DE19945942C2

DE19945942C2 - Verfahren zur Herstellung von Dauermagneten aus einer borarmen Nd-Fe-B-Legierung

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Publication number: DE19945942C2
Application number: DE19945942A
Authority: DE
Inventors: Matthias Katter; Wilhelm Fernengel
Original assignee: Vacuumschmelze GmbH and Co KG
Current assignee: Vacuumschmelze GmbH and Co KG
Priority date: 1999-09-24
Filing date: 1999-09-24
Publication date: 2003-07-17
Anticipated expiration: 2019-09-25
Also published as: DE50009741D1; EP1214720A1; EP1214720B1; WO2001024203A1; JP2003510467A; DE19945942A1

Description

Die Erfindung betrifft Verfahren zur Herstellung von Dauer magneten aus einer borarmen Nd-Fe-B-Legierung.

Derartige Legierungen und Verfahren zur Herstellung von Dau ermagneten aus dieser Legierung sind beispielsweise aus der EP 0 657 899, US 5 472 525, EP 0753 867, DE 195 41 948 und EP 0 124 655 bekannt. In dem aus der EP 0 124 655 bekannten Verfahren wird zunächst eine Legierung auf der Basis von Neo dym, Eisen und Bor erschmolzen. Die Legierung wird zu einem Schmelzblock abgegossen, der anschließend zu Pulver zerklei nert wird. Aus dem Pulver werden im Magnetfeld Rohlinge gepreßt, die schließlich gesintert werden.

Für viele Anwendungen von Nd-Fe-B-Dauermagneten, insbesondere in Motoren und Antrieben aller Art, ist die Koerzitiv feldstärke H_cJ bei 150°C entscheidend für die Qualität des Dauermagneten. Bei geringer Gegenfeldbelastung muß die Koer zitivfeldstärke H_cJ bei 150°C mindestens 4,5 kOe, besser mehr als 5 kOe betragen. Bei hoher Gegenfeldbelastung sind sogar Werte oberhalb von 13 kOe bei 150°C gefordert. Neben der ho hen Koerzitivfeldstärke H_cJ sollen solche Magnete auch eine möglichst hohe Remanenz B_r aufweisen. Beispielsweise soll die Remanenz B_r von Nd-Fe-B-Dauermagneten, die bei 150°C eine Koerzitivfeldstärke H_cJ im Bereich von 4,5 kOe aufweisen, bei Raumtemperatur mindestens 1,29 T, besser jedoch mehr als 1,35 T betragen.

Für Motoranwendungen ist außerdem gefordert, daß der rever sible Temperaturkoeffizient der Remanenz TK (B_r) im Tempera turbereich von 20°C bis 150°C besser als -0,11%/K sein soll. Zusätzlich sollen derartige Dauermagnete eine möglichst gute Korrosionsbeständigkeit aufweisen, um aufwendige und teuere Beschichtungen überflüssig zu machen. So wird zum Beispiel gefordert, daß der Masseverlust von unbeschichteten Magneten im sogenannten HAST-Test nach zehn Tagen kleiner als 1 mg/cm² sein soll. Im HAST-Test werden die Dauermagnete bei einer Temperatur von 130°C und einer relativen Luftfeuchtigkeit von 95% einem Druck von 2,7 bar ausgesetzt.

Diese Anforderungen werden von herkömmlichen Nd-Fe-B-Dauer magneten nicht erfüllt.

Ausgehend von diesem Stand der Technik liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, eine Legierung für Dauermagnete auf der Basis wenigstens einer Seltenen Erde, wenigstens eines Über gangsmetalls und Bor zu schaffen, die bei gleicher Remanenz Br eine höhere Koerzitivfeldstärke H_cJ als herkömmliche Le gierungen aufweist sowie über einen niedrigen Temperaturkoe fizient der Remanenz verfügt und korrosionsbeständig ist.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß durch ein Verfahren gemäß Anspruch 1 gelöst. Ausgestaltungen und Weiterbildungen des Erfindungsgedankens sind Gegenstand von Unteransprüchen.

Herkömmliche Nd-Fe-B-Legierungen bestehen im wesentlichen aus drei Phasen: der hartmagnetischen ϕ-Phase mit der Zusammen setzung Nd₂Fe₁₄B, der unmagnetischen η-Phase mit der Zusam mensetzung Nd_1,1Fe₄B₄ und der unmagnetischen Zwickelphase die nahezu ausschließlich aus Nd besteht. Die Nd-reiche Zwickel phase trennt die Körner der ϕ-Phase magnetisch voneinander, was eine hohe Koerzitivfeldstärke H_cJ zur Folge hat. Bei zu geringen Konzentrationen an B besteht jedoch die Gefahr, daß sich an Stelle der unmagnetischen η-Phase die weichmagneti sche Nd₂Fe₁₇-Phase bildet, wodurch sich die Koerzitiv feldstärke H_cJ erheblich reduziert. Anders als bei herkömmli chen Nd-Fe-B-Legierungen entsteht bei den erfindungsgemäß hergestellten Legierungen beim Unterschreiten eines kriti schen B-Gehalts an Stelle der unmagnetischen η-Phase nicht die für die Koerzitivfeldstärke H_cJ schädliche Nd₂Fe₁₇-Phase, sondern zunächst eine Reihe von unmagnetischen Ga-haltigen Phasen. Diese Ga-haltigen Phasen tragen im Gegensatz zur fer romagnetischen Nd₂Fe₁₇-Phase zur magnetischen Entkopplung der Körner der ϕ-Phase bei, wodurch sich die Koerzitivfeldstärke H_cJ und auch die Temperaturabhängigkeit der Legierung verbes sert.

Bei geschickter Temperaturführung können besonders hohe Werte für die Koerzitivfeldstärke H_cJ erzielt werden. Hervorzuheben ist dabei, daß insbesondere bei schneller Abkühlung besonders gute Werte für die Koerzitivfeldstärke H_cJ erreicht werden. Eine schnelle Abkühlung ist jedoch gleichbedeutend mit einer effektiven Nutzung der Öfen. Dagegen können bei langsamer Kühlung auch große Dauermagnetteile hergestellt werden, ohne daß sich in den Dauermagnetteilen Abkühlrisse bilden und sich die Koerzitivfeldstärke H_cJ wesentlich verringert.

Nachfolgend werden Ausführungsbeispiele der Erfindung anhand der beigefügten Zeichnung näher erläutert. Es zeigen:

Fig. 1 einen Ausschnitt aus einem Phasendiagramm für Nd-Fe-B-Dauermagnete;

Fig. 2 eine Darstellung des Zusammenhangs zwischen Remanenz Br und Koerzitivfeldstärke H_cJ für verschiedene Nd-Fe-B-Dauermagnete;

Fig. 3 ein Diagramm mit der Temperaturführung beim Sintern und Anlassen;

Fig. 4 ein weiteres Diagramm mit einer weiteren möglichen Temperaturführung beim Sintern und Anlassen;

Fig. 5 eine Darstellung, aus der die Abhängigkeit der Koer zitivfeldstärke H_cJ von der Art der Temperaturfüh rung beim Sintern und Anlassen ersichtlich ist;

Fig. 6 ein Diagramm, aus dem die Abhängigkeit der Remanenz B_r vom effektiven Gehalt an Bor und Seltenen Erden hervorgeht;

Fig. 7 eine Darstellung, die die Abhängigkeit der Koerzi tivfeldstärke H_cJ bei 150°C vom effektiven Gehalt an Bor und Seltenen Erden bei langsamem Abkühlen zeigt;

Fig. 8 eine Darstellung, die die Abhängigkeit des Tempera turkoeffizienten der Koerzitivfeldstärke TK(H_cJ) vom effektiven Gehalt an Bor und Seltenen Erden bei langsamem Abkühlen darstellt;

Fig. 9 eine Darstellung, die die Abhängigkeit der Koerzi tivfeldstärke H_cJ bei 150°C vom effektiven Gehalt an Bor und Seltenen Erden beim schnellen Abkühlen zeigt; und

Fig. 10 eine Darstellung, die die Abhängigkeit des Tempera turkoeffizienten TK(H_cJ) der Koerzitivfeldstärke H_cJ vom effektiven Gehalt an Bor und Seltenen Erden bei schneller Kühlung darstellt.

Fig. 1 ist ein Phasendiagramm, das die Zusammensetzung einer Nd-Fe-B-Legierung in Abhängigkeit vom effektiven Gehalt an Bor und Seltenen Erden zeigt. Das für die Anwendung als Dau ermagnet geeignete Gefüge tritt vor allem innerhalb eines Phasendreiecks 1 auf. Innerhalb dieses Phasendreiecks 1 be steht die Legierung aus hartmagnetischen Körnern der ϕ-Phase mit der Zusammensetzung Nd₂Fe₁₄B, sowie aus Körnern der unmagnetischen η-Phase mit der Zusammensetzung Nd_1,1Fe₄B₄ und der unmagnetischen Zwickelphase, die nahezu ausschließlich aus Nd besteht. Die Nd-reiche Zwickelphase trennt die Körner der ϕ- Phase magnetisch voreinander, was notwendig ist, um eine hohe Koerzitivfeldstärke H_cJ zu erzielen.

Um beurteilen zu können, ob eine bestimmte Zusammensetzung der Legierung innerhalb oder außerhalb des Phasendreiecks 1 liegt, ist es zunächst notwendig, den Gehalt an Seltenen Er den und Bor bezüglich der Verunreinigungen zu korrigieren, da ein Teil des Nd in der Form von Nd-Oxiden, Nd-Nickelkarbiden und Nd-Nitriden gebunden ist. Der effektive Gehalt an Selte nen Erden [SE]_eff und der effektive Gehalt an Bor [B]_eff er gibt sich aus folgenden Formeln:

[SE]_eff = ([SE] - [ΔSE])f,

[B]_eff = [B]f,

wobei [SE] und [B] jeweils die Gewichtsanteile an Seltenen Erden und Bor sind. [ΔSE] ist der Anteil an Seltenen Erden, der in den Verbindungen Nd₂O₃, Nd₂CO und NdN gebunden ist. f ist ein Normierungsfaktor:

[ΔSE] = 5,993[O] + 16,05[C] + 10,30[N]

f = 100/([100 - [ΔSE] - [O] - [C] - [N]).

[O], [C] und [N] sind dabei die Gewichtsanteile von O, C und N. In den genannten Formeln sind alle Angaben Konzentrati onsangaben in Gew.-%.

Der effektive Gehalt an Seltenen Erden und Bor beeinflußt den Aufbau des Gefüges. Im Punkt η des Phasendreiecks 1 liegt das Gefüge nahezu ausschließlich in Form der η-Phase vor. Im Punkt ϕ des Phasendreicks 1 ist die Legierung in der ϕ-Phase, während sie im Punkt SE im wesentlichen aus der Nd-reichen Zwickelphase besteht. Der Anteil an der η-Phase kann im Prin zip beliebig klein sein. Bei einem zu geringen Bor-Gehalt besteht jedoch die Gefahr, daß sich an Stelle der unmagneti schen η-Phase die weichmagnetische Nd₂Fe₁₇-Phase bildet, wo durch sich die Koerzitivfeldstärke H_cJ erheblich reduziert. Die Zusammensetzung der Nd-Fe-B-Dauermagnete wird demzufolge herkömmlicherweise immer so gewählt, daß sie innerhalb des Phasendreiecks 1, insbesondere oberhalb der Konode 2 liegt. Die Werte für die jeweiligen Punkte im Phasendiagramm aus Fig. 1 sind in Tabelle 1 eingetragen.

Tabelle 1

Für viele Anwendungen von Nd-Fe-B-Dauermagneten, insbesondere in Motoren und Antrieben aller Art, ist nun aber die Koerzi tivfeldstärke H_cJ bei 150°C wesentlich. Die Koerzitivfeld stärke H_cJ der verwendeten Nd-Fe-B-Dauermagnete soll bei ge ringer Gegenfeldbelastung wenigstens 4,5 kOe, besser wenig stens 5 kOe betragen. Bei höherer Gegenfeldbelastung sind noch höhere Werte oberhalb von 13 kOe bei 150°C gefordert. Neben einer hohen Koerzitivfeldstärke H_cJ bei einer Tempera tur von 150°C sollen derartige Nd-Fe-B-Dauermagnete auch eine möglichst hohe Remanenz B_r haben.

Insbesondere für die Anwendung in Motoren wird verlangt, daß der reversible Temperaturkoeffizient der Remanenz TK (B_r) im Temperaturbereich von 20°C bis 150°C besser als -0,11%/K sein soll.

Zusätzlich sollen die Nd-Fe-B-Dauermagnete eine möglichst gu te Korrosionsbeständigkeit haben, um aufwendige und teuere Beschichtungen überflüssig zu machen.

Es wurde herausgefunden, daß sich durch den Zusatz von Galli um zur Legierung unterhalb der Konode 2 ein Phasengebiet 3 ausbildet, in dem neben der hartmagnetischen ϕ-Phase und ne ben der unmagnetischen Nd-reichen Phase weitere Ga-haltige Phasen vorliegen. Eine Konode 4 trennt das Phasengebiet 3 von einem weiteren Phasengebiet 5, in dem die Nd₂Fe₁₇-Phase über wiegt. Überraschenderweise ist es nun möglich, mit den Legie rungen im Phasengebiet 3 die an Nd-Fe-B-Dauermagnete beim Einsatz in Motoren gestellten Anforderungen zu erfüllen. Die se Verbesserung läßt sich durch folgendes metallurgisches Mo dell erklären: bei herkömmlichen Nd-Fe-B-Dauermagneten ent steht die weichmagnetische, für die Koerzitivfeldstärke H_cJ schädliche Nd₂Fe₁₇-Phase, wenn der durch die Grenzlinie 2 veranschaulichte kritische Bor-Gehalt unterschritten wird. Beim Zusatz von Gallium, Kobalt und Kupfer zur Nd-Fe-B- Legierung entsteht beim Unterschreiten der Grenzlinie 2 an stelle der unmagnetischen η-Phase nicht die Nd₂Fe₁₇-Phase, sondern zunächst eine Reihe von unmagnetischen Ga-haltigen Phasen. Diese Ga-haltigen Phasen tragen im Gegensatz zum Nd₂Fe₁₇-Phase zur magnetischen Entkopplung der Körner aus der ϕ-Phase bei. Dadurch verbessert sich die Koerzitivfeldstärke H_cJ und auch deren Temperaturkoeffizient. Eine weitere Reduk tion des Bor-Gehalts führt schließlich dann doch zur Bildung der Nd₂Fe₁₇-Phase im Phasengebiet 5 und damit zum Zusammen bruch der Koerzitivfeldstärke H_cJ.

Neben Gallium können auch Co und Cu der Legierung mit vor teilhafter Wirkung hinzugesetzt werden.

Durch Zulegieren von Co läßt sich beispielsweise der Tempera turkoeffizient der Remanenz TK (B_r) von Nd-Fe-B-Dauermagneten verbessern. Insbesondere wird der Temperaturkoeffizient der Remanenz TK (B_r) durch Zulegieren von 3 Gew.-% Co von -0,12%/K auf etwa -0,105%/K verbessert. Wenn jedoch nur Co zulegiert wird, führt dies zur Bildung einer weichmagneti schen SECo₂-Laves-Phase, wodurch die Koerzitivfeldstärke H_cJ beträchtlich reduziert wird. Die Bildung dieser schädlichen Laves-Phase läßt sich durch gleichzeitiges Zulegieren von Cu verhindern. Als günstig erwiesen hat sich der Zusatz von 0,05 bis 0,2 Gew.-% Cu. Außerdem können Cu-haltige Nd-Fe-B-Dauer magnete nach einer im Herstellungsprozeß durchgeführten Wär mebehandlung langsam gekühlt werden, ohne daß die Koerzitiv feldstärke H_cJ wesentlich reduziert wird.

Die Beständigkeit der Nd-Fe-B-Dauermagnete gegen die Korrosi on durch Wasserdampf wird durch zusätzliches Zulegieren von Co, Cu und Ga im Vergleich zu herkömmlichen Nd-Fe-B-Dauer magnete um etwa drei Größenordnungen verbessert. Dabei wird eine besonders reaktive Nd-reiche Zwickelphase weitgehend durch chemisch edlere Co-, Cu- und Ga-haltige Phasen ersetzt.

Durch diese Maßnahmen ergeben sich Nd-Fe-B-Dauermagnete, die im sogenannten HAST-Test nach zehn Tagen einen auf die Ober fläche des Nd-Fe-B-Dauermagneten bezogenen Masseverlust von < 1 mg/cm² aufweisen. Im sogenannten HAST-Test werden die Nd- Fe-B-Dauermagnete bei einer Temperatur von 130°C und einer relativen Luftfeuchtigkeit von 95% einem Druck von 2,7 bar ausgesetzt.

Außerdem ist es möglich, die Koerzitivfeldstärke H_cJ zu erhö hen, indem ein Teil des Nd durch Dy, Tb oder Ho ersetzt wird, ohne daß das Verhältnis von Gehalt an Seltenen Erden zum Ge halt an Fe und B wesentlich verändert wird. Da sich das ma gnetische Moment von Dy, Tb und Ho im Gegensatz zu Nd anti parallel zum magnetischen Moment von Fe ausrichtet, führt dies zwangsläufig zu einer Reduktion der erreichbaren Rema nenz B_r. Dies bedeutet, daß die Zunahme der Koerzitivfeld stärke H_cJ mit einer Abnahme der Remanenz B_r verbunden ist.

Dieser Zusammenhang ist in Fig. 2 und der zugehörigen Tabel le 2 dargestellt.

Tabelle 2

Die Legierungen A1 bis A4 stellen herkömmliche Legierungen mit den in der Tabelle 2 angegebenen Zusammensetzungen dar. Bei den Legierungen B1 bis B3 handelt es sich um Legierungen gemäß der Erfindung. Anhand von Fig. 2 wird deutlich, daß mit zunehmendem Gehalt an Dy zwar die Koerzitivfeldstärke zu nimmt, aber die Remanenz abnimmt.

Außerdem läßt Fig. 2 erkennen, daß die Legierungen, denen Co, Cu und Ga zulegiert worden ist, bei gleicher Remanenz B_r im Vergleich zu herkömmlichen Legierungen eine höhere Koerzi tivfeldstärke H_cJ aufweisen. Letzeres gilt nicht nur für Raumtemperatur, sondern insbesondere auch bei 150°C.

Nd-Fe-B-Legierungen mit einem Gehalt von Dy im Bereich 3 Gew.-% sind nun systematisch untersucht worden. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen sind in den Tabellen 3 und 4 aufge führt. Im Rahmen dieser Untersuchungen hat sich herausge stellt, daß die magnetischen Eigenschaften der Nd-Fe-B- Dauermagnete wesentlich von der Temperaturführung während der im Rahmen des Herstellprozesses durchgeführten Wärmebehand lungen abhängen.

Nd-Fe-B-Legierungen werden üblicherweise dadurch hergestellt, daß zunächst die Legierung mit den gewünschten Zusammenset zungen erschmolzen und zu einem Schmelzblock abgegossen wird.

Der Schmelzblock wird dann zu Pulver zerkleinert und gegebe nenfalls zur Korrektur der Endzusammensetzung mit anderen Pulvern gemischt. Das fertige Pulver wird dann in einem Ma gnetfeld ausgerichtet und parallel oder senkrecht zur Magnet feldrichtung oder auch durch isostatischen Druck zu Grünlin gen verpreßt. Die Grünlinge werden anschließend, wie in Fig. 3 und 4 dargestellt, einem Sintervorgang 6 unterzogen. Bei dem in Fig. 3 dargestellten Beispiel der Temperaturführung wird nach dem Sintervorgang 6 eine Wärmebehandlung 7 durchge führt. Die Abkühlung von der Anlaßtemperatur kann langsam, wie in Fig. 3, oder schnell, wie in Fig. 4, erfolgen.

In Fig. 5 ist die Abhängigkeit der Koerzitivfeldstärke H_cJ in Abhängigkeit vom effektiven Bor-Gehalt und der Abkühlge schwindigkeit ΔT/Δt dargestellt. Aus Fig. 5 geht hervor, daß eine hohe Koerzitivfeldstärke H_cJ bei einem hohen Bor- Gehalt nur in einem engen Temperaturfenster zwischen 440 und 500°C erreicht wird. Bei niedrigem effektivem Bor-Gehalt da gegen können hohe Koerzitivfeldstärken H_cJ in einem größeren Temperaturfenster erzielt werden. So nimmt die Koerzitivfeld stärke H_cJ mit abnehmendem Bor-Gehalt um nahezu 3 kOe zu. Durch eine schnelle Abkühlung unterhalb von 750°C im Rahmen des Sintervorgangs und durch schnelles Abkühlen von der An laßtemperatur läßt sich die Koerzitivfeldstärke H_cJ noch ein mal um etwa 1 kOe erhöhen.

Von besonderem Interesse sind die hohen Koerzitivfeldstärken H_cJ, die sich trotz langsamer Kühlung bei einem niedrigen ef fektiven Gehalt an Bor von 0,92 Gew.-% ergeben. Dies ist ins besondere dann von Vorteil, wenn Nd-Fe-B-Dauermagnete mit großen Querschnittsflächen hergestellt werden sollen. Denn für derartige Teile sind während der Sinterung und der Wärme behandlung nur geringe Abkühlgeschwindigkeiten ΔT/Δt < 10 K/min zuläßig, um Abkühlrisse zu vermeiden. Diese geringen Abkühlgeschwindigkeiten dürfen jedoch nur zu einer geringfü gigen Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften führen. Gemäß Fig. 5 ist es durchaus möglich, Nd-Fe-B-Dauermagnete nach der Wärmebehandlung langsam mit Abkühlgeschwindigkeiten im Bereich von 1 bis 2 K/min ohne wesentliche Beeinträchti gung der magnetischen Eigenschaften abzukühlen, sofern nur die Nd-Fe-B-Legierung borarm ist. Unter einer borarmen Nd-Fe- B-Legierung ist dabei eine Legierung zu verstehen, deren ef fektiver Bor-Gehalt unterhalb der Konode 2 liegt.

In den Tabellen 3 und 4 sind Zusammensetzungen und magneti schen Eigenschaften von isostatisch gepreßten Nd-Fe-B- Dauermagneten mit unterschiedlichem effektivem Gehalt an Sel tenen Erden und Bor aufgelistet. Die fett gedruckten Angaben beziehen sich auf die borarmen Legierungen gemäß der Erfin dung. Alle Nd-Fe-B-Dauermagnete sind nach dem gängigen pul vermetallurgischen Verfahren hergestellt und bei etwa 1060°C auf eine Dichte < 7,6 g/cm³ gesintert worden. Die in Tabelle 3 aufgeführten Nd-Fe-B-Dauermagnete sind von Sintertemperatur langsam mit etwa 1 bis 2 K/min auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Danach sind diese bei einer Temperatur von 440°C bis 560°C für ein bis zwei Stunden getempert worden und wieder langsam mit etwa 1 bis 2 K/min auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Die in Tabelle 4 aufgelisteten Magnete sind von Sin tertemperatur zunächst langsam mit etwa 2 K/min auf etwa 750°C und nach einer Haltezeit von etwa 1 Stunde mit etwa 30 bis 50 K/min schnell auf Raumtemperatur abgeschreckt worden. Diese Nd-Fe-B-Dauermagnete wurden nach einer anschließenden Temperung bei 470 bis 530°C wiederum schnell mit etwa 30 bis 50 K/min auf Raumtemperatur abgekühlt.

In Fig. 6 sind die Werte für die Remanenz B_r für die Legie rungen aus Tabelle 3 in Abhängigkeit vom effektiven Gehalt an Bor und Seltenen Erden eingetragen. Zwei Niveaulinien ver deutlichen die Tendenz der zunehmenden Remanenz B_r bei abneh mendem effektivem Seltenen-Erden-Gehalt und zunehmendem ef fektivem Bor-Gehalt. Bei einem effektiven Seltenen-Erden- Gehalt von < 30 Gew.-% und einem effektiven Bor-Gehalt von < 0,93 Gew.-% wird für isostatisch gepreßte Nd-Fe-B-Dauer magnete eine Remanenz B_r von mehr als 1,35 T erreicht. Bezüglich des Bor-Gehalts geht die Remanenz B_r knapp unterhalb der Grenzlinie 2 zum Phasendreieck 1 durch ein Maximum.

In Fig. 7 ist die Abhängigkeit der Koerzitivfeldstärke bei 150°C für die langsam gekühlten Nd-Fe-B-Dauermagnete aus Ta belle 3 dargestellt. Aus Fig. 7 kann man entnehmen, daß sich mit abnehmendem effektivem Bor-Gehalt die Koerzitivfeldstärke H_cJ bei 150°C erhöht. Gleiches gilt auch für die Koerzitiv feldstärke bei 20°C.

Fig. 8 zeigt schließlich die Abhängigkeit des Temperatur koeffizienten von H_cJ für langsam gekühlte Nd-Fe-B-Dauermag nete in Abhängigkeit vom effektiven Gehalt an Seltenen Erden und Bor. Auch hier ergeben sich mit abnehmendem effektivem Bor-Gehalt zunehmend bessere Werte für die Temperaturkoeffi zienten. Zusammen mit der ansteigenden Koerzitivfeldstärke H_cJ führt dies für langsam gekühlte Magnete zu einer Erhöhung der Koerzitivfeldstärke H_cJ bei 150°C von unter 4,5 kOe auf Werte bis zu über 5,5 kOe. Diese besonders hohen Werte für die Koerzitivfeldstärke H_cJ ergeben sich insbesondere für ei nen Seltenen-Erden-Gehalt [SE]_eff von mehr als 28,9 Gew.-%, wobei für den effektiven Bor-Gehalt die Beziehung gilt:

1,814 - 0,0303[SE]_eff ≦ [B]_eff ≦ 1,396 - 0,01491[SE]_eff

Das gleiche Bild zeigt sich für Nd-Fe-B-Dauermagnete, die von etwa 750°C und von Anlaßtemperatur schnell abgekühlt wurden. Gemäß Fig. 9 und 10 werden allerdings sowohl für die Tempe raturabhängigkeit als auch für die Absolutwerte im Vergleich zu den langsam gekühlt Nd-Fe-B-Dauermagnete etwas bessere Werte erreicht. Dadurch erweitert sich der Bereich, in dem die geforderten Eigenschaften, nämlich eine Remanenz B_r < 1,35 T bei Raumtemperatur und eine Koerzitivfeldstärke H_cJ < 5 kOe bei 150°C, erreicht werden.

Besonders hohe Werte für die Koerzitivfeldstärke bei 150°C ergeben sich für einen effektiven Gehalt an Seltenen Erden oberhalb von 28,5 Gew.-%, insbesondere 28,7 Gew.-%, wobei für den effektiven Bor-Gehalt die Beziehung gilt:

1,814 - 0,0303[SE]_eff ≦ [B]_eff ≦ 1,478 - 0,01801[SE]_eff

Abschließend sei angemerkt, daß neben Nd auch Pr verwendet werden kann, ohne daß die magnetischen Eigenschaften der Dau ermagnete beeinträchtigt werden.

Tabelle 3

Tabelle 4

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines Dauermagneten aus einer Legierung aus wenigstens einer Seltenen Erde einschließlich Yttrium, aus Eisen, aus den Elementen B, Co, Cu, Ga und Al sowie aus herstellungsbedingten Verunreinigungen, wobei für die effektive Seltenen-Erde-Gehalt [SE]_eff, den effektiven Bor-Gehalt [B]_eff, den gemeinsamen Gehalt an Dy, Tb und Ho [Dy + Tb + Ho], den Kobalt-Gehalt [Co], den Kupfer-Gehalt [Cu] und den Gallium-Gehalt [Ga] sowie den Aluminium-Gehalt [Al] die Beziehungen gelten:
26,9 Gew.-% ≦ [SE]_eff ≦ 33 Gew.-%
2,185 - 0,0442[SE]_eff ≦ [B]_eff ≦ 1,363 - 0,0136[SE]_eff
[Dy + Tb + Ho] ≦ 17 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ [Co] ≦ 5 Gew.-%
0,05 Gew.-% ≦ [Cu] ≦ 0,3 Gew.-%
0,05 Gew.-% ≦ [Ga] ≦ 0,35 Gew.-%
0,02 Gew.-% ≦ [Al] ≦ 0,3 Gew.-%
mit den Verfahrensschritten:

- Orientieren im Magnetfeld und Pressen von Pulver, das durch Zerkleinern wenigstens eines Schmelzkörpers herge stellt worden ist, zu einem Grünling;
- Sintern des Grünlings bei Temperaturen zwischen 1020°C und 1140°C;
- Abkühlen des Grünlings auf Temperaturen unterhalb von 300 °C, wobei oberhalb von 800°C mit einer mittleren Kühlge schwindigkeit ΔT₁/Δt₁ < 5 K/min abgekühlt wird; und
- Anlassen und Abkühlen des Grünlings, wobei für die Anlaß temperatur T_A in Abhängigkeit von einer mittleren Kühlge schwindigkeit ΔT₂/Δt₂ folgende Beziehungen gelten:
für ΔT₂/Δt₂ < 5 K/min:
450°C ≦ T_A ≦ 550°C für [B]_eff < 2,993 - 0,069[SE]_eff
460°C ≦ T_A ≦ 510°C für [B]_eff < 2,993 - 0,069 [SE]_eff
für 5 K/min ≦ ΔT₂/Δt₂ ≦ 100 K/min:
450°C ≦ T_A ≦ 550°C.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß nach dem Sintern der Grünling für eine Zeit zwischen ei ner halben Stunde und 2 Stunde auf einer Haltetemperatur zwi schen 700 und 800°C gehalten wird.

3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Rohkörper nach dem Sintern von Haltetemperatur mit einer mittleren Kühlgeschwindigkeit ΔT₃/Δt₃ < 5 K/min abge kühlt wird.

4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Kühlgeschwindigkeiten ΔT₂/Δt₂ und ΔT₃/Δt₃ zwischen 30 und 50 K/min liegen.

5. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Rohkörper nach dem Sintern von Haltetemperatur mit einer mittleren Kühlgeschwindigkeit ΔT₃/Δt₃ < 5 K/min abge kühlt wird.

6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Kühlgeschwindigkeiten ΔT₁/Δt₁ bis ΔT₃/Δt₃ zwischen 1 und 2 K/min liegen.

7. Verfahren nach einem der vorherigen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
daß für den effektiven Borgehalt [B]_eff die Beziehung gilt:
1,814 - 0,0303[SE]_eff ≦ [B]_eff ≦ 1,363 - 0,0136[SE]_eff.

8. Verfahren nach einem der vorherigen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
daß der Seltenen-Erden-Gehalt [SE]_eff oberhalb von 28,9 Gew.-% liegt, wobei für den effektiven Bor-Gehalt die Beziehung gilt:
1,814 - 0,0303[SE]_eff ≦ [B]_eff ≦ 1,396 - 0,01491[SE]_eff

9. Verfahren nach einem der vorherigen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
daß der Seltenen-Erden-Gehalt [SE]_eff oberhalb von 28,5 Gew.-% liegt, wobei für den effektiven Bor-Gehalt die Beziehung gilt:
1,814 - 0,0303[SE]_eff ≦ [B]_eff ≦ 1,478 - 0,01801[SE]_eff

10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß der Seltenen-Erden-Gehalt [SE]_eff oberhalb von 28,7 Gew.-% liegt.

11. Verfahren nach einem der vorherigen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung einen Co-Gehalt zwischen 2,5 und 3,5 Gew.-% aufweist.

12. Verfahren nach einem der vorherigen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Cu-Gehalt zwischen 0,1 und 0,2 Gew.-% liegt.

13. Verfahren nach einem der vorherigen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Ga-Gehalt zwischen 0,20 und 0,30 Gew.-% liegt.

14. Verfahren nach einem der vorherigen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Seltenen Erden aus der Gruppe der Elemente Nd, Pr, Dy, Tb ausgewählt sind.