DE2449867A1 - Verfahren zur herstellung von permanentmagneten aus mn-al-c-legierung - Google Patents

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ί:π:τ;:";:ι Dr. ruschke & partner jezsä'

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M 3521

ci/o.

Matsushita Electric Industrial Company, Limited, Kadoraa,

Osaka, Japan

Verfahren zur Herstellung von Permanentmagneten aus Mn-Al-C-

Legierung

Zusammenfassung der Offenbarung

Verfahren zur Herstellung isotroper Magneten aus Mn-Al-C-Legierung, indem man eine Legierung aus 71,0 ... 73,0 Gew.-# Mangan (1/10 Mn - 6,6)% ... (1/3 Mn - 22,2) Oew.-# C, Rest Aluminium, bei 550 ... 780⁰C einer plastischen Verformung unterwirft.

Durch Anwendung dieses Verfahrens ist es möglich, isotrope Magneten aus Mn-Al-C-Legierung mit einem ausgezeichneten (BH)_ma -Wert von 2,0 χ 10 Q.Oe zu erreichen.

IHcLA.

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung! von Permanentmagneten und insbesondere ein Verfahren zur Her- j stellung von isotropen Permanentmagneten aus Mangan-Aluminium- Γ Kohlenstoff-Legierungen» ι

•soi8i7/ioas ■ —-. ■

Bekannt· Mn-Al-Legiemingaeagneten aus 60 ... 75 Oew.-Jf Mn (»tatHohe folgenden ·Preaentangaben sind Oewlohtsprozente), Rest Aluminium, ein* dergestalt, dass nan die metastabile Phase (fläohenientriert tetragonal, Oitterkonstante a . 3p4 α, ο · 3,5β A, e/a « G,9O8j Curiepunkt 350 ... 400°C; !■ folgenden als Γ-Phase beselehnet) duroh Wärmebehandlung wie gesteuerte Abkühlung oder das Abschreok-GlUhverfahren ("quench tempering Method") erhält. Dief-Hiase ist diejenige metastabile Phase, die zwischen der Hoohteraperaturphase (nichtmagnetisoh hexagonal, Oitterkonstante a = 2,69, β =* 4,38, c/a 1,63; im folgenden als £,-Phase bezeichnet) und der Raumtemperatur-Phase auftritt, bei der die Legierung in die - im folgenden als γ-Phase bezeichnete Α1Μη(γ)-Phase und die - im folgenden als B-Phase bezeichnete - B-Mn-Phase aufgespalten ist. Die Zwlsehenphase wurde 1955 von Nagasaki, Kono und Hirone entdeckt (Digest of the Tenth Annual Conference of the Physical Sooiety of Japan, Bd. 3, 162, Oktober 1955).

Die oben angegebenen Mn-Al-Leglerungen haben jedoch niedrige magnetische Kennwerte: Grössenordnung (BH) ,_v = 0,5 χ 10 0.Oe,

HIgLX

B_r = 2200 0, _BH_C =- 600 Oe. Seither ist ein Verfahren entwickelt worden, nachdem man die gepulverte Legierung in der f -Phase sintert, wobei die Koerzitivkraft durch das Pulvern erhöht wird. Auch hier waren die magnetischen Kennwerte jedoch niedrig: Orössenordnung bestenfalls (BH)_ma„ = 0,6 χ 10

Q.Oe, B_r » 1700 0, gH_c = 1250 Oe. Da die Produkte weiterhin aus Pulver hergestellt werden mussten, wiesen sie eine zu geringe mechanische Festigkeit auf, was sie fUr die industrielle Verwertung unbrauchbar machte.

Um die magnetischen Eigenschaften dieser Mn-Al-Legierungsmagneten durch Anisotropierung zu verbessern, wurde vorgeschlagen, die Legierung in der T-Phase (ferromagnetische Phase) einer hochgradigen Kaltverformung zu unterwerfen (weiterhin als '^fKaltverforraungsv®rfahren^f bezeichnet)* die kalt pulverisierte

-Phase in einem magnetischen Feld zu formen oder auoh das gleiche Verfahren, aber gefolgt von einem Sinterschritt (weiterhin als 'Magnetfeldpulverformverfahren¹ bezeichnet) anzuwenden. Wegen der im folgenden zu beschreibenden Schwierigkeiten gelang es nicht, diese Anisotropierungeverfahren als brauchbare Produktionsmethoden zu etablierenj bis heute haben sie keine praktische Anwendung gefunden.

Beim Kaltverforraungeverfahren ergaben Verformungsgrade von weniger als 1% bereits Risse und Sprünge in der Legierung, da Mn-Al-Legierungsmagneteh intermetallische Verbindungen sind, die sich durch Härte und Sprödheit auszeichnen.

Da andererseits der Anisotropierungsgrad vom Kaltverformung«- grad abhängt, muss die Legierung stark kaltverformt werden (üblicherweise stärker als 8o£), um zufriedenstellende magnetische Eigenschaften zu erreichen. Aus diesen Gründen brioht bei derartigen Kaltverformungsgraden die Mn-Al-Legierung zu Pulver auf.

Um die Schwierigkeiten zu überwinden, wurden auf an sich bekannte Weise Mn-Al-Leglerungsstabmagneten in der T-Phase in nichtmagnetische Rohre aus rostfreiem Stahl (beispielsweise 25 Cr - 20 Ni) dicht eingeschlossen und darin - beispielsweise durch Hämmern - zu 85 ... 95$ kaltverformt. Nach diesem Verfahren erreicht man einen anisotropen Permanentmagneten mit magnetischen Kennwerten in der Orussenordnung B » 4280 G, _BH_C = 27OO Oe, (BH)_raax - 5,5 * 10⁶ 0.Oe in der magnetischen Vorzugsrichtung, d.h. In der Längsrichtung des Stabes. Bei Durchführung dieses Verfahrens muss Jedoch infolge der starken Verformung die Legierung der Mn-Al-LegierungSBiagneten im Rohr zu einem feinen Pulver zerteilt werden. Bs lassen sich also nur schlanke Stäbe, die in ein rostfreies Stahlrohr eingeschlossen sind, erhalten, und es ist schwierig, zu Stäben mit

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gleichförmigem Querschnitt zu gelangen. Das Verfahren ist daher kostspielig und hat keinen wesentlichen praktischen Wert.

Um diese Schwierigkeiten weiterhin zu überwinden, wurde vorgeschlagen, einen anisotropen Mn-Al-Legierungsstabmagneten herzustellen, indem man die X -Phase des Mn-Al-Legierungsmagneten bei einer Temperatur unter 200⁰C hydrostatisch extrudiert. Jedoch sind die magnetischen Kennwerte dieser Legierungen niedrig: Grö'ssenordnung (BH)₀,, etwa 2,5 ... 3,6 χ 10 G.Oe in

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der magnetischen Vorzugsrichtung. Auch dieses Verfahren erfordert ein kompliziertes hydrostatisches Extrudieren und ist praktisch ohne grossen Wert.

Beim Magnetfeldpulverformverfahren wird die in der (magnetischen) tT-Phase gepulverte Mn-Al-Legierung in einem Magnetfeld verpresst. Auch hier waren die für die magnetische Vorzugsrichtung erzielbaren magnetischen Kennwerte nur etwa (BH) = 1,85x10

ITlCWV

Q.Oe. Ausserdem stellte der erforderliche Zerkleinerungsschritt eine Komplizierung dar, und der aus dem Pulver hergestellte Gegenstand hatte schlechte mechanische Eigenschaften: seine Sprödheit verschlechterte die praktische Brauchbarkeit.

Bei einer Waremverformung zeigt die Mn-Al-Legierung eine niedrige Stabilität der magnetischen T-Phase bei hoher Temperatur; oberhalb 530⁰C geht sie in kurzer Zeit in die γ- oder die J3-Phase über, oberhalb 830⁰C in die L-Phase.

Weiterhin wird der Übergang aus der l-Phase in die ß-Phase durch die Verarbeitung beschleunigt. Es findet eine sogenannte 'spannungsinduzierte Phasentransformation¹ ("strain-induced transformation") statt, als deren Folge eine Mn-Al-Legierung die bei über 530⁰C bearbeitet worden war, erhebliche niedrigere magnetische Kennwerte aufwies oder auch nichtmagnetisch wurde.

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Es wurde gefunden, dass die oben erwähnte Plastizität der Mn-Al-Legierungen auf der hohen Verformbarkeit der ß-Phase, nicht der T-Phase selbst beruht.

Wie oben beschrieben, findet bei über 53O⁰C bei den Mn-Al-Legierungen eine Transformation zur B-Phase statt, wenn der Bearbeitungsgrad zunimmt, und zwar auf Kosten der magnetischen Eigenschaften.

Um die oben erwähnten Mn-Al-Legierungsmagneten zu ersetzen, wurden Mangan-Aluminium-Kohlenstoff-Legierungsmagneten erfunden, die magnetisch isotrop waren und ausgezeichnete magnetische Eigenschaften aufwiesen; vergl. die US-PS 5 661 567.

Nach der US-PS 3 66I 567 kann es sich bei den Mn-Al-C-Legierungsmagneten um Legierungen mit mehr als 3 Komponenten - Verunreinigungen, Zusätzen usw. - handeln; sie müssen jedoch Kohlenstoff enthalten und die Anteilsverhärtnisse von Mn, Al und C in diesen Legierungen sollte innerhalb folgender Bereiche liegen:

Mn 69,5 ... 73,O#, Al 26,4 ... 29,5Ji, C 0,6 ... (1/3 Mn - 22,2)#.

Diese Legierungen führen Jedoeh nur dann zu Mn-Al-C-Magneten in Form isotroper Permanentmagneten mit ausgezeichneten magnetischen Kennwerten sowie guter Stabilität, Verwitterungsfestigkeit und mechanischer Festigkeit, wenn man die unten zu beschreibenden Herstellungsbedingungen genau einhält.

Mn, Al und C werden derart vermischt, dass die Komponenten in den oben ausgeführten Anteilsbereichen vorliegen. Dann erwärmt man die Mischung auf mehr als 1380⁰C, aber weniger als 1500°C, um eine homogene Schmelze mit in dieser zwangsgelSstem Kohlenstoff zu erhalten, und giesst diese Legierungssohmelze in eine

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geeignete Form. Den so erhaltenen Barren erhitzt man auf über .900⁰C, um die Hochtemperaturphase auszubilden, schreckt ihn dann mit einer Kühlgeschwindigkeit von mehr als 300°C/min von mehr als 900⁰C auf unter 600°C ab und glüht ('temper¹) die abgeschreckte Legierung für eine geeignete Zeitspanne auf 480 ... 650⁰C. Ein so erhaltener Massemagnet aus Mn-Al-C-Leglerung hat im isotropen Zustand einen (^BH)_max-^Wert ^von besser als 1,0 χ 10 0.Oe, d.h. das Doppelte des entsprechenden Wertes von isotropen Mn-Al-Legierungsmagneten.

Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung haben nach den Gründen gesucht, weshalb die magnetischen Kennwerte von Mn-Al-C-Legierungsmagneten sich verbessern, wenn man die oben ausgeführten Herstellungsbedingungen einhält. Es hat sich dabei herausgestellt, dass die Verbesserung auf dem besonderen Zustand des Kohlenstoffs in den Mn-Al-C-Legierungsmagneten beruht, d.h. die Herstellungsbedingungen und die magnetischen Eigenschaften stehen in einem sehr engen Zusammenhang. Folglich ergeben Herstellungsbedingungen, die nicht erlauben, dass der Kohlenstoff in einem entsprechenden Zustand vorliegt, Magneten mit niedrigen magnetischen Kennwerten in der gleichen Grössenordnung wie isotrope Mn-Al-Legierungsmagneten, selbst wenn die Mn-, Al- und C-Anteile in die oben erwähnten Bereiche fallen und auch· ein ausreichender Anteil der L-Phase vorliegt.

Es wurde entdeckt, dass, um isotrope Permanentmagneten aus Mn-Al-C-Legierungen mit ausgezeichneten magnetischen Kennwerten zu erhalten, die Legierungen folgende Phasen enthalten müssen:

(1) Eine magnetische Phase mit über die Löslichkeitsgrenze darin zwangsgelöstem Kohlenstoff und

(2) Ein· Ph*«« aus Μη,ΑΙΟ und/od®r ein® flächenzentrierte kubische, der zuirorgen&nnten ähnliche Phase, in der der überschüssige Kohlen®toff dureh Glühen (· tempering¹) in Form anderer Karbid® als Äluelnluakarblii (11^3.» uavil) in feinkör-

- -80*817/1088

niger oder netzförmiger Gestalt getrennt vorliegt, wobei die Phase (2) feinkörnig oder netzförmig in der Phase (l) als Matrix dispergiert ist. Es wurde bewiesen, dass, wenn Legierungen nach den oben ausgeführten Phasenbedingungen hergestellt werden, sich Magneten mit erheblich verbesserten magnetischen Kennwerten erreichen.lassen, die eine stabilisierte magnetiche Phase aufweisen. Die oben beschriebene Zustandsform des Kohlenstoffs wurde durch Röntgendiffraktionsanalyse und durch die Lieht- und Elektronenmikroskopie bestätigt.

Mn^AlC ist eine Verbindung mit flächenzentriertem kubischem Kristallgefüge des Perovskit-Typs (Oitterkonstante a = 5*87 A). Ihr Curiepunkt ist 15°C, und Mn^AlC selbst ist bei Raumtemperatur auch innerhalb von Mn-Al-C-Legierungen nichtmagnetisch und trägt zur Magnetfeldstärke von Mn-Al-C-Legierungsmagneten nichts bei.

Der hier verwendete Ausdruck "dem Mn-JVlC ähnliche flächenzentrierte kubische Phase" soll ausdrücken, dass in den.Mn-Al-C-Legierungen perovskitartige Carbide, -die Kohlenstoff oberhalb ' der Löslichkeitsgrenze enthalten, oder eine Ausscheidungssubstanz mit den gleichen chemischen Eigenschaften wie diese Carbide, auftreten, bei der es sich jedoch nicht um ein vollkommen ausgeformtes Carbid handelt.

AljjC, ist ein in Mn-Al-C-Legierungen, die einen Mn-Anteil von 68,0 ... 73.»0$ und mehr als (1/3 Mn - 22,2) % Kohlenstoff enthalten, auftretendes Carbid» Es bildet sich bei Temperaturen über den Schmelzpunkten der Mn-Al»C-Legterungen, wird aber bei einer Wärmebehandlung im Temperaturbereich unterhalb der Schmelzpunkte weder gebildet noch zerstört,, AIwC, wird von der Luftfeuchtigkeit usw. hydrolysiert; es bewirkt, dass die Legierungen reissen und mit fortschreitender Hydrolyse zerfallen.

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Ee wurd« bestätigt, dass in Nn-Al-C-Legierungen die Löslichkeitegrenze für Kohlenstoff in der magnetischen Phase - bestimmt durch Messung der Oitterkonstanten durch Röntgen-•diffraktlonsanalyse und des Curiepuriktes auf einer magnetischen Waage - bei 72# Mn 0,7# und bei 71J^ Mn 0,5$ beträgt, und dass man die Lösllohkeitsgrenze für Kohlenstoff innerhalb des Anteilsbereiohe· von 71*0 ... 73,0$ Mn durch den Ausdruck (l/lO Mn - 6,6) % bezeichnen kann.

Andererseits ist die Löelichkeitsgrenze für Kohlenstoff in der Hoohtemperaturphase faet gleich der Löslichkeitsgrenze des Kohlenstoffs in der magnetischen Phase bei einer Temperatur von 85O⁰C. Im Temperaturbereich von 900 ... 1200⁰C ist die Löslichkeitsgrenze des Kohlenstoffs in dieser Phase Jedoch (0,8 ... 2,0) % C. Durch Abschrecken von einer Temperatur von mehr als 900⁰C lässt sich jedoch eine Hochtemperaturphase erreichen, die mehr als (l/lO Mn - 6,6) %C zwangsgelöst enthält.

Findet während des Abschreckens von einer Temperatur über 900°C her eine allmähliche Abkühlung mit weniger als 10°C/min. Abkühlgeschwindigkeit im Bereich 8jO .,. 900⁰C statt und schreckt man dann von dieser Temperatur aus ab oder wenn man die Legierungen länger als 7 min. - vorzugsweise länger als 10 min. im Bereich von 8j5O ... 900⁰C hält und dann von dieser Temperatur aus abschreckt, scheidet sich Mn-JIlC lamellar in einer £_-Phase ab. Die Ablagerungen des lamellaren Mn^AlC liegen dabei parallel zur speziellen Kristallebene in der £. -Phase, d.h. der (0001)-Fläche, wobei die Orientierungsbeziehung

t (0001) // Mn AlC (ill)

gilt, wie durch lichtmikroskopische Beobachtung sowie Röntgendiffraktionsanalyse eines Einkristalls als Probe festgestellt wurde.

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Indem man andererseits die Hochtemperaturphase mit zwangsgelöstem Kohlenstoff dem vorerwähnten Glühen ('tempering¹) bei 480 ... 650 C unterwirft, lässt sich eine Phase erreichen, in der Mn^AlC und/oder eine diesem ähnliche flächenzentlert· kubische Phase abgelagert ist, und zwar fein dispergiert in der Matrix der magnetischen Phase, in der freier Kohlenstoff von mehr als der Lösllchkeitsgrenze gelöst worden ist.

Der in der US-PS 3 66I 567 angegebene Zusammensetzungsbereioh ist, was die Zustandsform von Kohlenstoff anbetrifft, typisch und es wurde festgestellt, dass der überschüssige Kohlenstoff insbesondere bei mehr als 70$ Mn als Mn,AlC und/oder diesem ähnliche flächenzentrierte kubische Phase fein dispergiert körnig oder netzförmig vorliegt. Die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Mn-Al-C-Legierung sind im Massezustand, isotrop, wobei der (SHY . -Wert höher ist als 1,0 χ 10 Ö.Oe.

max

Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung *aben anisotrope Mn-Al-C-Legierungsmagneten derfunden, die denen der US-PS 3 666 überlegen sind, welche Erfindungen lehren:

1. Ausgezeichnete anisotrope Magneten lassen sich erreichen, indem man eine Legierung aus 68,0 ... 73*0 % Mn, (1/10 Mn - 6,6) ... (1/3 Mn - 22,2) % C, Rest Aluminium, im Temperaturbereich von 530 ... 830⁰C plastisch verformt, nachdem man die Phase aus Mn-JVlC und/oder eine diesem ähnliche flÄohenzentrierte kubische Phase in der (OOOl)-Ebene der Hoohtempera-. turphase ausgeschieden hat.

2. Ausgezeichnete anisotrope Magneten erhält nan,,indem man eine polykristalline Legierung aus 68,0 ... 70,5 % Mn und (1/10 Mn - 6,6) ... (1/3 Mn - 22,2) % C, Rest Aluminium, mit mehr als 10°C/min. im Bereich 830 ,.. 900⁰C abschreckt, dann bei 480 ... 75O°C glüht (•temper¹) und'nach dem Glühen bei 600 ... 78O⁰C plastisch verformt;

S09817/1085

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung isotroper Mn-AltC-Legierungsmagneten, das ein Ergebnis einer weiteren detaillierten Untersuchung der oben genannten Erfindung darstellt.

Folglioh ist es ·1η Ziel der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung isotroper Mn-Al-C-Legierungsmagneten mit magnetischen Eigenschaften anzugeben dergestalt, dass der (BH)_max-Wert höher als 2,0 χ 10 Q.Oe ist und im Massezustand (»bulk state¹) 2,5 χ 10 α.Oe erreicht.

Es ist ein weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung ausgezeichneter isotroper Permanentmagneten anzugeben, deren spezifisches Qewicht bis hinunter zu 5*1 beträgt und deren magnetische Energie pro Gewichtseinheit vergleichbar ist mit der von Permanentmagneten, die die bisher höchsten bekannten Werte erreichen, d.h. Energiewerte pro Gewichtseinheit, die doppelt so hoch sind wie die von isotropen Ba-Sr-Perrit- und AlNiCο-Magneten.

Es ist ein weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung von isotropen Permanentmagneten mit ausgezeichneten mechanischen Eigenschaften anzugeben.

Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung haben gefunden, dass sich innerhalb de» durch 71*0 ... 73,0 % Mn, (1/10 Mn - 6,6) (1/5 Mn - 22,2) % C, Rest Aluminium begrenzten Zusammensetzungsbereiches, wie er mit den Punkten A, B, C und D in Ternärdiagramm für Mn-Al-C-Legierungen der Figur umrissen ist, isotrope Mn-Al-C-Legierungsnagneten erreichen lassen, bei denen die "T-Phase, die mit mehr als 10°C/min. im Bereich 8^0 ... 900⁰C abgeschreckt und dann bei 480 ... 750⁰C für geeignete Dauer geglüht wurde, nicht nur sehr stabil ist, sondern auch bei zusätzlicher plastischer Verformung im Bereich 550 ... 780⁰C

iO*817/1Q*S

- li -

keine Spannungstransformation zur ß-Phase erfährt, und deren magnetische Eigenschaften sich in unerwartetem Ausmass verbessert haben. Andere und weitere Ziele, Merkmale und Vorteile der Erfindung ergeben sich aus der nun folgenden detaillierten Beschreibung und den Beispielen.

Die Figur stellt ein Zusammensetzungsdiagramm eines ternären Mn-Al-C-Systems dar.

Im folgenden soll die Erfindung unter Bezug auf Ausführungsformen beschrieben werden.

Beispiel 1

Die Ausgangsmaterialien Mn, Al und C wurden gemischt, auf etwa 145O°C erhitzt, die Schmelze J>0 min. vorgehalten, um den Kohlenstoff vollständig in die feste Lösung einzuschmelzen, und dann zu einem Stab aus Mn-Al-C-Legierung vergossen. Die Tabelle I zeigt die Zusammensetzungen der so erhaltenen Oiesslinge (chemische Analyse).

Tabelle 1

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	Tabelle 1	Al %	C %
Probe Nr.	Mn %	29,89	0,59
1	69,52	28,72	0,81
2	70,47	28,32	0,85
5	70,85	28,05	0,92
4	71,05	27,59	1,56
5	71,05	27,81	0,95
6	71,24	27,80	0,73
7	71,47	27,46	1,03
8	71,51	27,46	0,55
9	71,99	26,94	1,08
10	72,05	26,05	1,92
11	72,05	26,79	0,71
12	72,50	25,94	1,29
15	72,77	25,69	1,33
14	72,98	25,16	1,88
15	72,96	25,54	1,33
16	75,17	25,10	1,45
17	75,45

Von jedem dieser Giesslinge wurde eine zylindrische Probe von 20 mm 0 χ 35 mm geschnitten und gleichmässig durch 2-stündiges Homogenisieren bei 1150⁰C und Abschrecken von 1000⁰C mit mehr als 10°C/min. in die £ -Phase übergeführt. Diese Proben wurden im Bereich 480 ... 83O⁰C geglüht. Die magnetischen Kennwerte nahmen bei allen Proben Nr. 1 - 17 über 78O⁰C erheblich ab.

Der Temperaturbereich, in dem die ..f -Phase stabil vorlag, schwankte erheblich in Abhängigkeit von der Zusammensetzung; bei 30 min. Ölühzeit lag er unter 750⁰C.

Nach ^0-minütigem Glühen wurden die Proben röntgendiffraktioneanalytisch und lichtmikroskopisch auf Phasenstruktur unter-

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sucht. Folgende Ergebnisse wurden festgestellt

In den Proben Nr. 9, 16 und 1? lag ©in erheblicher An teil der ß-Phase vor.

(2) In allen anderen Proben wurds hauptsächlich die t*-Phase festgestellt! in der Prob© Mr_e 11 lag jedoch Älju0^ vor, und diese Probe fing nach einigen Wochen zu zerfallen an.

Weiterhin wurde in den Proben Mr. 4, 5, 6, 7, 8, IQ* 12* 1>, 14 und 15 eine Ausscheidung von Mn^AlC In feinkörniger od@r Netzform festgestellt! in den Proben Mr₀ 2 und 3 lag nur wenig ausgeschiedenes Mn-JU-G vor.

Nach einem JO-minütigen ölühen rait 700⁰C wurden di@ Proben bei 700⁰C mit einer ölhydraulischen Press© \Hit@r eiaera Druck vor 12,6 t zu einem Verformungsgrad (Längenreduktion) von 75^ gestaucht. Aus den so erhaltenen Proben wurden Würfel von 10 mm Kantenlänge geschnitten und an diesen die magnetischem Eigenschaften bestimmt.

Die Tabelle 2 zeigt die magnetischen Kennwerte in der Druok- und der Axialrichtung der Proben* die Tabelle 3 öle magnetischen Kennwerte in der zur Druck- senkrechten und in der Radialrichtung der Proben_c -

j, «Sßss Sie fro- i

Es wurde weiterhin rSntg
mikroskopisßii naafo der BsarbeitHag
ben 9* 16 und 17 aus der iJ-fnsg©
[email protected] nur aus €e tT

Probe Mi

Tabelle

}msuL 2i IG ' G.Oe

1350

10 II 12 13 1%

16 IT

5-40P

2450 0,9 1,1

O ft

2,0 2,1

2,2 0,9 2.«) j?

2.0

Probe

Tabelle 3

mauc χ

365©

3350

2450

2100

2150 S

,Q

P 1

,: c G

	-	15 -	2449867	? (Portsetzung)	(BH)max χ ΙΟ6 Q.Oe
	Tabelle		τ,Η-Οθ	2,1
	Br (Q)	2300	. 2,1
Probe Nr.	3550	2400	2,0
12	3300	. 2400	2,0
13	3200	245Ο	0,8
14	3Ϊ00	Ι3ΟΟ	0,5
15	2450	750
16	1900
17

In der Probe Nr. 11 wurde Al^C, erkannt; diese Probe begann nach einigen Wochen zu zerfallen.

Die Zusammensetzung der isotropen Proben mit einem (BH). von mehr als 2,0 χ 10 O.Oe liegt im Bereich 71,0 ... 73,0 Mn, (1/10 Mn - 6,6) ... (1/3 Mn - 22,2) Ji-C, Rest Aluminium, d.h. im Bereich, der im Ternärdiagramm der Figur durch die Punkte A, B, C und D umrissen ist. . · .

Diese Proben, d.h. die Proben 4, 5, 6, 7> 8, 10, 12, 1>, und 15 wurden nach der Bearbeitung zusätzlich 30 min. lang bei 550^Qe geglüht; als Resultat verbesserten sich die magnetischen Kennwerte um etwa 10#. Nach dem zusätzlichen Glühen waren die Probe Nr. 10 beispielsweise isotrop, wobei die magnetischen Kennwerte in der Druokriohtung und rechtwinklig hierzu wie folgt waren:

B « 3500 0 JL, « 26ΟΟ Oe (BH) .„.- = 2,5 x 10⁶ O'.O».

Weiterhin zeigten die Proben Nr. 4, fj, 6, 7, 8, 9, 10, 12, I3, 14 und 15 infolge der plastischen WäpÄv^rformung eine merklich· bessere mechanische Festigkeit aufΊ Zugfestigkeit mehr als 40 kg/mm , Dehnung mehr als 5#, ^ueFfts^igk^it mehr als 50 kg/mm . Zusätzlich hatten diese Proben eine ausgezeichnete

•609-817/101$'

Bearbeitbarkeit^ die zulässt, sie im magnetisieren Zustand auf herkömmliche Weise - beispielsweise auf der Drehbank zu bearbeiten.

Beispiel 2

Die Probe 10 des Beispiels 1 wurde entsprechend dem Beispiel 1 homogenisiert und abgeschreckt, nach dem Abschrecken 50 min. bei 600 C geglüht und dann entsprechend dem Beispiel mit unterschiedlicher Arbeitstemperatur gestaucht. Die magnetischen Eigenschaften in der Druekrichtung und im rechten Winkel hierzu (Radial- und Tangentialrichtung) nach der Bearbeitung erwiesen sich als gleich^ vergl. die Tabelle 4.

Tabelle 4

Kode Bearbeitungs- Br(O) _BH_(0e) (BH)max χ 1O⁶COe temperatur

4L 500

b 530 3150 1350 1,5

c 5²K) 3300 1750 1,8

d 550 3400 2000 2,0

e 6OO 3450 2400 2,2

f 650 3450 2500 2,3

g 700 5450 2500 2,5

h 750 3400 25ΟΟ 2,3

i 78Ο 3IOO 2400 2,0

j 790 2850 1500 1,3

k 800 1900 800 0,6

Proben mit einem (^BH)_max-^{Wert von} mehr als 2,0 χ 10 Q.Oe wurden in einem Bearbeitungstemperaturbereich von 550 ... 78O⁰C erreicht.

509817/1085

Bei einer Bearbeitungstemperatur unter 5^Q⁰C entstanden auf einigen Proben Risse_a da die Verformbarkeit dort zu niedrig war« Bei weniger als 500⁰G zerfielen alle Proben zu Pulver- so dass die Entnahme von Proben für die Messung der magnetischen Eigenschaften nicht möglich war«

Bei mehr als 78O⁰C wurden in allen Proben ein grosser Anteil der ß-Phase röntgendiffraktionsanalytisch festgestellt_o

Bei einem Glühen (⁵tempering⁸) innerhalb des Bereiches von 480 ... 75O°C wurden die gleichen Resultate erhalten.

Insbesondere zeigte sich an den Proben K_s 5, 6_S °J', 8^ 12 „ 13$ 14 und 15 des Beispiels 1 die gleiche Neigung wie oben. Als Mn-Al-C-Legierungen aus 71,0 ... 73*0 % Mn und (l/lO Mn .. _a 6,6) ... (1/3 Mn - 22^2) % G_s Rest Aluminium,, nach dem Homogenisieren mit mehr als 10°C/min_o abgeschreckt und nach dem Glühen'bei 480 ... 75O°C plastisch verförmt wurden^, ergaben· sich isotrope Magneten mit einem (BH) g^-Wert von mehr 2,0 χ 10 0.Oe.

Beispiel 3

Die Probe Nr. 10 des Beispiels 1 wurde homogenisiert, abgeschreckt, darnach 30 min. bei 70O⁰C geglüht und in einem , 40mm$-Gesenk mit 12,5 t gestaucht. Die durch die oben beschriebene Bearbeitung erhaltene Probe Hess sich einwandfrei formen. Die magnetischen Eigenschaften waren isotrop, die magnetischen Kennwerte

B_r = 3450 G _BH_G = 255O Oe ⁶

Der oben beschriebenen Behandlung unterworfene und in anderen^ d„h. rechteckigen oder sonstwie gestalteten Q©s@aken gesfe&uetite Proben zeigten di® gl@iohen magn©tisah<sn Eigensahsiften und werte. ·

it/10as

Die obigen Proben wurdsn nach dar Yerforsaung 30 mint, bei 55C -ge glüht .κ al® magnetischen Kennwerte waren dann

3500 Q₁. _BE_G « 2600 Oe, (BH)_n^ = 2,5 σ 10^b δ,

Die Έτ-öhe Mr^j _& 8 dee Beispiels 1 wurde Homogenisiert _r abgsschreckt, danach 30 min. bei 75O⁰C geglüht und unter 12,5 '·: Druck Bsit elns'ia Gesenk zu einer Fläehenreduktlon von 50S a:.;-3s;e presst* Die magnetischen Eigenschaften waren darm, isotrop^ fixe, magnetischen Keimwerte

®_s pH« - 2450 Oe₅

Beispiel 5

Aus einer Mn-Äl-Legierung aus 72,05 % Mn.und 27^95 % AI (chemische Analyse) imMen Probenstäbe gegossen und von diesen s;-;~ lindrische Proben von 20 mm 0 χ 35 mm geschnitten, die 1 Strand bei 1000⁰G vorgehalten und dann in Wasser abgeschreckte

Die so erhaltene Legierung wurde röntgendiffraktionsanalytissi;. auf Phasenstruktur untersucht! es Hess sich nur die i,-Phase feststellen.

Diese Legierung wurde zur X -Phase geglüht und dann bei YOO⁰O zu einem Verformungsgrad von 50$ gestaucht. Die Proben erwiesen sich danach als isotropj die magnetischen Kennwerte waren wie folgt

B„ = 800 0, „IL = 550 Oe, (BH)_Mtav = 0,1 χ 10⁶ 0.0®.

Mach der Behandlung erwies sieh, durch Röntgendiffraktionsanalyse Vorliegen eines gr®ss®n ÄateilE äer f>™ und der- γ-Phasei niirgeriagey Änfeeii uer- % ·= Phase wuM© festgestellt·

Wie durch die vielen Beispiele bewiesen^ lassen sich aus Mn-Al-G-Legierungen aus Jl₅O _oao 73*0 % Mn₅ (I/3 Mn - 6,6) ...

Mn - 22₅2) C, Rest Al, durch Abschrecken mit mehr als

10°G/rain. im Bereich von 8jO ;„. 900⁰C₅ nachfolgendes Glühen bei 480 „.. 750⁰G und plastische Warmverformung bei 550 ... 78O⁰C isotrope Permanentmagneten mit-ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften herstellen.

Obgleich die oben ausgeführten Mechanismen bisher noch nicht völlig durchschaut sind, lässt sich aus den erläuterten Äusführungsformen jedoch feststellen, dass das Vorliegen von Kohlenstoff in feinkörniger oder Netzform als Mn^AlC oder einer ähnlichen flächenzentrierten kubischen Phase mit Kohlenstoffüberschuss einen wesentlichen Einfluss auf die Eigenschaften des Magneten hat»

Nach der vorliegenden Erfindung wurden isotrope Magneten mit vorzüglicher Leistung - (BH)_mav bis 2,0 ... 2,5 χ 10 0.Oe - erhalten, deren mechanische Festigkeitswerte das 10-fache herkömmlicher isotroper Mn-Al-C-Magneten betrug. Ihre Zähigkeit reicht aus, um Bearbeitungsverfahren wie ein herkömmliches Drehen zuzulassen. Sie lassen sich nicht nur stauchen, extrudieren und walzen, sondern auch allen anderen plastischen Verformungsarten - wie Ziehen, Schmieden usw. - unterwerfen. Es lassen sich also mit Leichtigkeit Magneten beliebiger Form herstellen, wobei der Bearbeitungsgrad bei der plastischen Verformung willkürlich sein kann. Diese Magnete haben folglich einen hohen gewerblichen Wert.

Patentans prüohe

509817/1085

Claims (1)

1. - 20 ' - ' ■■
   Patentansprüche

   1.)/ Verfahren zur Herstellung eines isotropen Permanentmagneten, indem man eine Legierung aus 71,0 ... 75,0 Gew.-% Mangan, (1/10 Mn - 6,6) ... (1/5 Mn - 22,2) Gew.-# Kohlenstoff, Rest Aluminium, bei 550 ... 78O⁰C plastisch verformt.

   2.) Verfahren zur Herstellung eines isotropen Permanentmagneten, indem man eine Legierung aus 71,0 ... 73,0 Gew.-% Mangan, (1/10 Mn - 6,6) ... (l/j Mn - 22,2) Gew.-% Kohlenstoff, Rest Aluminium

   (a) von einer Temperatur von 900⁰C oder mehr her abschreckt,

   (b) die abgeschreckte Eegierung bei 480 ... 750°C glüht ('temper¹), und

   (c) die geglühte Legierung bei 55O ... 78O⁰C plastisch verformt.

   5.) Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagneten mit vorbestimmter Gestalt, indem man eine Legierung aus 71*0 ... 73*0 Gew.-% Mangan, (l/lO Mn - 6,6) ... (l/j5 Mn - 22,2) Gew.-# Kohlenetoff, Rest Aluminium zu der gewünschten Gestalt formt, indem man die Legierung bei 55O ... 78O⁰C plastisch verformt, um die magnetischen Kennwerte der Legierung zu erhöhen.

   4.) Verfahren nach Anspruch 1, bei dem man die verformte Legierung Eueätzlioh bei 480 ... 750⁰G glüht ('temper').

   ORIGINAL 5HSPECTEp

   509817/1Ö85 '^;