EP2735003A1 - Magnetisches material und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

Magnetisches material und verfahren zu dessen herstellung

Info

Publication number
EP2735003A1
EP2735003A1 EP12729553.3A EP12729553A EP2735003A1 EP 2735003 A1 EP2735003 A1 EP 2735003A1 EP 12729553 A EP12729553 A EP 12729553A EP 2735003 A1 EP2735003 A1 EP 2735003A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
kpa
during
recombination
desorption
magnetic material
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
EP12729553.3A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Konrad Güth
Oliver Gutfleisch
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Robert Bosch GmbH
Aichi Steel Corp
Original Assignee
Robert Bosch GmbH
Aichi Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Robert Bosch GmbH, Aichi Steel Corp filed Critical Robert Bosch GmbH
Publication of EP2735003A1 publication Critical patent/EP2735003A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • 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
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0571—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
    • H01F1/0573—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 obtained by reduction or by hydrogen decrepitation or embrittlement
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/023—Hydrogen absorption
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01B—NON-METALLIC ELEMENTS; COMPOUNDS THEREOF; METALLOIDS OR COMPOUNDS THEREOF NOT COVERED BY SUBCLASS C01C
    • C01B35/00—Boron; Compounds thereof
    • C01B35/02—Boron; Borides
    • C01B35/04—Metal borides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0207—Using a mixture of pre-alloyed powders or a master alloy
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • 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
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0579—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B with exchange spin coupling between hard and soft nanophases, e.g. nanocomposite spring magnets
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/03—Amorphous or microcrystalline structure
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • 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
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/0553—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 obtained by reduction or by hydrogen decrepitation or embrittlement

Definitions

  • the invention relates to a magnetic material, and a method for its production.
  • Magnetic materials as well as methods for their preparation are known from the prior art.
  • finely crystalline, so-called nanocrystalline magnetic powders by ball milling or rapid solidification and subsequent hot-compacting or hot deformation or by "exchange coupling or Remanenzüberhöhung" obtained.
  • a disadvantage of this is the complex processing of the starting alloy, and the often low energy density and remanent magnetization of the resulting
  • DE 197 52 366 A1 describes a process for producing a hard magnetic samarium-cobalt base material by means of a H DDR process (hydrogenation - disproportionation - desorption - recombination), wherein the disproportionation at a hydrogen pressure of more than 0.5 MPa and a temperature from 500 ° C to 900 ° C is performed.
  • H DDR process hydrogenation - disproportionation - desorption - recombination
  • the inventive method with the features of claim 1 is characterized by a simplified feasibility. This is at least one soft magnetic phase having a sufficiently small crystallite size is uniformly and efficiently coupled to a hard magnetic phase, at the same time texturing the hard magnetic phase. Under texturing or texture formation is understood that a
  • hard magnetic phase is formed with a crystallographic preferred direction.
  • the formation of the magnetic material according to the invention takes place in a continuous process, wherein the desorption and recombination of the magnetic material take place either successively or in parallel.
  • the abbreviation "desorption / recombination” for both options mentioned above, namely for both a sequential drainage of desorption and recombination, as well as a parallel running of the
  • a magnetic material having a high remanent magnetization of preferably about 1.3 to 1.5 tesla is obtained.
  • the crystallites of the material according to the invention are characterized by a high degree of texturing, i. they have a crystallographic preferred direction. It has surprisingly been found that the nucleation, the crystal growth and in particular the texturing of the magnetic material can be positively influenced by the application of a magnetic field during at least one of the method steps. This increases the remanent magnetization of the material according to the invention. Furthermore, by appropriate choice of
  • the remanent magnetization can be set specifically.
  • the final crystallite size of the magnetic material according to the invention can be controlled by the method according to claim 1 so that it is smaller by at least one size unit than in conventional magnetic materials produced by the HDR method. Due to this very small crystallite size of preferably less than 300 nm, and more preferably less than 100 nm or even less than 50 nm, the
  • the magnetic field is applied during the desorption step and the recombination step.
  • the production of the magnetic material is preferably controlled so that between the disproportionation on the one hand and the desorption (for successive desorption and recombination) or the desorption and recombination (for parallel desorption and recombination) on the other side there is an equilibrium that can be shifted in one direction or another by targeted application of the magnetic field.
  • the crystallite size and especially the initiation or improvement of the texturing of the magnetic material are particularly strongly influenced by the magnetic field, so that it starts already during nucleation and during germ growth and thus the texturing of the magnetic material can be controlled specifically. This increases the remanent magnetization of the magnetic material.
  • the magnetic field strength of the applied magnetic field is more than 0 to about 100 Tesla, preferably more than 0 to 10 Tesla.
  • Field strength is sufficient to cause high texturing in the magnetic material and to promote a crystallite size of the desired size, and preferably of a few 100 nm or even less than 100 nm.
  • the magnetic field strength is not limited to the top. In the preferred range of up to 10 Tesla, the nucleation and growth rate of the crystallites and in particular the texturing of the material is optimally controllable with the lowest possible production costs. The optimum magnetic field strength can be easily found out by a person skilled in the art by simple comparative experiments. The state of equilibrium between disproportionation and
  • Desorption / recombination is preferably by lowering the
  • Desorption / recombination of the magnetic material is more easily targeted adjustable, which in turn is promoted the texturing of the magnetic material.
  • Hydrogenation step about 20 ° C to 350 ° C, preferably about 300 ° C and / or the temperature during the Disproportiontechnischs Colour.es 500 ° C to 1000 ° C, preferably 750 ° C to 850 ° C and / or the temperature during the
  • Temperature range between 750 ° C and 850 ° C in terms of speed and process costs promotes an optimal course of reaction.
  • the high temperature during desorption leads to an almost complete recombination to the final magnetic product.
  • the hydrogen partial pressure during the hydrogenation step is 20 kPa to 100 kPa and more, preferably 20 kPa to 40 kPa and especially 30 kPa and / or the hydrogen partial pressure during the disproportionation step 20 kPa to 40 kPa, preferably 30 kPa and / or the hydrogen partial pressure during the desorption step 0.5 kPa to 1, 5 kPa, preferably 1 kPa and / or the hydrogen partial pressure during the recombination step is 0 kPa to 1 kPa, preferably 0 kPa.
  • the high pressures of 100 kPa and more during the hydrogenation step are particularly advantageous for high alloyed starting materials, while for low alloyed starting materials pressures of 20 to about 40 kPa are sufficient.
  • the pressures during the disproportionation step and also during the recombination step may vary depending on the soft magnetic material used. That's how they are
  • Process management promotes the texturing of the magnetic material. Furthermore, it simplifies the reaction procedure and is therefore expedient. The optimum pressure for the respective magnetic material, the expert can easily find out by simple comparison experiments.
  • Hydrogen partial pressure is at low alloyed starting materials between 20 kPa and 40 kPa to a sufficient amount of hydrogen for the
  • Hydrogen partial pressure of 30 kPa is particularly preferred from a process engineering and economic point of view.
  • the hydrogen partial pressure during the desorption step is the hydrogen partial pressure of the desorption step
  • Disproportionation step in particular by ball milling, and in particular by reactive ball milling is reduced. If ball milling is already carried out in the hydrogenation step, this is preferably done by reactive ball milling.
  • the ball milling or reactive ball milling promotes the formation of the smallest possible crystallites, which has a positive effect on the crystallite size and the Texturing of the magnetic material according to the invention effects.
  • Another advantage of ball milling is that the particle size of the
  • Starting material can then be larger, since this is sufficiently crushed by the step of ball milling.
  • ball milling the crystallite size of the starting material and / or the during the
  • Hydrogenation step and / or the Disproportionierungs Coloures resulting material is preferably reduced to less than 50 nm and more preferably to 5 to 20 nm. If the ball milling is carried out before the hydrogenation step, this can also be done at a temperature of about 20 ° C, which significantly reduces the process costs.
  • the ball milling can also be carried out under a hydrogen atmosphere, resulting in a shortened grinding time and thus also reduced
  • the ball milling can be carried out by means of conventional devices.
  • the H 2 pressure applied for grinding is at least 0.1 MPa, preferably at least 1 MPa, more preferably at least 10
  • Hydrogenating step and / or disproportionation step resulting material has a crystallite size of less than 50 nm, and preferably from 5 to 20 nm.
  • the specified H 2 pressure ensures fast and sufficiently good, homogeneous grinding and thus disproportionation.
  • the Height of the applied H 2 pressure, the expert can easily find out by appropriate preliminary tests.
  • the time of addition of the soft magnetic material is after disproportionation. This means that said material can be added either directly after disproportionation or at a later stage of the process.
  • the time of addition can be, for example, in
  • the said soft magnetic material can also be added after recombination, provided that in this particular case the starting particle size of the magnetic material is less than 5 ⁇ m.
  • the soft magnetic material can be added by conventional methods such as physical blending or chemical addition, that is, for example, by vapor deposition or so-called co-milling in a low-intensity agitating mill.
  • the soft magnetic material is preferably mechanically mixed with the disproportionated material, thereby enabling effective exchange coupling. This promotes a homogeneous, nanoscale distribution of soft and hard magnetic phases and a small crystallite size of the magnetic material, which in turn the
  • the soft magnetic material is not limited in detail.
  • the soft magnetic material is formed of Fe and / or Co or of an alloy of these two elements.
  • the elements iron and cobalt, as well as their mixtures or alloys thereof promote the texturing of the magnetic material very well.
  • An alloy of the elements iron and cobalt, which is particularly suitable for the process according to the invention is Fe 65 Co 35 .
  • the amount of soft magnetic material is in a range of more than 0 to 50 wt .-%, preferably 10 to 30 wt .-%, more preferably about 20 wt .-%, each based on the starting material. In this range, the amount of soft magnetic material is sufficient to allow good exchange coupling associated with high overall magnetization of the magnetic material and thus to create a homogeneous high texture textured magnetic structure therein.
  • the magnetic material is hot-deformed during the desorption step and / or the recombination step and / or
  • the rare earth metal is selected from the group consisting of: Nd, Sm, La, Dy, Tb, Gd, more preferably: Nd, Sm, La.
  • These rare earth metals can be due to their physical and chemical properties particularly well with the invention
  • the transition metal is selected from the group consisting of Fe and Co. These two transition metals are readily available and relatively inexpensive and have very good magnetic properties. More preferably, the magnetic material, and preferably the starting material, contains at least one further element, in particular B and / or Ga and / or Nb and / or Si and / or Al. These elements can be the magnetic as well as physical and chemical properties of the material and its resistance, so its chemical or
  • Electrochemical resistance eg corrosion resistance
  • Boron is particularly preferred because it promotes the structure formation of the magnetic material, that is to say in particular the hard magnetic phase of the type Nd 2 Fei 4 B.
  • the process is carried out so that the intermediate product produced after the disproportionation step and / or after the grinding is a stoichiometric intermediate.
  • the intermediate is single phase, so none
  • the primary hydrogenated intermediate is thus SEH 2 , where SE is rare earth metal (s). This can be done by specific choice of the parameters temperature,
  • Nd 2 F 14 B is converted into the three disproportionated phases mentioned above, wherein NdH 2 + x is formed.
  • this powder is heated, for example at 650 ° C., this superstoichiometric phase changes to a stable NdH 2 phase at about 200-300 ° C. and hydrogen is released.
  • the process is carried out such that the intermediate product produced after the disproportionation step and / or after the grinding is a superstoichiometric Intermediate is.
  • SEH 2 there is also SEH 3 , which is also generally SEH 2 + x. This can be adjusted by specific selection of the parameters temperature, hydrogen partial pressure and reaction time.
  • a permanent magnet which comprises at least one rare earth metal and at least one transition metal and which has been prepared according to the method described above.
  • This permanent magnet is characterized by a particularly high
  • Preferred permanent magnet compositions are NdTM 12 and Sm 2 TM 17 where TM is transition metal. Especially preferred
  • Compositions are Sm 2 Fei 7 , SmCo 5 , and due to its
  • the permanent magnet of the invention has a remanent magnetization of 1, 3 to 1, 5 Tesla.
  • the invention relates to a method for producing a magnetic material from a starting material, wherein the
  • Starting material comprises at least one rare earth metal (SE) and at least one transition metal
  • SE rare earth metal
  • transition metal the method comprising the known from the conventional H DDR method steps: hydrogenation of the starting material, disproportionation of the starting material, desorption and recombination, wherein during at least one step, a magnetic field such is present that a textured magnetic material is obtained or the formation of a texture is promoted in the magnetic material.
  • FIG. 1 shows a schematic overview of the conventional H DDR method
  • FIG. 2 is a schematic overview of the first invention
  • FIG. 3 is a schematic overview of a second invention
  • FIG. 4 is a schematic overview of a third invention
  • FIG. 5 is a schematic overview of a fourth invention
  • Figure 6 is a schematic overview of a fifth invention
  • FIG. 7 is a schematic overview of a sixth invention
  • Figure 8a is a graph showing the dependence of the crystallite size
  • Coercive field strength ( ⁇ 0 ) of a superstoichiometric ball milled magnetic material from the temperature during the recombination step is Coercive field strength ( ⁇ 0 ) of a superstoichiometric ball milled magnetic material from the temperature during the recombination step.
  • Figure 8b is a graph showing the dependence of the crystallite size
  • Coercive field strength ( ⁇ 0 ) of a stoichiometric ball milled magnetic material from the temperature during the recombination step is Coercive field strength ( ⁇ 0 ) of a stoichiometric ball milled magnetic material from the temperature during the recombination step.
  • 9a shows a high resolution SEM (LEO Gemini 1530 FEG) of a Nd28,78Fe ba iB 1, 1 Gao, 35Nbo, 26 material, which means
  • FIG. 9b shows a high-resolution SEM image (LEO FEG 1530 Gemini) of a Nd28.78Fe ba 1 , 1 Gao, 35Nbo, 26 material, which was produced by means of HDDR process and additional ball milling.
  • the H DDR method 10 comprises the
  • an Nd 2 Fe-i 4 B block piece having an initial particle size of, for example, about 50 to 100 ⁇ is fed at 840 ° C increasing temperature hydrogen.
  • Hydrogen partial pressure is thereby raised in the system to 30 kPa, which leads to a disproportionation of the starting material under
  • NdH 2 , Fe and Fe 2 B Hydrogen absorption and thus the formation of NdH 2 , Fe and Fe 2 B comes.
  • the hydrogen partial pressure is maintained until an equilibrium has been established in which several phases, ie NdH 2 and NdH 2 + x in addition to NdH 3 , are present (superstoichiometric intermediate).
  • Composition of the reaction mixture is determined by conventional methods (eg X-ray diffractometry). In the subsequent desorption or recombination steps 3 and 4, the temperature is still maintained at 840 ° C, the hydrogen partial pressure but lowered to 1 kPa to finally 0.1 kPa. In this case, a recombination of the individual phases to Nd 2 Fe-i 4 B takes place with liberation of hydrogen.
  • the crystallite size of the resulting magnetic material is typically 200-400 nm
  • Magnetization of typically about 0.8 Tesla is achieved.
  • FIG. 2 shows a first exemplary embodiment.
  • a Nd 2 Fei 4 B block piece with a starting particle size of 50 to 300 ⁇ is hydrogenated and
  • the starting alloy material is stoichiometric. There are no intergranular rare earth metal-rich phases.
  • Composition of the reaction mixture is determined by conventional methods (e.g., X-ray diffractometry).
  • the temperature of the system during the hydrogenation step is 1 200 ° C, during the
  • Disproportionation step 2 and the desorption step 3 800 ° C wherein the hydrogen partial pressure is maintained until the desorption step 3 to 30 kPa and during the desorption step 3 is lowered to 1 kPa and then further to 0 kPa.
  • Recombination step 4 and alternatively in the equilibrium state between disproportionation 2 and desorption 3 / recombination 4, is also due to a magnetic field 5 of 8 Tesla on the system.
  • the final magnetic final product is typically about 50 nm.
  • the crystals are characterized by X-ray diffractometry.
  • the texturing of the obtained magnetic material is high.
  • the remanent magnetization of the magnetic material thus obtained is typically about 1.4 Tesla.
  • FIG. 3 shows a second exemplary embodiment.
  • an Nd 2 Fei 4 B block piece with a starting particle size of 100 to 150 ⁇ is hydrogenated and
  • the starting alloy material is stoichiometric. There are no intergranular rare earth metal-rich phases.
  • Composition of the reaction mixture is determined by conventional methods (eg: X-ray diffractometry).
  • the starting compound is ground by means of ball milling 6, so that the resulting particle size is 2 to 10 ⁇ m.
  • Ball milling is carried out during the hydrogenation and disproportionation steps with an H 2 pressure of at least 0.1 MPa.
  • the temperature of the system is during the
  • Hydrogenation step 1 250 ° C, during the disproportionation step 2 and the desorption step 3 800 ° C, wherein the hydrogen partial pressure is maintained until the desorption step 3 to 30 kPa and during the
  • Desorption step 3 to 1 kPa and then further lowered to 0 kPa.
  • desorption step 3 and recombination step 4 and alternatively in the equilibrium state between disproportionation 2 and
  • Desorption 3 / recombination 4 a magnetic field 5 of 8.5 Tesla is also applied to the system.
  • the crystal size of the final magnetic product is typically about 30 nm.
  • the crystals are characterized by X-ray diffractometry. The texturing of the obtained magnetic material is high.
  • the remanent magnetization is typically about 1.4 Tesla.
  • FIG. 4 shows a third exemplary embodiment.
  • a Nd 2 Fei 4 B block piece with a starting particle size of 50 to 150 ⁇ is hydrogenated and
  • the starting alloy material is superstoichiometric. So there are more rare earth metal-rich phases.
  • the composition of the reaction mixture is determined by conventional methods (e.g.
  • the starting compound is ground in step 1 and 2 by means of ball milling 6, so that the resulting crystallite size is 2 to 4 ⁇ .
  • the temperature of the system is during the
  • Desorption step 3 to 1 kPa and then further lowered to 0 kPa.
  • desorption step 3 and the recombination step 4 and alternatively in the equilibrium state between disproportionation 2 and
  • Desorption 3 / recombination 4 a magnetic field 5 of 8.5 Tesla is also applied to the system.
  • the crystallite size of the final magnetic product is typically about 40 nm.
  • the crystals are characterized by X-ray diffractometry. The texturing of the obtained magnetic material is high.
  • the remanent magnetization is typically about 1.4 Tesla.
  • FIG. 5 shows a fourth exemplary embodiment.
  • an Nd 2 Fei 4 B block piece with a starting particle size of 30 to 100 ⁇ m ⁇ is hydrogenated and
  • the starting alloy material is stoichiometric. There are no intergranular rare earth metal-rich phases.
  • Composition of the reaction mixture is determined by conventional methods (e.g., X-ray diffractometry).
  • the temperature of the system during the hydrogenation step is 1 300 ° C, during the
  • Disproportionation step 2 and the desorption step 3 800 ° C wherein the Hydrogen partial pressure is maintained until the desorption step 3 to 30 kPa and during the desorption step 3 is lowered to 1 kPa and then further to 0 kPa.
  • Recombination step 4 and alternatively in the equilibrium state between disproportionation 2 and desorption 3 / recombination 4, is also present
  • Disproportionation step 2 are additionally more than 0 wt .-% to 50 wt .-%, preferably 25 wt .-% nanoparticulate iron 7 based on the
  • the particle size of the iron is typically 5 to 50 nm.
  • the crystallite size of the final magnetic product is typically less than 30 nm
  • the texturing of the obtained magnetic material is high.
  • the remanent magnetization is typically about 1.4 Tesla.
  • FIG. 6 shows a fifth exemplary embodiment.
  • a Nd 2 Fei 4 B block piece with a starting particle size of 50 to 150 ⁇ is hydrogenated and
  • the starting alloy material is stoichiometric. There are no intergranular rare earth metal-rich phases.
  • Composition of the reaction mixture is determined by conventional methods (e.g., X-ray diffractometry).
  • the starting compound is ground in step 1 and 2 by means of ball milling 6, so that the resulting primary crystallite size is 2 to 5 ⁇ .
  • the temperature of the system during the hydrogenation step is 1 300 ° C, during the
  • Hydrogen partial pressure is maintained until the desorption step 3 to 30 kPa and during the desorption step 3 is lowered to 1 kPa and then further to 0 kPa. During the desorption step 3 and the
  • Recombination step 4 and alternatively in the equilibrium state between disproportionation 2 and desorption 3 / recombination 4, is also present
  • Disproportionation step 2 are additionally more than 0 wt .-% to 50 wt .-%, preferably 30 wt .-% nanoparticulate iron 7 based on the
  • the particle size of the iron is typically 5 to 50 nm.
  • the crystallite size of the final magnetic product is typically less than 30 nm. The crystals are formed by means of
  • the texturing of the obtained magnetic material is high.
  • the remanent magnetization is typically about 1.4 Tesla.
  • FIG. 7 shows a sixth exemplary embodiment.
  • a Nd 2 Fe-i 4 B block piece having a starting particle size of 120 to 200 ⁇ m is hydrogenated and disproportionated.
  • the starting alloy material is stoichiometric. There are no intergranular rare earth metal-rich phases.
  • Composition of the reaction mixture is determined by conventional methods (e.g., X-ray diffractometry).
  • the starting compound is ground in step 1 and 2 by means of ball milling 6, so that the resulting crystallite size is 2 to 5 ⁇ .
  • the temperature of the system during the hydrogenation step 1 is 250 ° C, during the disproportionation step 2 and the desorption step 3 800 ° C, the hydrogen partial pressure is maintained until the desorption step 3 to 30 kPa and during the
  • Desorption step 3 to 1 kPa and then further lowered to 0 kPa.
  • disproportionation step 2 in addition more than 0 wt .-% to 50 wt .-%, preferably 25 wt .-% nanoparticulate iron 7 based on the starting compound, add.
  • the particle size of the iron is typically 5 to 50 nm.
  • a magnetic field 5 of 8.0 Tesla on the system and Reaction mixture is hot-deformed in step 3 and 4 by a hot deformation 8 at a temperature of 850 ° C and a pressure of 150 MPa by means of a press.
  • the crystallite size of the final magnetic product is typically less than 30 nm.
  • the crystals are characterized by X-ray diffractometry. The texturing of the obtained magnetic material is high.
  • the remanent magnetization is typically 1.4 Tesla.
  • Nd28.78Fe ba 1 1 Gao, 35Nbo, 26 (more than stoichiometric, rich in Nd)
  • Nd27, o7FebaiB 1 oGa 0 , 32Nbo, 28 (near-stoichiometric, negligible Nd excess).
  • the starting materials were homogenized for about 40 hours in an oven at a temperature of 1140 ° C under argon atmosphere, i. through the
  • the Nd 2 Fei 4 B phase was set in the material. Then, the obtained material was coarsely ground and sieved to obtain a particle size of about 250 ⁇ m. The coarse powders were then ground mechanically by ball milling in a grinding jar for five hours under 5-10 MPa hydrogen partial pressure. Das_Material hydrogenated and disproportioniert here. The desorption and recombination step was then carried out in a temperature range of 600 ° C to 840 ° C within about 15 minutes, during the desorption step 3 and the
  • Recombination step 4 and alternatively in the equilibrium state between disproportionation 2 and desorption 3 / recombination 4, a magnetic field 5 of about 8 Tesla was.
  • each phase of the magnetic material was determined by X-ray diffraction (Rietveld refinement as described in JI Langford, Proc. Int Conf: Accuracy in Powder Diffraction II, Washington, DC: NIST Special Publication No. 846 US Government Printing Office, 10 (1992) ") .
  • the morphology of the obtained magnetic powder material was determined by means of high-resolution SEM (LEO FEG 1530 Gemini)
  • VSM vibrating sample magnetometer
  • FIG. 8a shows the dependence of the crystallite size
  • FIG. 8a shows the temperature range in which the
  • FIG. 8a thus illustrates that the
  • Recombination at temperatures of less than 650 ° C is incomplete, while recombination at temperatures of 840 ° C or above leads to a significantly larger crystallite size of the Nd2Fe-14B product of about 15 nm, presumably due to melting of the Nd-rich phase at temperatures above 670 ° C is due. This leads to an increased diffusion and thus increased crystallite growth.
  • An increase in the temperature during the recombination step above 700 ° C in this case leads to no appreciable increase in the crystallite size of the ⁇ -Fe.
  • the crystallite size of the a-Fe was largely around 30 nm.
  • the stoichiometric product was also composed of ⁇ -Fe and NdH 2 (Fe 2 B was not detected for the same reasons as mentioned above). After recombination too
  • FIG. 8b shows the dependence of the crystallite size of the magnetic material on the temperature and the coercive force H c ( ⁇ 0 ⁇ ⁇ ) during the recombination step of the stoichiometric material mentioned above under b),
  • the shaded area in Figure 8b again shows the temperature range in which the recombination is incomplete.
  • the crystallite size at temperatures up to about 700 ° C was almost identical to that obtained for the superstoichiometric product in the same temperature range. However, an increase in the temperature during the recombination step to over 700 ° C led here to a
  • Magnetization was 0.85 Tesla, regardless of the temperature during the recombination step and can be increased if necessary by adding iron.
  • the recombined material from the stoichiometric starting alloy showed a coercive field strength of 1.05 Tesla.
  • composition of the materials as follows: 70 wt .-% a-Fe, 25.4 wt .-% NdH 2 and 4.6 wt .-% Fe 2 B.
  • the crystallite size of the individual phases was 30 nm, 15 nm and 20 nm and was thus significantly larger than that obtained in the above method by additional ball milling.
  • the micro-deformation of ⁇ -Fe was 0.20%, that of NdH 2 0.77% and that of Fe 2 B 0.08%, and was thus significantly lower than in the above-mentioned method.
  • FIGS. 9a and 9b show high-resolution SEM images (LEO FEG 1530
  • a textured magnetic material having a very high remanent magnetization of preferably 1.3 to 1.5 tesla can be obtained by the methods according to the invention. Accordingly, improved permanent magnets can be produced from this magnetic material.
  • the magnetic material according to the invention can be produced in a particularly cost-effective manner.
  • Magnetic field also only during a step, in particular the step 3 or 4, may be applied.
  • the magnetic field in all described embodiments may also be applied during step 1 and / or 2.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)

Abstract

Es wird ein Verfahren zur Herstellung eines magnetischen Materials beschrieben, wobei das magnetische Material aus einem Ausgangsmaterial besteht, das ein Selten Erdmetall (SE) und mindestens ein Übergangsmetall umfasst, und das Verfahren die nachfolgenden Schritte umfasst: - Hydrierung des Ausgangsmaterials, - Disproportionierung des Ausgangsmaterials, - Desorption, und - Rekombination, wobei während mindestens eines Schrittes ein Magnetfeld derart anliegt, dass ein texturiertes magnetisches Material erhalten wird und die Bildung einer Textur in dem magnetischen Material gefördert wird.

Description

Beschreibung Titel
Magnetisches Material und Verfahren zu dessen Herstellung Stand der Technik
Die Erfindung betrifft ein magnetisches Material, sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung.
Magnetische Materialien, sowie Verfahren zu deren Herstellung sind aus dem Stand der Technik bekannt. Beispielsweise werden feinkristalline, sogenannte nanokristalline magnetische Pulver, durch Kugelmahlen oder Rascherstarrung und anschließende Heisskompaktierung oder Heissdeformierung oder aber durch "Austauschkopplung oder Remanenzüberhöhung", erhalten. Nachteilig hieran ist die aufwendige Verarbeitungsweise der Ausgangslegierung, sowie die oftmals geringe Energiedichte und remanente Magnetisierung des erhaltenen
magnetischen Materials. Weiter beschreibt DE 197 52 366 A1 ein Verfahren zur Herstellung eines hartmagnetischen Samarium-Kobalt-Basismaterials mittels eines H DDR-Prozesses (Hydrierung - Disproportionierung - Desorption - Rekombination), wobei die Disproportionierung bei einem Wasserstoffdruck von mehr als 0,5 MPa und einer Temperatur von 500°C bis 900°C durchgeführt wird. Nachteilig hieran ist, dass die auf diese Weise erhaltenen magnetischen
Materialien, da isotrop, somit eine relativ geringe remanente Magnetisierung und Kristallitgrößen von 300 nm und mehr nach der Desorption und Rekombination, aufweisen.
Offenbarung der Erfindung
Das erfindungsgemäße Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruches 1 zeichnet sich durch eine vereinfachte Durchführbarkeit aus. Hierbei wird mindestens eine weichmagnetische Phase mit einer ausreichend geringen Kristallitgröße gleichförmig und effizient an eine hartmagnetische Phase gekoppelt, wobei gleichzeitig die hartmagnetische Phase texturiert wird. Unter Texturierung oder Texturbildung wird dabei verstanden, dass eine
hartmagnetische Phase mit einer kristallographischen Vorzugsrichtung gebildet wird. Die Bildung des erfindungsgemäßen magnetischen Materials findet in einem kontinuierlichen Prozess statt, wobei die Desorption und Rekombination des magnetischen Materials entweder nacheinander oder aber parallel ablaufen. Im Folgenden steht die Abkürzung„Desorption/Rekombination" für beide oben genannten Optionen, nämlich für sowohl ein nacheinander Ablaufen der Desorption und Rekombination, so wie auch ein paralleles Ablaufen der
Desorption und Rekombination. So wird ein magnetisches Material erhalten, das eine hohe remanente Magnetisierung von vorzugsweise etwa 1 ,3 bis 1 ,5 Tesla aufweist. Darüber hinaus ist der paramagnetische Anteil des Materials, d.h. das Volumen der Selten Erdmetall-reichen Korngrenzenphase, minimiert bzw.
idealerweise eliminiert, was die remanente Magnetisierung erhöht, die magnetischen Eigenschaften des Materials durch effiziente Austauschkopplung verstärkt und dessen Korrosionsbeständigkeit verbessert. Die Kristallite des erfindungsgemäßen Materials zeichnen sich dabei durch eine hohe Texturierung aus, d.h. sie weisen eine kristallographische Vorzugsrichtung auf. Es wurde überraschend gefunden, dass durch das Anlegen eines Magnetfeldes während mindestens einem der Verfahrensschritte die Keimbildung, das Kristallwachstum und insbesondere die Texturierung des magnetischen Materials positiv beeinflusst werden kann. Dies erhöht die remanente Magnetisierung des erfindungsgemäßen Materials. Ferner kann durch geeignete Wahl der
Magnetfeldstärke die remanente Magnetisierung gezielt eingestellt werden. Die finale Kristallitgröße des erfindungsgemäßen magnetischen Materials kann durch das Verfahren gemäß Patentanspruch 1 so gesteuert werden, dass sie um mindestens eine Größeneinheit geringer ist als bei herkömmlichen nach dem H DDR-Verfahren hergestellten magnetischen Materialien. Aufgrund dieser sehr geringen Kristallitgröße von vorzugsweise weniger als 300 nm und besonders bevorzugt von weniger als 100 nm oder sogar weniger als 50 nm ist die
Austauschkopplung des erfindungsgemäßen Materials besonders hoch, was sich positiv auf die magnetischen Eigenschaften des Materials auswirkt. Die Unteransprüche zeigen bevorzugte Weiterbildungen der Erfindung.
Vorzugsweise liegt das Magnetfeld während des Desorptionsschrittes und des Rekombinationsschrittes an. Durch das erfindungsgemäße Verfahren wird die Herstellung des magnetischen Materials vorzugsweise so gesteuert, dass zwischen der Disproportionierung auf der einen Seite und der Desorption(für nacheinander ablaufende Desorption und Rekombination) oder der Desorption und Rekombination (für parallel ablaufende Desorption und Rekombination) auf der anderen Seite ein Gleichgewicht herrscht, das durch gezieltes Anlegen des Magnetfeldes in die eine oder andere Richtung verlagert werden kann.
Insbesondere bei Anliegen des Magnetfelds im Gleichgewichtszustand zwischen Disproportionierung und Desorption/Rekombination wird die Kristallitgröße und ganz besonders die Initiierung bzw. Verbesserung der Texturierung des magnetischen Materials durch das Magnetfeld besonders stark beeinflusst, so dass sie bereits bei der Keimbildung und während des Keimwachstums ansetzt und damit die Texturierung des magnetischen Materials gezielt gesteuert werden kann. Dies erhöht die remanente Magnetisierung des magnetischen Materials.
Weiter vorzugsweise beträgt die Magnetfeldstärke des angelegten Magnetfelds mehr als 0 bis etwa 100 Tesla, vorzugsweise mehr als 0 bis 10 Tesla. Diese
Feldstärke ist ausreichend, um eine hohe Texturierung in dem magnetischen Material zu bedingen und eine Kristallitgröße in gewünschter Größe und vorzugsweise von wenigen 100 nm oder sogar unter 100 nm, zu fördern. Die Magnetfeldstärke ist nach oben hin nicht begrenzt. In dem bevorzugten Bereich von bis zu 10 Tesla ist die Keimbildung und Wachstumsrate der Kristallite und insbesondere die Texturierung des Materials optimal steuerbar bei möglichst geringen Produktionskosten. Die optimale Magnetfeldstärke kann der Fachmann leicht durch einfache Vergleichsversuche herausfinden. Der Gleichgewichtszustand zwischen Disproportionierung und
Desorption/Rekombination wird vorzugsweise durch Absenkung des
Wasserstoffpartialdruckes erzielt. Dies bedeutet, dass durch Verringerung des Wasserstoffpartialdruckes das Gleichgewicht auf die Seite des rekombinierten magnetischen Produktes verschoben wird, während hingegen eine Anhebung des Wasserstoffpartialdruckes den disproportionierten Zustand des magnetischen Materials fördert. Durch das Wechselspiel dieser beiden Zustände wird die Texturierung des magnetischen Materials besonders gut gefördert, was sich in einer hohen remanenten Magnetisierung des sich bildenden
magnetischen Materials zeigt.
Weiter vorzugsweise wird die Temperatur zu Beginn der Desorption
/Rekombination zunächst konstant gehalten, um langsame Reaktionsraten zu ermöglichen. Dies birgt den Vorteil, dass so die Förderung des
Gleichgewichtszustandes zwischen Disproportionierung und
Desorption/Rekombination des magnetischen Materials einfacher gezielt einstellbar ist, wodurch wiederum die Texturierung des magnetischen Materials gefördert wird.
Des Weiteren ist es vorteilhaft, wenn die Temperatur während des
Hydrierungsschrittes etwa 20 °C bis 350 °C, vorzugsweise etwa 300 °C und/oder die Temperatur während des Disproportionierungsschritt.es 500°C bis 1000°C, vorzugsweise 750°C bis 850°C und/oder die Temperatur während des
Desorptionsschrittes 500°C bis 1000°C, vorzugsweise 750°C bis 850°C und/oder die Temperatur während des Rekombinationsschrittes 500°C bis 1000°C, vorzugsweise 750°C bis 850°C, beträgt. Die hohe Temperatur von mindestens
500°C und vorzugsweise 750°C bis maximal 1000°C während der vorstehend genannten Reaktionsschritte gewährleistet eine hervorragende Texturierung des magnetischen Materials, wobei die Reaktionsgeschwindigkeit im
Temperaturbereich zwischen 750°C und 850°C hinsichtlich der Geschwindigkeit und der Prozesskosten einen optimalen Reaktionsverlauf fördert. Insbesondere führt die hohe Temperatur bei der Desorption zu einer nahezu vollständigen Rekombination zum magnetischen Endprodukt. Die für das jeweilige
magnetische Material optimale Temperatur kann der Fachmann leicht durch einfache Vergleichsversuche herausfinden.
Des Weiteren ist es vorteilhaft, wenn der Wasserstoffpartialdruck während des Hydrierungsschrittes 20 kPa bis 100 kPa und mehr, vorzugsweise 20 kPa bis 40 kPa und insbesondere 30 kPa und/oder der Wasserstoffpartialdruck während des Disproportionierungsschrittes 20 kPa bis 40 kPa, vorzugsweise 30 kPa und/oder der Wasserstoffpartialdruck während des Desorptionsschrittes 0,5 kPa bis 1 ,5 kPa, vorzugsweise 1 kPa und/oder der Wasserstoffpartialdruck während des Rekombinationsschrittes 0 kPa bis 1 kPa, vorzugsweise 0 kPa, beträgt. Die hohen Drücke von 100 kPa und mehr während des Hydrierungsschrittes sind insbesondere für hochlegierte Ausgangsmaterialien vorteilhaft, während für niedriglegierte Ausgangsmaterialien bereits Drücke von 20 bis etwa 40 kPa ausreichend sind. Die Drücke während des Disproportionierungsschritt.es und auch während des Rekombinationsschrittes können in Abhängigkeit des eingesetzten weichmagnetischen Materials variieren. So liegen sie bei
Verwendung von Kobalt als weichmagnetisches Material, oder auch bei Verwendung von hoch Kobalt-legierten Eisen-Kobalt-Legierungen, ggf.
vorzugsweise höher als bei Verwendung von reinem Eisen. Diese
Verfahrensführung fördert die Texturierung des magnetischen Materials. Ferner vereinfacht es die Reaktionsführung und ist daher zweckmäßig. Den für das jeweilige magnetische Material optimalen Druck kann der Fachmann leicht durch einfache Vergleichsversuche herausfinden.
Während des Disproportionierungsschrittes ist es vorteilhaft, wenn der
Wasserstoffpartialdruck bei niedriglegierten Ausgangsmaterialien zwischen 20 kPa und 40 kPa liegt, um eine ausreichende Wasserstoffmenge für die
Absorption durch das Ausgangsmaterial zu gewährleisten. Ein
Wasserstoffpartialdruck von 30 kPa ist dabei aus prozesstechnischer wie auch wirtschaftlicher Sicht besonders bevorzugt.
Der Wasserstoffpartialdruck während des Desorptionsschrittes liegt
vorzugsweise zwischen 0,5 und 1 ,5 kPa, um die Desorption des Wasserstoffes zu beschleunigen, was besonders einfach und vollständig bei einem
Wasserstoffpartialdruck von 1 kPa stattfindet.
Besonders vorteilhaft ist es, wenn die Kristallitgröße des Ausgangsmaterials während und ggf. schon vor dem Hydrierungsschritt und/oder dem
Disproportionierungsschritt insbesondere durch Kugelmahlen, und insbesondere durch reaktives Kugelmahlen, reduziert wird. Wird das Kugelmahlen bereits im Hydrierungsschritt ausgeführt, so geschieht dies vorzugsweise durch reaktives Kugelmahlen. Das Kugelmahlen bzw. reaktive Kugelmahlen fördert die Bildung möglichst kleiner Kristallite, was sich positiv auf die Kristallitgröße und die Texturierung des erfindungsgemäßen magnetischen Materials auswirkt. Ein weiterer Vorteil des Kugelmahlens ist, dass die Partikelgröße des
Ausgangsmaterials dann größer sein kann, da dieses durch den Schritt des Kugelmahlens ausreichend zerkleinert wird. Durch das Kugelmahlen wird die Kristallitgröße des Ausgangsmaterials und/oder des während des
Hydrierungsschrittes und/oder des Disproportionierungsschrittes entstehenden Materials vorzugsweise auf weniger als 50 nm und weiter vorzugsweise auf 5 bis 20 nm verringert. Wird das Kugelmahlen bereits vor dem Hydrierungsschritt ausgeführt, so kann dies auch bei einer Temperatur von etwa 20 °C erfolgen, was die Prozesskosten deutlich senkt.
Alternativ kann das Kugelmahlen auch unter Wasserstoffatmosphäre erfolgen, was zu einer verkürzten Mahldauer und damit auch zu reduzierten
Prozesskosten führt. Ferner findet dann die Hydrierung aufgrund der nun kleinen Kristallitgrößen des magnetischen Materials schon innerhalb kürzester Zeit statt, wobei eine nahezu vollständige Umsetzung des Ausgangsmaterials erzielt wird. Ein weiterer Vorteil des Kugelmahlens ist, dass dadurch die Temperatur, die während des Rekombinationsschrittes aufgebracht werden muss, verringert werden kann, nämlich um etwa 200 °C, was einen bevorzugten
Temperaturbereich während des Rekombinationsschrittes eines
kugelvermahlenen magnetischen Material von etwa 640 °C bis 750 °C ergibt. Ein solch niedriger Temperaturbereich führt hingegen im herkömmlichen HDDR- Prozess nur zu einer partiellen Rekombination des magnetischen Materials. Ferner wird durch diese relativ niedrige Temperatur während des
Rekombinationsschrittes eine besonders kleine Kristallitgröße des magnetischen
Materials gefördert. Das Kugelmahlen kann dabei mittels herkömmlicher Vorrichtungen ausgeführt werden.
Vorzugsweise beträgt der zum Vermählen aufgebrachte H2-Druck mindestens 0,1 MPa, vorzugsweise mindestens 1 MPa, weiter vorzugsweise mindestens 10
MPa, wodurch das Ausgangsmaterial und/oder das während des
Hydrierungsschrittes und/oder Disproportionierungsschrittes entstehende Material eine Kristallitgröße von weniger als 50 nm, und vorzugsweise von 5 bis 20 nm, erhält. Der angegebene H2-Druck gewährleistet eine schnelle und ausreichend gute, homogene Vermahlung und damit Disproportionierung. Die Höhe des anzuwendenden H2-Druckes kann der Fachmann leicht durch entsprechende Vorversuche herausfinden.
Weiterhin vorteilhaft ist es, wenn nach dem Disproportionierungsschritt ein weichmagnetisches Material zugegeben wird. Durch Zugabe eines
weichmagnetischen Materials nach der Disproportionierung des
Ausgangsmaterials sind die Keimbildung, das Kristallwachstum und
insbesondere die Texturierung sowie die Austauschkopplung des magnetischen Materials positiv beeinflussbar. Dies erhöht wiederum die remanente
Magnetisierung des erfindungsgemäßen Materials.
Der Zeitpunkt der Zugabe des weichmagnetischen Materials ist nach der Disproportionierung. Dies bedeutet, dass das besagte Material entweder direkt nach der Disproportionierung oder aber in einem späteren Verfahrensstadium zugegeben werden kann. Der Zeitpunkt der Zugabe kann beispielsweise in
Abhängigkeit der Ausgangspartikelgröße des magnetischen Materials gesteuert werden. So wurde gefunden, dass das besagte weichmagnetische Material beispielsweise auch nach der Rekombination zugegeben werden kann, sofern in diesem bestimmten Fall die Ausgangspartikelgröße des magnetischen Materials kleiner ist als 5 μηη.
Das weichmagnetische Material kann durch herkömmliche Verfahren, wie physikalisches Vermengen oder chemische Beifügung, also beispielsweise durch Aufdampfen oder so genanntes Co-milling in einer Schüttelmühle mit geringer Intensität, zugefügt werden. Das weichmagnetische Material wird vorzugsweise mechanisch mit dem disproportionierten Material gemischt, wodurch eine effektive Austauschkopplung ermöglicht wird. Dies fördert eine homogene, nanoskalige Verteilung der weich- und hartmagnetischen Phasen und eine geringe Kristallitgröße des magnetischen Materials, was wiederum die
Austauschkopplung des magnetischen Materials fördert, so dass sich das erfindungsgemäße magnetische Material durch eine besonders hohe remanente Magnetisierung auszeichnet. Das weichmagnetische Material ist im Einzelnen nicht beschränkt. Vorzugsweise ist das weichmagnetische Material aber aus Fe und/oder Co oder aus einer Legierung dieser beiden Elemente, gebildet. Die Elemente Eisen und Kobalt, sowie deren Mischungen oder Legierungen daraus fördern die Texturierung des magnetischen Materials besonders gut. Eine Legierung der Elemente Eisen und Kobalt, die sich besonders gut für das erfindungsgemäße Verfahren eignet ist Fe65Co35.
Vorteilhafterweise liegt die Menge an weichmagnetischem Material in einem Bereich von mehr als 0 bis 50 Gew.-%, vorzugsweise 10 bis 30 Gew.-%, weiter bevorzugt ungefähr 20 Gew.-%, jeweils bezogen auf das Ausgangsmaterial. In diesem Bereich ist die Menge an weichmagnetischem Material ausreichend, um eine gute Austauschkopplung verbunden mit einer hohen Gesamtmagnetisierung des magnetischen Materials zu ermöglichen und damit darin eine homogene Magnetstruktur mit hoher Texturierung zu erzeugen.
Vorzugsweise wird das magnetische Material während des Desorptionsschrittes und/oder des Rekombinationsschrittes heissdeformiert und/oder
heisskompaktiert. Durch die Heisskompaktierung und/oder Heissdeformation, die auch eine Stauchung sein kann, kann ebenfalls die Texturierung desselben beeinflusst werden.
Hierfür beträgt die Temperatur während des Deformierens weiter
vorteilhafterweise 400 bis 1200°C, vorzugsweise 600 bis 900°C und der Druck beim Umformen mindestens 100 MPa, vorzugsweise mindestens 150 MPa. In diesen Temperatur- und Druckbereichen kann eine sehr gute Texturierung erreicht werden. Die optimale Temperatur und den optimalen Druck kann der Fachmann leicht durch einfache Vergleichsversuche herausfinden.
Vorzugsweise ist das Selten Erdmetall ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus: Nd, Sm, La, Dy, Tb, Gd, besonders bevorzugt aus: Nd, Sm, La. Diese Selten Erdmetalle lassen sich aufgrund ihrer physikalischen und auch chemischen Eigenschaften besonders gut mit dem erfindungsgemäßen
Verfahren umsetzen.
Weiterhin vorzugsweise ist das Übergangsmetall ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus: Fe und Co. Diese beiden Übergangsmetalle sind gut erhältlich und verhältnismäßig günstig und zeigen sehr gute magnetische Eigenschaften. Weiter bevorzugt enthält das magnetische Material, und vorzugsweise das Ausgangsmaterial, mindestens ein weiteres Element, wie insbesondere B und/oder Ga und/oder Nb und/oder Si und/oder AI. Diese Elemente können die magnetischen wie auch physikalischen und chemischen Eigenschaften des Materials und dessen Beständigkeit, also seine chemische bzw.
elektrochemische Beständigkeit (z.B. Korrosionsbeständigkeit), beeinflussen. Bor ist dabei besonders bevorzugt, da es die Strukturbildung des magnetischen Materials, also insbesondere die hartmagnetische Phase vom Typ Nd2Fei4B, fördert.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform wird das Verfahren so ausgeführt, dass das nach dem Disproportionierungsschritt und/oder nach dem Vermählen erzeugte Zwischenprodukt ein stöchiometrisches Zwischenprodukt ist. Dies bedeutet, dass das Zwischenprodukt einphasig vorliegt, also keine
intergranularen Selten Erdmetall-reichen Phasen vorliegen. Das primäre hydrierte Zwischenprodukt ist damit SEH2, wobei SE für Selten Erdmetall(e) steht. Dies kann durch gezielte Wahl der Parameter Temperatur,
Wasserstoffpartialdruck, Reaktionszeit und Magnetfeldstärke, eingestellt werden. Im Fall einer Nd2Fe-i4B-Phase ist damit beispielsweise die stöchiometrische (nominelle) Zusammensetzung gemeint:
Nd26,67Fe72,33Bi.o (Gewichts%)
Ndii,77Fe82,35B5,88 (Atom%).
Oftmals bildet sich zunächst ein überstöchiometrisches NdH2+x, welches sich anschließend zum stabilen NdH2 (stöchiometrische Zusammensetzung dieser
Phase) umwandelt. Im Fall des Wasserstoff mahlens (Kugelmahlen unter Wasserstoffatmosphäre) wird beispielsweise das Nd2F14B in die drei oben genannten disproportionierten Phasen umgewandelt, wobei auch NdH2+x entsteht. Heizt man nun dieses Pulver auf, z.B. auf 650°C, so wandelt sich bei etwa 200-300°C diese überstöchiometrische Phase in eine stabile NdH2-Phase um und Wasserstoff wird frei.
Gemäß einer alternativen bevorzugten Ausführungsform wird das Verfahren so ausgeführt, dass das nach dem Disproportionierungsschritt und/oder nach dem Vermählen erzeugte Zwischenprodukt ein überstöchiometrisches Zwischenprodukt ist. Das bedeutet, dass neben SEH2 auch SEH3, also allgemein auch SEH2+x, vorliegt. Dies kann durch gezielte Wahl der Parameter Temperatur, Wasserstoffpartialdruck und Reaktionszeit eingestellt werden.
Weiter erfindungsgemäß wird ein Permanentmagnet beschrieben, der mindestens ein Selten Erdmetall und mindestens ein Übergangsmetall umfasst und der gemäß des vorstehend beschriebenen Verfahrens hergestellt wurde. Dieser Permanentmagnet zeichnet sich durch eine besonders hohe
Sättigungsmagnetisierung und eine hohe remanente Magnetisierung und hohe Texturierung aus.
Bevorzugte Zusammensetzungen des Permanentmagneten sind NdTM12 und Sm2TM17, wobei TM für Übergangsmetall steht. Besonders bevorzugte
Zusammensetzungen sind Sm2Fei7, SmCo5, und aufgrund seiner
hervorragenden magnetischen Eigenschaften ganz besonders bevorzugt
Vorzugsweise weist der erfindungsgemäße Permanentmagnet eine remanente Magnetisierung von 1 ,3 bis 1 ,5 Tesla auf.
Zusammenfassend betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines magnetischen Materials aus einem Ausgangsmaterial, wobei das
Ausgangsmaterial mindestens ein Selten Erdmetall (SE) und mindestens ein Übergangsmetall umfasst, wobei das Verfahren die aus dem herkömmlichen H DDR-Verfahren bekannten Schritte: Hydrierung des Ausgangsmaterials, Disproportionierung des Ausgangsmaterials, Desorption und Rekombination, umfasst, wobei während mindestens eines Schrittes ein Magnetfeld derart anliegt, dass ein texturiertes magnetisches Material erhalten wird bzw. die Bildung einer Textur in dem magnetischen Material gefördert wird.
Zeichnung
Nachfolgend wird die Erfindung unter Bezugnahme auf die Zeichnungen 1 bis 6 im Detail beschrieben. In der Zeichnung ist: Figur 1 eine schematische Übersicht des herkömmlichen H DDR-Verfahrens,
Figur 2 eine schematische Übersicht des ersten erfindungsgemäßen
Ausführungsbeispiels,
Figur 3 eine schematische Übersicht eines zweiten erfindungsgemäßen
Ausführungsbeispiels,
Figur 4 eine schematische Übersicht eines dritten erfindungsgemäßen
Ausführungsbeispiels,
Figur 5 eine schematische Übersicht eines vierten erfindungsgemäßen
Ausführungsbeispiels,
Figur 6 eine schematische Übersicht eines fünften erfindungsgemäßen
Ausführungsbeispiels,
Figur 7 eine schematische Übersicht eines sechsten erfindungsgemäßen
Ausführungsbeispiels.
Figur 8a ist ein Diagramm, das die Abhängigkeit der Kristallitgröße und der
Koerzitivfeldstärke (μοΗ0 ) eines überstöchiometrischen, mittels Kugelmühle vermahlenen, magnetischen Materials von der Temperatur während des Rekombinationsschrittes zeigt.
Figur 8b ist ein Diagramm, das die Abhängigkeit der Kristallitgröße und der
Koerzitivfeldstärke (μοΗ0 ) eines stöchiometrischen, mittels Kugelmühle vermahlenen, magnetischen Materials von der Temperatur während des Rekombinationsschrittes zeigt.
Figur 9a zeigt eine hochaufgelöste REM-Aufnahme (LEO FEG 1530 Gemini) eines Nd28,78FebaiB1,1Gao,35Nbo,26 Materials, das mittels
herkömmlichem H DDR-Verfahren hergestellt wurde. Figur 9b zeigt eine hochaufgelöste REM -Aufnahme (LEO FEG 1530 Gemini) eines Nd28,78FebaiB1,1Gao,35Nbo,26 Materials, das mittels HDDR- Verfahren und zusätzlichem Vermählen mittels Kugelmühle hergestellt wurde.
Bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung
Nachfolgend wird unter Bezugnahme auf Figur 1 das herkömmliche HDDR- Verfahren beschrieben.
Wie aus Figur 1 ersichtlich ist, umfasst das H DDR- Verfahren 10 die
Reaktionsschritte: Hydrierung 1 , Disproportionierung 2, Desorption 3 und
Rekombination 4. In dem Hydrierungsschritt 1 wird z.B. einem Nd2Fe-i4B- Blockstück mit einer Ausgangspartikelgröße von beispielsweise etwa 50 bis 100 μηη bei auf 840°C ansteigender Temperatur Wasserstoff zugeführt. Der
Wasserstoffpartialdruck wird dabei in dem System auf 30 kPa angehoben, wobei es zu einer Disproportionierung des Ausgangsmaterials unter
Wasserstoffabsorption und damit zur Bildung von NdH2, Fe und Fe2B kommt. Der Wasserstoffpartialdruck wird solange aufrechterhalten, bis sich ein Gleichgewicht eingestellt hat, in dem mehrere Phasen, also neben NdH2 auch NdH2+x, wie zum Beispiel NdH3, vorliegen (überstöchiometrisches Zwischenprodukt). Die
Zusammensetzung der Reaktionsmischung wird mittels üblicher Methoden bestimmt (z.B. Röntgendiffraktometrie). In den anschließenden Desorptions- bzw. Rekombinationsschritten 3 und 4 wird die Temperatur weiterhin auf 840°C gehalten, der Wasserstoffpartialdruck aber auf 1 kPa bis final 0,1 kPa abgesenkt. Hierbei findet eine Rekombination der einzelnen Phasen zu Nd2Fe-i4B unter Freisetzung von Wasserstoff statt. Die Kristallitgröße des entstehenden magnetischen Materials beträgt dabei typischerweise 200-400 nm. Die
Texturierung des erhaltenen Materials ist niedrig, wobei eine remanente
Magnetisierung von typischerweise etwa 0,8 Tesla erzielt wird.
Die Figuren 2 bis 7 zeigen eine Übersicht über sechs Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung. In all diesen Ausführungsbeispielen sind die bereits oben benannten Reaktionsschritte: Hydrierung 1 , Disproportionierung 2, Desorption 3 und Rekombination 4, in dieser Reihenfolge ausgeführt. Figur 2 zeigt ein erstes Ausführungsbeispiel. Hier wird ein Nd2Fei4B-Blockstück mit einer Ausgangspartikelgröße von 50 bis 300 μηη hydriert und
disproportioniert. Das Ausgangslegierungsmaterial ist stöchiometrisch. Es liegen keine intergranularen Selten Erdmetall-reichen Phasen vor. Die
Zusammensetzung der Reaktionsmischung wird mittels üblicher Methoden bestimmt (z.B.: Röntgendiffraktometrie). Die Temperatur des Systems beträgt während des Hydrierungsschrittes 1 200°C, während des
Disproportionierungsschrittes 2 und des Desorptionsschrittes 3 800°C, wobei der Wasserstoffpartialdruck bis zum Desorptionsschritt 3 auf 30 kPa gehalten wird und während des Desorptionsschrittes 3 auf 1 kPa und danach weiter auf 0 kPa abgesenkt wird. Während des Desorptionsschrittes 3 und des
Rekombinationsschrittes 4, und alternativ im Gleichgewichtszustand zwischen Disproportionierung 2 und Desorption 3/Rekombination 4, liegt zudem ein Magnetfeld 5 von 8 Tesla an dem System an. Die Kristallitgröße des
magnetischen Endprodukts beträgt typischerweise etwa 50 nm. Die Kristalle werden mittels Röntgendiffraktometrie charakterisiert. Die Texturierung des erhaltenen magnetischen Materials ist hoch. Die remanente Magnetisierung des so erhaltenen magnetischen Materials beträgt typischerweise etwa 1 ,4 Tesla.
Figur 3 zeigt ein zweites Ausführungsbeispiel. Hier wird ein Nd2Fei4B-Blockstück mit einer Ausgangspartikelgröße von 100 bis 150 μηη hydriert und
disproportioniert. Das Ausgangslegierungsmaterial ist stöchiometrisch. Es liegen keine intergranularen Selten Erdmetall-reichen Phasen vor. Die
Zusammensetzung der Reaktionsmischung wird mittels üblicher Methoden bestimmt (z.B.: Röntgendiffraktometrie). Zusätzlich wird die Ausgangsverbindung mittels Kugelmahlen 6 vermählen, so dass die resultierende Partikelgröße 2 bis 10 μηη beträgt. Das Kugelmahlen wird dabei während der Schritte der Hydrierung und Disproportionierung mit einem H2-Druck von mindestens 0,1 MPa ausgeführt. Die Temperatur des Systems beträgt während des
Hydrierungsschrittes 1 250°C, während des Disproportionierungsschrittes 2 und des Desorptionsschrittes 3 800°C, wobei der Wasserstoffpartialdruck bis zum Desorptionsschritt 3 auf 30 kPa gehalten wird und während des
Desorptionsschrittes 3 auf 1 kPa und danach weiter auf 0 kPa abgesenkt wird. Während des Desorptionsschrittes 3 und des Rekombinationsschrittes 4, und alternativ im Gleichgewichtszustand zwischen Disproportionierung 2 und
Desorption 3/Rekombination 4, liegt zudem ein Magnetfeld 5 von 8,5 Tesla an dem System an. Die Kristal litgröße des magnetischen Endprodukts beträgt typischerweise etwa 30 nm. Die Kristalle werden mittels Röntgend iffraktometrie charakterisiert. Die Texturierung des erhaltenen magnetischen Materials ist hoch.
Die remanente Magnetisierung beträgt typischerweise etwa 1 ,4 Tesla.
Figur 4 zeigt ein drittes Ausführungsbeispiel. Hier wird ein Nd2Fei4B-Blockstück mit einer Ausgangspartikelgröße von 50 bis 150 μηη hydriert und
disproportioniert. Das Ausgangslegierungsmaterial ist überstöchiometrisch. Es liegen also weitere Selten Erdmetall-reiche Phasen vor. Die Zusammensetzung der Reaktionsmischung wird mittels üblicher Methoden bestimmt (z.B.:
Röntgendiffraktometrie). Zusätzlich wird die Ausgangsverbindung im Schritt 1 und 2 mittels Kugelmahlen 6 vermählen, so dass die resultierende Kristallitgröße 2 bis 4 μηη beträgt. Die Temperatur des Systems beträgt während des
Hydrierungsschrittes 1 300°C, während des Disproportionierungsschrittes 2 und des Desorptionsschrittes 3 800°C, wobei der Wasserstoffpartialdruck bis zum Desorptionsschritt 3 auf 30 kPa gehalten wird und während des
Desorptionsschrittes 3 auf 1 kPa und danach weiter auf 0 kPa abgesenkt wird. Während des Desorptionsschrittes 3 und des Rekombinationsschrittes 4, und alternativ im Gleichgewichtszustand zwischen Disproportionierung 2 und
Desorption 3/Rekombination 4, liegt zudem ein Magnetfeld 5 von 8,5 Tesla an dem System an. Die Kristallitgröße des magnetischen Endprodukts beträgt typischerweise etwa 40 nm. Die Kristalle werden mittels Röntgendiffraktometrie charakterisiert. Die Texturierung des erhaltenen magnetischen Materials ist hoch.
Die remanente Magnetisierung beträgt typischerweise etwa 1 ,4 Tesla.
Figur 5 zeigt ein viertes Ausführungsbeispiel. Hier wird ein Nd2Fei4B-Blockstück mit einer Ausgangspartikelgröße von 30 bis 100 μηη hydriert und
disproportioniert. Das Ausgangslegierungsmaterial ist stöchiometrisch. Es liegen keine intergranularen Selten Erdmetall-reichen Phasen vor. Die
Zusammensetzung der Reaktionsmischung wird mittels üblicher Methoden bestimmt (z.B.: Röntgendiffraktometrie). Die Temperatur des Systems beträgt während des Hydrierungsschrittes 1 300°C, während des
Disproportionierungsschrittes 2 und des Desorptionsschrittes 3 800°C, wobei der Wasserstoffpartialdruck bis zum Desorptionsschritt 3 auf 30 kPa gehalten wird und während des Desorptionsschrittes 3 auf 1 kPa und danach weiter auf 0 kPa abgesenkt wird. Während des Desorptionsschrittes 3 und des
Rekombinationsschrittes 4, und alternativ im Gleichgewichtszustand zwischen Disproportionierung 2 und Desorption 3/Rekombination 4, liegt zudem ein
Magnetfeld 5 von 8 Tesla an dem System an. Nach dem
Disproportionierungsschritt 2 werden zusätzlich mehr als 0 Gew.-% bis 50 Gew.- %, vorzugsweise 25 Gew.-% nanopartikuläres Eisen 7 bezogen auf die
Ausgangsverbindung, zugeben. Die Partikelgröße des Eisens beträgt typischerweise 5 bis 50 nm. Die Kristallitgröße des magnetischen Endprodukts beträgt typischerweise weniger als 30 nm. Die Kristalle werden mittels
Röntgend iffraktometrie charakterisiert. Die Texturierung des erhaltenen magnetischen Materials ist hoch. Die remanente Magnetisierung beträgt typischerweise etwa 1 ,4 Tesla.
Figur 6 zeigt ein fünftes Ausführungsbeispiel. Hier wird ein Nd2Fei4B-Blockstück mit einer Ausgangspartikelgröße von 50 bis 150 μηη hydriert und
disproportioniert. Das Ausgangslegierungsmaterial ist stochiometrisch. Es liegen keine intergranularen Selten Erdmetall-reichen Phasen vor. Die
Zusammensetzung der Reaktionsmischung wird mittels üblicher Methoden bestimmt (z.B.: Röntgendiffraktometrie). Zusätzlich wird die Ausgangsverbindung im Schritt 1 und 2 mittels Kugelmahlen 6 vermählen, so dass die resultierende Primärkristallitgröße 2 bis 5 μηη beträgt. Die Temperatur des Systems beträgt während des Hydrierungsschrittes 1 300°C, während des
Disproportionierungsschrittes 2 und des Desorptionsschrittes 3 800°C, wobei der
Wasserstoffpartialdruck bis zum Desorptionsschritt 3 auf 30 kPa gehalten wird und während des Desorptionsschrittes 3 auf 1 kPa und danach weiter auf 0 kPa abgesenkt wird. Während des Desorptionsschrittes 3 und des
Rekombinationsschrittes 4, und alternativ im Gleichgewichtszustand zwischen Disproportionierung 2 und Desorption 3/Rekombination 4, liegt zudem ein
Magnetfeld 5 von 8,0 Tesla an dem System an. Nach dem
Disproportionierungsschritt 2 werden zusätzlich mehr als 0 Gew.-% bis 50 Gew.- %, vorzugsweise 30 Gew.-% nanopartikuläres Eisen 7 bezogen auf die
Ausgangsverbindung, zugeben. Die Partikelgröße des Eisens beträgt typischerweise 5 bis 50 nm. Die Kristallitgröße des magnetischen Endprodukts beträgt typischerweise weniger als 30 nm. Die Kristalle werden mittels
Röntgend iffraktometrie charakterisiert. Die Texturierung des erhaltenen magnetischen Materials ist hoch. Die remanente Magnetisierung beträgt typischerweise etwa 1 ,4 Tesla.
Figur 7 zeigt ein sechstes Ausführungsbeispiel. Hier wird ein Nd2Fe-i4B- Blockstück mit einer Ausgangspartikelgröße von 120 bis 200 μηη hydriert und disproportioniert. Das Ausgangslegierungsmaterial ist stöchiometrisch. Es liegen keine intergranularen Selten Erdmetall-reichen Phasen vor. Die
Zusammensetzung der Reaktionsmischung wird mittels üblicher Methoden bestimmt (z.B.: Röntgendiffraktometrie). Zusätzlich wird die Ausgangsverbindung im Schritt 1 und 2 mittels Kugelmahlen 6 vermählen, so dass die resultierende Kristallitgröße 2 bis 5 μηη beträgt. Die Temperatur des Systems beträgt während des Hydrierungsschrittes 1 250°C, während des Disproportionierungsschrittes 2 und des Desorptionsschrittes 3 800°C, wobei der Wasserstoffpartialdruck bis zum Desorptionsschritt 3 auf 30 kPa gehalten wird und während des
Desorptionsschrittes 3 auf 1 kPa und danach weiter auf 0 kPa abgesenkt wird. Nach dem Disproportionierungsschritt 2 werden zusätzlich mehr als 0 Gew.-% bis 50 Gew.-%, vorzugsweise 25 Gew.-% nanopartikuläres Eisen 7 bezogen auf die Ausgangsverbindung, zugeben. Die Partikelgröße des Eisens beträgt typischerweise 5 bis 50 nm. Während des Desorptionsschrittes 3 und des Rekombinationsschrittes 4, und alternativ im Gleichgewichtszustand zwischen Disproportionierung 2 und Desorption 3/Rekombination 4, liegt zudem ein Magnetfeld 5 von 8,0 Tesla an dem System an und die Reaktionsmischung wird im Schritt 3 und 4 durch eine Heissdeformation 8 bei einer Temperatur von 850°C und einem Druck von 150 MPa mittels einer Presse heissddeformiert. Die Kristallitgröße des magnetischen Endprodukts beträgt typischerweise weniger als 30 nm. Die Kristalle werden mittels Röntgendiffraktometrie charakterisiert. Die Texturierung des erhaltenen magnetischen Materials ist hoch. Die remanente Magnetisierung beträgt typischerweise 1 ,4 Tesla.
Ferner wurden Vergleichsversuche zur Herstellung eines magnetischen Materials durchgeführt. Es wurden folgende Ausgangsmaterialien verwendet:
a) Nd28,78FebaiB1,1Gao,35Nbo,26 (überstöchiometrisch, reich an Nd) b) Nd27,o7FebaiB1,oGa0,32Nbo,28 (nah-stöchiometrisch, zu vernachlässigender Nd- Überschuss).
Die Ausgangsmaterialien wurden für ca. 40 Stunden in einem Ofen bei einer Temperatur von 1 140 °C unter Argonatmosphäre homogenisiert, d.h. durch die
Wärmebehandlung wurde die Nd2Fei4B-Phase im Material eingestellt. Dann wurde das erhaltene Material grob gemahlen und gesiebt, um eine Partikelgröße von etwa 250 μηη zu erhalten. Die groben Pulver wurden anschließend mechanisch mittels Kugelmahlen in einem Mahlbecher für fünf Stunden unter 5- 10 MPa Wasserstoffpartialdruck vermählen. Das_Material hydrierte und disproportionierte dabei. Der Desorptions- und Rekombinationsschritt wurde dann in einem Temperaturbereich von 600 °C bis 840 °C innerhalb von etwa 15 min durchgeführt, wobei während des Desorptionsschrittes 3 und des
Rekombinationsschrittes 4, und alternativ im Gleichgewichtszustand zwischen Disproportionierung 2 und Desorption 3/Rekombination 4, ein Magnetfeld 5 von etwa 8 Tesla anlag.
Die Zusammensetzung der einzelnen Phasen des magnetischen Materials, sowie die Kristallitgröße desselben, wurde mittels Röntgendiffraktometrie (Rietveld refinement, wie beschrieben in„J. I. Langford, Proc. Int. Conf: Accuracy in powder diffraction II; Washington, DC: NIST Special Publication No. 846. US Government Printing Office, 1 10 (1992)") bestimmt. Die Morphologie des erhaltenen magnetischen Pulvermaterials wurde mittels hochaufgelöster REM (LEO FEG 1530 Gemini) bestimmt. Die erhaltenen Pulver wurden zur
Bestimmung der magnetischen Eigenschaften in einem transversalen Magnetfeld von 2 Tesla auf eine zylindrische Form gepresst (Durchmesser: 3,73 mm; Höhe: etwa 2,1 mm) und durch ein handelsübliches Epoxydharz fixiert. Die
magnetischen Messungen wurden in einem Vibrations-Proben-Magnetometer (VSM) in einem Magnetfeld von bis zu 9 Tesla bei Raumtemperatur ausgeführt. Die Röntgenstrahlendichte betrug 7,5 g/cm3 und der Entmagnetisierungsfaktor N betrug 1/3.
Figur 8a zeigt dabei die Abhängigkeit der Kristallitgröße und der
Koerzitivfeldstärke Hc (μ0Ηο) des überstöchiometrischen magnetischen Materials von der Temperatur während des Rekombinationsschrittes, wobei während des Desorptionsschrittes 3 und des Rekombinationsschrittes 4, und alternativ im Gleichgewichtszustand zwischen Disproportionierung 2 und Desorption
3/Rekombination 4, ein Magnetfeld 5 von etwa 8 Tesla anlag. Der schattierte Bereich in Figur 8a zeigt dabei den Temperaturbereich, in dem die
Rekombination unvollständig ist. Figur 8a veranschaulicht somit, dass die
Rekombination bei Temperaturen von weniger als 650 °C nicht vollständig ist, während die Rekombination bei Temperaturen von 840 °C oder darüber zu einer deutlich größeren Kristallitgröße des Nd2Fe-14B-Produkt.es von etwa 1 15 nm führt, was vermutlich auf das Schmelzen der Nd-reichen Phase bei Temperaturen von über 670 °C zurückzuführen ist. Dies führt zu eines gesteigerten Diffusion und damit erhöhtem Kristallitwachstum. Ein Anstieg der Temperatur während des Rekombinationsschrittes auf über 700 °C führt in diesem Fall zu keiner merklichen Erhöhung der Kristallitgröße des α-Fe. Die Kristallitgröße des a-Fe betrug weitestgehend um die 30 nm.
Wie bereits ausgeführt, wurden dieselben Versuche, die für das
überstöchiometrische Material ausgeführt wurden, auch für das o.g.
stöchiometrische Material (Material b)) ausgeführt. Nach dem Vermählen bestand das stöchiometrische Produkt ebenfalls aus α-Fe und NdH2 (Fe2B wurde aus denselben Gründen, wie oben genannt, nicht detektiert). Nach Rekombination zu
Nd2Fei4B wurden als Nebenprodukte ebenfalls α-Fe (ca. 6-7 Gew.-%) und NdO (0,6 bis 0,8 Gew.-%) detektiert. Figur 8b zeigt die Abhängigkeit der Kristallitgröße des magnetischen Materials von der Temperatur und der Koerzitivfeldstärke Hc (μ0Ηο) während des Rekombinationsschrittes des oben unter b) genannten stöchiometrischen Materials, Der schattierte Bereich in Figur 8b zeigt wiederum den Temperaturbereich, in dem die Rekombination unvollständig ist. Die Kristallitgröße bei Temperaturen von bis etwa 700 °C war nahezu identisch zu derjenigen, die für das überstöchiometrische Produkt im selben Temperaturbereich erhalten wurde. Allerdings führte ein Anstieg der Temperatur während des Rekombinationsschrittes auf über 700 °C hier zu einer
Erhöhung der Kristallitgröße des α-Fe auf etwa 70 nm. Bei einer Temperatur von 840 °C ist allerdings die Kristallitgröße des Nd2Fei4B, erhalten aus dem stöchiometrischen Material b), mit 80 nm geringer als im überstöchiometrischen Fall (1 15 nm, s.o.). Dies ist vermutlich auf die Abwesenheit von Nd-reichen Phasen im stöchiometrischen Material zurückzuführen. Für die aus dem stöchiometrischen und überstöchiometrischen Ausgangsmaterial jeweils erhaltenen magnetischen Materialien, wurden die o.g. Messungen durchgeführt. Die Materialien zeigten ein magnetisches Verhalten, das auf eine einzige magnetische Phase hinwies. Die bei etwa 650 °C
rekombinierten Materialien aus der überstöchiometrischen Ausgangslegierung zeigten eine Koerzitivfeldstärke von 1 ,35 Tesla, während die bei etwa 840 °C rekombinierten Materialien aus der überstöchiometrischen Ausgangslegierung eine Koerzitivfeldstärke von lediglich 0,9 Tesla zeigten, was vermutlich auf den starken Anstieg der Kristallitgröße des α-Fe zurückzuführen ist. Die remanente
Magnetisierung betrug 0,85 Tesla, unabhängig von der Temperatur während des Rekombinationsschrittes und kann ggf. durch Zugabe von Eisen erhöht werden. Das rekombinierte Material aus der stöchiometrischen Ausgangslegierung zeigte eine Koerzitivfeldstärke von 1 ,05 Tesla.
In einem weiteren Vergleichsversuch wurden magnetische Materialien nach dem herkömmlichen, in Figur 1 gezeigten, H DDR-Verfahren hergestellt. Als
Ausgangsmaterialien wurden hierfür wiederum das o.g. überstöchiometrische Material, Nd28,78FebaiB1,1Ga0,35Nbo,26! sowie das o.g. stöchiometrische Material, Nd27,o7FebaiB1,oGa0,32Nbo,28! verwendet. Nach Disproportionierung war die
Zusammensetzung der Materialien wie folgt: 70 Gew.-% a-Fe, 25,4 Gew.-% NdH2 und 4,6 Gew.-% Fe2B. Allerdings betrug die Kristallitgröße der einzelnen Phasen entsprechend 30 nm, 15 nm und 20 nm und war damit deutlich größer als diejenige, die in o.g. Verfahren durch zusätzliches Kugelmahlen, erhalten wurde. Die Mikroverformung von α-Fe betrug 0,20%, diejenige von NdH2 0,77% und diejenige von Fe2B 0,08% und war damit signifikant niedriger als in oben genanntem Verfahren. Eine vollständige Rekombination wurde lediglich bei einer Temperatur von mindestens 840 °C erhalten (etwa 99,5 Gew.-% Rekombination zu Nd2Fei4B), wobei der Restanteil auf NdO abfiel (etwa 0,5 Gew.-%). Die durchschnittliche Kristallitgröße des magnetischen Materials betrug jeweils etwa
300 nm und war damit um mehr als eine Größenordnung größer als diejenige, die durch o.g. Verfahren erhalten wurde. Die remanente Magnetisierung des überstöchiometrischen Materials betrug 1 ,25 Tesla. Die Koerzivitivfeldstärke des überstöchiometrischen Materials betrug 1 ,55 Tesla. Die remanente
Magnetisierung des stöchiometrischen Materials betrug 0,94 Tesla und war damit deutlich niedriger als im überstöchiometrischen Fall. Die Koerzitivfeldstärke des stöchiometrischen Materials betrug aufgrund fehlender Nd-reicher Phasen, etwa 0,22 Tesla. Figuren 9a und 9b zeigen hochaufgelöste REM-Aufnahmen(LEO FEG 1530
Gemini), mittels derer die Morphologie eines überstöchiometrischen Nd28,78FebaiB1 1Ga0,35Nbo,26 Materials, das mittels herkömmlichem HDDR- Verfahren hergestellt wurde (Figur 9a) im Vergleich zu einem
überstöchiometrischen Nd28,78FebaiB1 1Ga0,35Nbo,26 Material, das mittels HDDR- Verfahren und zusätzlichem Vermählen mittels Kugelmühle (Figur 9b), wie oben ausgeführt, hergestellt wurde, bestimmt wurde. Die Aufnahmen beider Materialien wurden vor dem jeweiligen Desorptions- und Rekombinationsschritt bei 800 °C aufgenommen. Sehr deutlich ist zu sehen, dass die Kristallitgröße des zusätzlich kugelvermahlenen Materials (Figur 9b) deutlich geringer ist als diejenige eines nach dem herkömmlichen H DDR-Verfahren hergestellten Materials.
Wie gezeigt, kann mittels der erfindungsgemäßen Verfahren ein texturiertes magnetisches Material mit sehr hoher remanenter Magnetisierung von vorzugsweise 1 ,3 bis 1 ,5 Tesla erhalten werden. Entsprechend können aus diesem magnetischen Material verbesserte Permanentmagnete hergestellt werden. Das erfindungsgemäße magnetische Material kann dabei besonders kostengünstig hergestellt werden. Durch das Anlegen des externen Magnetfeldes 5 kann insbesondere während des Desorptionsschritts 3 und des
Rekombinationsschritts 4, und alternativ im Gleichgewichtszustand zwischen Disproportionierung 2 und Desorption 3/Rekombination 4, die Texturierung, sowie auch die Keimbildung und der Wachstumsprozess positiv hinsichtlich der remanenten Magnetisierung beeinflusst werden. Dies wird erfindungsgemäß durch Einstellung des Wasserstoffpartialdrucks weiter gefördert. Zu allen beschriebenen Ausführungsbeispielen sei ferner angemerkt, dass das
Magnetfeld auch nur während eines Schrittes, insbesondere des Schrittes 3 oder 4, angelegt sein kann. Alternativ kann das Magnetfeld bei allen beschriebenen Ausführungsbeispielen auch während des Schrittes 1 und/oder 2 angelegt sein.

Claims

Ansprüche
1 . Verfahren zur Herstellung eines magnetischen Materials aus einem
Ausgangsmaterial, wobei das Ausgangsmaterial mindestens ein Selten Erdmetall (SE) und mindestens ein Übergangsmetall umfasst, umfassend die Schritte:
Hydrierung des Ausgangsmaterials,
Disproportionierung des Ausgangsmaterials und Bildung einer disproportionierten Phase,
Desorption, und
Rekombination,
wobei während mindestens eines Schrittes ein Magnetfeld derart anliegt, dass ein texturiertes magnetisches Material erhalten wird und die Bildung einer Textur in dem magnetischen Material gefördert wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass das Magnetfeld während des Desorptionsschrittes und Rekombinationsschrittes anliegt.
3. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass das Magnetfeld während eines Gleichgewichtszustandes zwischen Disproportionierung einerseits und Desorption/Rekombination andererseits anliegt.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass die Magnetfeldstärke des angelegten Magnetfelds größer als 0 bis 100 Tesla, vorzugsweise größer als 0 bis 10 Tesla, beträgt.
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass der Gleichgewichtszustand durch Absenkung des Wasserstoffpartialdruckes erzielt wird.
6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur beim Einsetzen der Desorption / Rekombination zunächst konstant gehalten wird.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass die Temperatur während des Hydrierungsschrittes etwa 20 °C bis 350 °C, vorzugsweise etwa 300 °C und/oder die Temperatur während des Disproportionierungsschritt.es 500°C bis 1000°C,
vorzugsweise 750°C bis 850°C und/oder die Temperatur während des Desorptionsschrittes 500°C bis 1000°C, vorzugsweise 750°C bis 850°C und/oder die Temperatur während des Rekombinationsschrittes 500°C bis 1000°C, vorzugsweise 750°C bis 850°C, beträgt.
8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass der Wasserstoffpartialdruck während des
Hydrierungsschrittes 20 kPa bis 100 kPa und mehr, vorzugsweise 20 kPa bis 40 kPa uns insbesondere 30 kPa und/oder der Wasserstoffpartialdruck während des Disproportionierungsschritt.es 20 kPa bis 40 kPa,
vorzugsweise 30 kPa und/oder der Wasserstoffpartialdruck während des Desorptionsschrittes 0,5 kPa bis 1 ,5 kPa, vorzugsweise 1 kPa und/oder der Wasserstoffpartialdruck während des Rekombinationsschrittes 0 kPa bis 1 kPa, vorzugsweise 0 kPa, beträgt.
9. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass die Kristallitgröße des Ausgangsmaterials während und/oder vor dem Hydrierungsschritt und/oder dem
Disproportionierungsschritt insbesondere durch Kugelmahlen reduziert wird.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass der zum
Vermählen aufgebrachte Wasserstoff-Druck mindestens 0,1 MPa, vorzugsweise mindestens 1 MPa und weiter vorzugsweise mindestens 10 MPa, beträgt, wodurch das Ausgangsmaterial und/oder das während des Hydrierungsschrittes und/oder Disproportionierungsschritt.es entstehende Material eine Kristallitgröße von weniger als 50 nm, vorzugsweise von 5 bis 20 nm, erfährt.
1 1 . Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass nach dem Disproportionierungsschritt ein weichmagnetisches Material zugegeben wird, insbesondere Fe und/oder Co und/oder eine Legierung aus Fe und Co.
12. Verfahren nach Anspruch 1 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Menge an weichmagnetischem Material mehr als 0 Gew.-% bis 50 Gew.-%, vorzugsweise 10 Gew.-% bis 30 Gew.-%, bezogen auf das
Ausgangsmaterial beträgt.
13. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass während oder nach der Desorption/Rekombination das magnetische Material heisskompaktiert und/oder heissdeformiert wird.
14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass die
Temperatur während des Heissdeformierens und/oder Heisskompaktierens 400 bis 1200°C, vorzugsweise 600 bis 900°C und der Druck mindestens
100 MPa, vorzugsweise mindestens 150 MPa, beträgt.
15. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass
- das Selten Erdmetall (SE) ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus: Nd, Sm, La, Dy, Tb, Gd, vorzugsweise aus: Nd, Sm, La, und/oder
das Übergangsmetall ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus: Fe und Co
16. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass das magnetische Material mindestens ein weiteres Element enthält, insbesondere B und/oder Ga und/oder Nb und/oder Si und/oder AI.
17. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Ausgangsmaterial überstöchiometrisch oder stöchiometrisch ist.
18. Permanentmagnet, hergestellt nach einem Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei insbesondere das den
Permanentmagneten bildende magnetische Material Nd2Fei4B ist.
EP12729553.3A 2011-07-20 2012-06-20 Magnetisches material und verfahren zu dessen herstellung Withdrawn EP2735003A1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102011108173A DE102011108173A1 (de) 2011-07-20 2011-07-20 Magnetisches Material und Verfahren zu dessen Herstellung
PCT/EP2012/061774 WO2013010741A1 (de) 2011-07-20 2012-06-20 Magnetisches material und verfahren zu dessen herstellung

Publications (1)

Publication Number Publication Date
EP2735003A1 true EP2735003A1 (de) 2014-05-28

Family

ID=46354299

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP12729553.3A Withdrawn EP2735003A1 (de) 2011-07-20 2012-06-20 Magnetisches material und verfahren zu dessen herstellung

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20140346388A1 (de)
EP (1) EP2735003A1 (de)
JP (1) JP2014523142A (de)
KR (1) KR20140053108A (de)
CN (1) CN103843080A (de)
DE (1) DE102011108173A1 (de)
TW (1) TW201310481A (de)
WO (1) WO2013010741A1 (de)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6413302B2 (ja) * 2014-03-31 2018-10-31 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系異方性磁性粉及び異方性ボンド磁石
DE102015218560A1 (de) * 2015-09-28 2017-03-30 Robert Bosch Gmbh Hartmagnetphase, Verfahren zu ihrer Herstellung und magnetisches Material
CN108766701B (zh) * 2018-04-26 2020-08-21 安徽省瀚海新材料股份有限公司 一种钕铁硼甩带片的粉碎工艺

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07312307A (ja) * 1994-05-18 1995-11-28 Tokin Corp 高分子複合型希土類磁石用粉末
DE19751367C2 (de) * 1997-11-20 2002-06-27 Dresden Ev Inst Festkoerper Verfahren zur Herstellung eines hartmagnetischen, aus einer Samarium-Kobalt-Basis-Legierung bestehenden Pulvers
DE19752366A1 (de) 1997-11-26 1999-06-02 Heiko Dipl Ing Henning Vorrichtung zum Kenntlichmachen von Personen mit markierenden Kennzeichnungsmitteln
US6444052B1 (en) * 1999-10-13 2002-09-03 Aichi Steel Corporation Production method of anisotropic rare earth magnet powder
JP3452254B2 (ja) * 2000-09-20 2003-09-29 愛知製鋼株式会社 異方性磁石粉末の製造方法、異方性磁石粉末の原料粉末およびボンド磁石
US7550047B2 (en) * 2001-12-19 2009-06-23 Hitachi Metals, Ltd. Rare earth element-iron-boron alloy and magnetically anisotropic permanent magnet powder and method for production thereof
DE10255604B4 (de) * 2002-11-28 2006-06-14 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Verfahren zum Herstellen eines anisotropen Magnetpulvers und eines gebundenen anisotropen Magneten daraus
JP2008127648A (ja) * 2006-11-22 2008-06-05 Hitachi Metals Ltd 希土類異方性磁石粉末の製造方法
JP4924615B2 (ja) * 2006-11-30 2012-04-25 日立金属株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系微細結晶高密度磁石およびその製造方法
CN100483570C (zh) * 2007-04-29 2009-04-29 哈尔滨工业大学 一种制备纳米晶NdFeB各向异性磁粉的方法
JP2009260290A (ja) * 2008-03-25 2009-11-05 Hitachi Metals Ltd Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系異方性バルク磁石の製造方法
CN101850425B (zh) * 2009-03-30 2012-12-05 Tdk株式会社 稀土类合金粉末及其制造方法、各向异性粘结磁铁用复合物以及各向异性粘结磁铁

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See references of WO2013010741A1 *

Also Published As

Publication number Publication date
TW201310481A (zh) 2013-03-01
US20140346388A1 (en) 2014-11-27
CN103843080A (zh) 2014-06-04
WO2013010741A1 (de) 2013-01-24
JP2014523142A (ja) 2014-09-08
DE102011108173A1 (de) 2013-01-24
KR20140053108A (ko) 2014-05-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE3850001T2 (de) Magnetisches Seltenerd-Eisen-Bor-Puder und sein Herstellungsverfahren.
DE3587977T2 (de) Dauermagnete.
DE602004009979T2 (de) R-T-B-Seltenerd-Permanentmagnet
DE69720206T2 (de) Verbundmagnet mit niedrigen Verlusten und leichter Sättigung
DE3789951T2 (de) Anisotropes Magnetpulver, Magnet daraus und Herstellungsverfahren.
DE112016000798T5 (de) Verfahren zum Herstellen eines R-T-B-basierten gesinterten Magneten
DE102016122327A1 (de) Seltenerdmagnet
DE60311421T2 (de) Seltenerdelement-permanentmagnet auf r-t-b-basis
DE102015117899A1 (de) Feinkörnige Nd-Fe-B-Magneten mit hoher Koerzitivkraft und Energiedichte
DE4408114B4 (de) Magnetisches Material
DE3786426T2 (de) Dauermagnet und Dauermagnetlegierung.
DE69302329T2 (de) Feinkörniges anisotropes Pulver aus schmelzgesponnenen Bändern
DE102015115217A1 (de) Hochtemperatur-Hybridpermanentmagnet
DE112015001825T5 (de) Seltenerd-Permanentmagnet
DE69320084T2 (de) Verfahren zur Herstellung von R-Fe-B Permanentmagneten
DE112014001585T5 (de) R-T-B-Basierter Dauermagnet
DE4430964B4 (de) Magnetmaterial
DE102016105105A1 (de) Permanent magnet
DE4133214C2 (de) Aus Eisen-Seltenerdmetall-Legierung bestehendes Dauermagnetmaterial
DE102020128947A1 (de) Verfahren zur herstellung eines anisotropen magnetpulvers aus seltenerdelement
DE60317460T2 (de) Seltenerdelement-permanentmagnet auf r-t-b-basis
DE10255604B4 (de) Verfahren zum Herstellen eines anisotropen Magnetpulvers und eines gebundenen anisotropen Magneten daraus
EP2735003A1 (de) Magnetisches material und verfahren zu dessen herstellung
DE102015104225A1 (de) R-T-B-basierter Permanentmagnet
DE102019116556A1 (de) Dauermagnet und verfahren zum herstellen eines dauermagneten

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

17P Request for examination filed

Effective date: 20140129

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

RIN1 Information on inventor provided before grant (corrected)

Inventor name: GUTFLEISCH, OLIVER

Inventor name: GUETH, KONRAD

DAX Request for extension of the european patent (deleted)
STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: THE APPLICATION IS DEEMED TO BE WITHDRAWN

18D Application deemed to be withdrawn

Effective date: 20150106