Gew.-% des schmelzmetallurgisch hergestellten pulverisierten Grundwerkstoffes diesem zugesetzt werden.
25. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 24; dadurch gekennzeichnet, daß ein Grundwerkstoff eingesetzt wird, der als Seltene Erden Neodym und/oder Dysprosium und/oder Holmium enthält.
26. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 25, dadurch gekennzeichnet, daß gesinterter Werkstoff einer Wärmebehandlung in einem Temperaturbereich von 350°C bis 1200 °C unterzogen wird.
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