DE4126893A1 - Magnetmaterial auf basis von sm-fe-n und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents
Magnetmaterial auf basis von sm-fe-n und verfahren zu dessen herstellungInfo
- Publication number
- DE4126893A1 DE4126893A1 DE19914126893 DE4126893A DE4126893A1 DE 4126893 A1 DE4126893 A1 DE 4126893A1 DE 19914126893 DE19914126893 DE 19914126893 DE 4126893 A DE4126893 A DE 4126893A DE 4126893 A1 DE4126893 A1 DE 4126893A1
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- temperature
- pref
- temp
- magnetic material
- phase
- 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- Withdrawn
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
- H01F1/059—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
Die Erfindung bezieht sich auf ein Magnetmaterial auf Basis
des Stoffsystems Sm-Fe-N mit einer kristallinen, hartmagneti
schen Phase, in deren Kristallgitter N-Atome ohne Änderung des
Gittertyps der Kristallstruktur eingebaut sind. Die Erfindung
betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung dieses Magnetma
terials. Ein entsprechendes Material und sein Herstellungsver
fahren sind aus "J. Magn. Magn. Mat." Vol. 87, 1990, Seiten
L251 bis L254 zu entnehmen.
Seit einigen Jahren sind Magnetwerkstoffe auf Basis von Stoff
systemen bekannt, die ein Seltenes Erdmetall (RE) und ein
Übergangsmetall (TM) enthalten und sich durch hohe Koerzitiv
feldstärken Hci und hohe Energieprodukte (B * H)max auszeich
nen. Hauptvertreter sind als binäres Stoffsystem Co-Sm und als
ternäres Stoffsystem Nd-Fe-B. Ihre hartmagnetischen Eigen
schaften beruhen auf intermetallischen Verbindungen mit einer
hohen magnetischen Anisotropie und einer hohen Gefügeausbil
dung in den jeweiligen Werkstoffen. Die Herstellung dieser Ma
gnetwerkstoffe kann z. B. durch Sintern von Pulvern der Kompo
nenten des entsprechenden Stoffsystems erfolgen (vgl. z. B.
EP-A-01 34 304). Darüber hinaus ist es auch möglich, entspre
chende Magnetwerkstoffe mittels einer sogenannten Rascher
starrungstechnik herzustellen (vgl. z. B. EP-A-02 84 832).
Bei den dreikomponentigen Magnetwerkstoffen wird auch das qua
si binäre Stoffsystem (Sm-Fe)·Ny diskutiert. Dieser Werkstoff
besitzt die bekannte rhomboedrische Th2Zn17-Kristallstruktur.
Zu seiner Herstellung wird Sm2Fe17 als Ausgangsmaterial er
schmolzen. Das so erhaltene Vorprodukt wird dann in einer N2-
oder NH3-Atmosphäre erhitzt, wobei sich die gewünschte hartma
gnetische Phase durch Einbau von N-Atomen in die Kristall
struktur des Vorproduktes bildet (vgl. auch Vortrag von J.M.D.
Coey bei Tagung des "Nato Advanced Study Institute on the
Science and Technology of Nanostructured Magnetic Materials",
25.6. bis 7.7.1990, Heraklion, Kreta, GR). Dabei lassen sich
bis zu etwa 2,7 N-Atome pro Formeleinheit in die Kristall
struktur einbauen. Da bei diesem Einbau der N-Atome keine Än
derung des Gittertyps erfolgt, wird das dreikomponentige
Stoffsystem auch als "quasi-binär" angesehen.
In dem binären Sm2Fe17-Vorprodukt liegt die Richtung der Achse
der leichten Magnetisierung (leichte Magnetisierungsrichtung)
in der Basisebene der Einheitszellen des Kristallgitters. We
gen dieser Lage eignet sich diese Phase des Materials nicht
als ein Ausgangsmaterial für Hartmagnete. Jedoch läßt sich
durch den bekannten Nitrierungsprozeß erreichen, daß sich für
die Th2Zn17-Kristallstruktur die leichte Magnetisierungsrich
tung in die c-Achse der Einheitszelle drehen läßt (vgl. die
eingangs genannte Veröffentlichung "J. Magn. Magn. Mat.").
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein weiteres hart
magnetisches Material auf Basis des eingangs genannten Stoff
systems (Sm-Fe)·Ny und ein Verfahren anzugeben, mit dem dieses
Material auf verhältnismäßig einfache Weise unter Ausbildung
einer hartmagnetischen Phase mit hoher Koerzitivfeldstärke und
einer Lage der leichten Magnetisierungsrichtung in Richtung
der c-Achse der Einheitszellen dieser Phase herzustellen ist.
Diese Aufgabe wird für ein Magnetmaterial mit den eingangs ge
nannten Merkmalen erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß das Ma
terial eine stabilisierte Nichtgleichgewichtsphase mit der
TbCu7-Struktur und der Zusammensetzung (RExTM100-x)·Ny auf
weist, wobei RE das gegebenenfalls bis zu 70 Atom-% durch min
destens ein anderes Seltenes Erdmetall substituierte Sm
und
TM das gegebenenfalls bis 50 Atom-% durch Co und/oder Ni sub stituierte Fe
sind und für die Anteilsgröße x gilt:
7 x 12 (in Atom-%).
TM das gegebenenfalls bis 50 Atom-% durch Co und/oder Ni sub stituierte Fe
sind und für die Anteilsgröße x gilt:
7 x 12 (in Atom-%).
Die Erfindung geht dabei von der Erkenntnis aus, daß sich mit
dem Einbau von N-Atomen innerhalb der hexagonalen TbCu7-Kri
stallstruktur wie bei der bekannten Th2Zn17-Kristallstruktur
ein Material gewinnen läßt, das hartmagnetische Eigenschaften
besitzt. Die TbCu7-Kristallstruktur wird dabei mittels Stabi
lisierung einer Hochtemperaturphase des noch nicht nitrierten
Stoffsystems gewonnen.
Besonders vorteilhaft läßt sich dieses erfindungsgemäße Ma
gnetmaterial dadurch herstellen, daß zunächst ein Vorprodukt
mit einer Phase der Zusammensetzung RExTM100-x erzeugt wird,
indem eine entsprechende Legierung bei einer Temperatur von
mindestens 1200°C erschmolzen und dann einer Rascherstarrung
mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 500°C/s
unterzogen wird, und daß anschließend das so erhaltene Vorpro
dukt bei erhöhter Temperatur nitriert wird. Ein solches Ver
fahren läßt sich mit bekannten Mitteln verhältnismäßig einfach
durchführen.
Vorteilhafte Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen Magnetmate
rials bzw. des Verfahrens zu dessen Herstellung gehen aus den
jeweils abhängigen Ansprüchen hervor.
Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispie
len noch weiter erläutert, wobei auf die Diagramme der Zeich
nung Bezug genommen wird. Dabei sind in Fig. 1 Röntgendif
fraktogramme für verschiedene Stufen der Herstellung eines er
findungsgemäßen Magnetmaterials wiedergegeben. Aus Fig. 2
geht die zuzuordnende Hysteresiskurve hervor. Fig. 3 zeigt
die Temperaturabhängigkeit der Koerzitivfeldstärke und Rema
nenz eines erfindungsgemäßen Magnetmaterials.
Für das nachfolgend beschriebene Ausführungsbeispiel sei die
Herstellung einer hartmagnetischen Phase mit der Zusammenset
zung (SmxFe100-x)·Ny und mit TbCu7-Kristallstruktur angenom
men. Um zu einem Material mit dieser Phase zu gelangen, wird
zunächst ein Vorprodukt mit einer entsprechenden Kristall
struktur unter Anwendung einer Rascherstarrungstechnik er
stellt. Hierzu werden die beiden Ausgangskomponenten des Vor
produktes mit hinreichender Reinheit unter Schutzgas wie z. B.
Ar zu einer Vorlegierung erschmolzen. Die Anteile der beiden
Komponenten werden dabei so gewählt, daß die Vorlegierung die
Zusammensetzung SmxFe100-x aufweist, wobei die Anteilsgröße x
zwischen 7 und 12, vorzugsweise zwischen 9 und 11 Atom-% lie
gen soll. Für diese Zusammensetzung wird nachfolgend auch die
Schreibweise SmFe9Ny verwendet. Zum Erschmelzen können pyroly
tische, HF-geheizte Quarz-, BN- oder Al2O3-Tiegel verwendet
werden. Insbesondere ist auch ein Erschmelzen in einem Licht
bogenofen möglich. Die Schmelztemperatur soll vor der sich da
ran anschließenden, an sich bekannten Rascherstarrungstechnik
mindestens 1200°C, vorzugsweise mindestens 1300°C betragen
und liegt im allgemeinen unter 1500°C. Zur Rascherstarrung
der Schmelze läßt sich vorteilhaft das sogenannte "melt
spinning" (Schmelzspinnverfahren) vorsehen, ein Verfahren, das
zur Herstellung amorpher Metallegierungen allgemein bekannt
ist (vgl. z. B. "Z. Metallkde.", Bd. 69, H. 4, 1978, Seiten 212
bis 220). Demgemäß wird die erschmolzene Vorlegierung durch
eine Quarzdüse mit einem Düsendurchmesser von beispielsweise
0,5 mm und einem Preßdruck von z. B. 0,25 bar auf ein bewegli
ches, insbesondere rotierendes Substrat wie z. B. auf ein Kup
ferrad oder auf eine Kupferwalze gespritzt. Das Rad sollte da
bei mit einer solchen Drehzahl rotieren, daß sich am Radumfang
eine Substratgeschwindigkeit vs zwischen 10 m/s und 60 m/s,
vorzugsweise zwischen 20 m/s und 50 m/s ergibt. Auf diese Wei
se lassen sich Abschreckungsgeschwindigkeiten der Schmelze von
mindestens 500°C/s, vorzugsweise mindestens 800°C/s gewähr
leisten. Derartige Abschreckungsgeschwindigkeiten sind die
Voraussetzung dafür, daß die bei der hohen Temperatur erzeugte
TbCu7-Kristallstruktur beim Abkühlen erhalten bleibt, d. h.
stabilisiert wird, und nicht in eine andere Kristallstruktur,
insbesondere in die Th2Zn17-Kristallstruktur überführt wird.
Mit dem Abschrecken erhält man so kurze bandförmige Stücke des
Vorproduktes, die verhältnismäßig spröde sind und deren Haupt
phase die TbCu7-Kristallstruktur hat.
Neben der vorstehend beschriebenen Rascherstarrung aus einem
flüssigen Zustand ist eine Ausbildung des Vorproduktes des er
findungsgemäßen Magnetmaterials auch über einen thermischen
Abschreckprozeß aus dem (noch) festen Zustand möglich (vgl.
Prospekt der Firma E. Bühler, 7400 Tübingen, DE, mit dem Titel
"Bühler-News", Absätze "Rapid Quenching from the Liquid
State", "Melt Spinning", "Rapid Quenching from the Solid
State"). Bei diesem Prozeß wird aus den Ausgangskomponenten
des Vorproduktes zunächst eine Legierung hergestellt, bei
spielsweise erschmolzen, deren Zusammensetzung zumindest weit
gehend der des Vorproduktes entspricht. Die feste Legierung
wird dann bis zu einer Temperatur erhitzt, die knapp unterhalb
ihrer Schmelztemperatur von etwa 1280°C, insbesondere zwi
schen 1000°C und 1270°C liegt. Bei dieser Temperatur ist die
Legierung immer noch im festen Zustand. Die so erhitzte Legie
rung wird anschließend in bekannter Weise mit Abkühlungsge
schwindigkeiten in der vorstehend genannten Größenordnung
rasch abgeschreckt, wobei sich die gewünschte TbCu7-Kristall
struktur zumindest großenteils einstellt.
Das mit dem Rascherstarrungsprozeß erhaltene Vorprodukt wird
vorteilhaft vor einer sich anschließenden thermischen Behand
lung in einer stickstoffhaltigen Atmosphäre noch mechanisch
zerkleinert, um so zu einer Reduktion der erforderlichen Ni
trationszeiten zu gelangen. Insbesondere kann das Vorprodukt
auf Korngrößen unter 40 µm pulverisiert oder gemörsert werden.
Danach wird es zur magnetischen Härtung einer ein- oder zwei
stufigen Glühung bei Temperaturen zwischen 300°C und 600°C
in einer stickstoffhaltigen Atmosphäre unterzogen. Im allge
meinen ist für diese Glühbehandlung eine Gesamtdauer zwischen
einer und 1000 Stunden, vorteilhaft zwischen 4 und 300 Stunden
vorzusehen. Hierbei erfolgt ein Einbau von Stickstoff-Atomen
in das Kristallgitter. Dies geschieht unter Aufweitung der
TbCu7-Kristallstruktur ohne Änderung des Gittertyps und ohne
Änderung der Mikrostruktur.
Daß sich durch eine Rascherstarrung einer SmxFe100-x-Schmelze
bei hinreichend hohen Substratgeschwindigkeiten vs eine Kristallisation
der Gleichgewichtsphase Sm₂Fe₁₇ mit Th₂Zn₁₇-Kristallstruktur
unterdrücken läßt, ist aus den Röntgendiffraktogrammen
(Röntgenbeugungsspektren) ersichtlich, die in dem Diagramm
der Fig. 1 wiedergegeben sind. In diesem Diagramm ist
auf der Abszisse der Beugungswinkel 2 * Theta (R in Grad) eingetragen,
während in Richtung der Ordinate die zugehörigen In
tensitäten I (in willkürlichen Einheiten der Zählrate pro Se
kunde) aufgetragen sind. Die in dem unteren Teil des Diagramms
wiedergegebene, mit D1 bezeichnete Kurve zeigt dabei das er
rechnete Diffraktogramm für die Sm2Fe17-Phase mit der
Th2Zn17-Kristallstruktur. Das darüberliegende, mit D2 be
zeichnete Diffraktogramm wurde für eine Sm9,4Fe90,6-Phase mit
TbCu7-Kristallstruktur errechnet. Ein experimentell ermittel
tes Diffraktogramm für eine Sm10Fe90-Phase eines Vorproduktes,
das durch Rascherstarrung aus einer Schmelze von 1400°C bei
einer Substratgeschwindigkeit vs von 15 m/sec gewonnen wurde,
zeigt die mit D3 bezeichnete Kurve. Glüht man dieses Vorpro
dukt bei 450°C während vier Stunden in einer N2-Atmosphäre,
so ergibt sich das mit D4 bezeichnete obere Diffraktogramm.
In den einzelnen Diffraktogrammen sind charakteristische Re
flexe besonders gekennzeichnet. Bei einem Vergleich der beiden
Kurven D3 und D4 kann ohne weiteres erkannt werden, daß bei
dem erfindungsgemäßen Magnetmaterial der Gittertyp gegenüber
dem Vorprodukt unverändert bleibt. Das heißt, das nitrierte
Endprodukt hat eine teilweise ungeordnete TbCu7-Kristallstruk
tur, die der Th2Zn17-Struktur verwandt ist (vgl. "Z. Metall
kde.", Bd. 75, H.3, 1984, Seiten 227 bis 230). Der Unterschied
zwischen den beiden Strukturen macht sich im Fehlen der soge
nannten Überstrukturreflexe, z. B. der (104)-, (024)- und
(015)-Reflexe bemerkbar (vgl. die Kurven D1 und D2). Die
TbCu7-Kristallstruktur ist hexagonal, und die Gitterparameter
für raschabgeschrecktes Sm10Fe90 sind a = 4,905 Å und
c = 4,191 Å. Die röntgenographisch ermittelte Dichte ρ liegt
zwischen 7,9 und 8,1 g/cm3, je nach Zusammensetzung. Aus der
nachfolgenden Tabelle 1 sind die Gittersymmetrie und Gitterpa
rameter, das Volumen der Einheitszelle sowie die röntgenogra
phische Dichte für einige SmFe-Verbindungen wiedergegeben.
Die SmFe-Phase mit TbCu7-Kristallstruktur unterscheidet sich
auch magnetisch eindeutig von der Th2Zn17-Phase. Dieser Sach
verhalt ist der nachfolgenden Tabelle 2 zu entnehmen. In die
ser Tabelle sind die Curietemperatur (Tc), die Sättigungspola
risation (Js), das Anisotropiefeld (µoHA) sowie die Richtung
der leichten Magnetisierung (RLM) für einige SmFe-Verbindungen
aufgeführt.
So ist die Sättigungspolarisation Js der SmFe-Phase mit TbCu7-
Kristallstruktur bei Raumtemperatur mit 1,22 T ebenso wie die
Curietemperatur mit 210°C höher als für die Th2Zn17-Struktur
(1,03 T bzw. 116°C). Der wesentliche Unterschied zur Th2Zn17-
Struktur ist jedoch die Richtung der leichten Magnetisierung
(RLM), die für die TbCu7-Phase die c-Achse ist. Die uniaxiale
Anisotropie (µoHA ∼1 T) äußerst sich in Koerzitivfeldstärken
(Hci) von etwa 1 kA/cm schon direkt nach dem Rascherstarrungs
prozeß. Wie aus der nachfolgenden Tabelle 3 zu entnehmen ist,
lassen sich durch ein anschließendes Nachglühen bei einer Tem
peratur Ta zwischen 600°C und 800°C Koerzitivfeldstärken Hci
von bis zu 1,74 kA/cm für das reine binäre System Sm9Fe91 er
reichen (bei vs = 30 m/s, Ta = 800°C, ta = 30 min). Dabei
sind Te die Temperatur der Schmelze, Ta die Glühtemperatur, ta
die Glühdauer, Tn die Nitrationstemperatur und tn die Nitra
tionsdauer.
Ähnlich wie bei der Th2Zn17-Struktur lassen sich die magneti
schen Eigenschaften durch eine nachträgliche Nitration ent
scheidend verbessern. Es wurde festgestellt, daß sich bis zu
drei N-Atome pro Einheitszelle einbauen lassen. Zur Nitration
werden die abgeschreckten Bänder gemahlen und dann in einer
stickstoffhaltigen Atmosphäre bei einer Temperatur Tn zwischen
300° und 600°C, vorzugsweise zwischen 350° und 550°C, insbe
sondere zwischen 450° und 500°C geglüht. Die gesamte Glühzeit
tn liegt dabei zwischen einer und 1000 Stunden, vorzugsweise
zwischen 4 und 300 Stunden. Entsprechende Ausführungsbeispiele
sind der vorstehenden Tabelle 3 zu entnehmen. Wie aus dieser
Tabelle hervorgeht, ergeben sich die höchste Koerzitivfeld
stärke Hci von 4,24 kA/cm, die höchste Remanenz Js von 0,77 T
und das höchste Energieprodukt (B * H)max von 48 kJ/m3 jeweils
für rasch abgeschrecktes und anschließend nitriertes Sm11Fe89.
Gemäß den vorstehend erläuterten Ausführungsbeispielen wurde
davon ausgegangen, daß die Nitration des pulverförmigen Vor
produktes bei einer einzigen verhältnismäßig hohen Temperatur
durchgeführt wird. Es ist jedoch festzustellen, daß sich die
TbCu7-Phase bei einer zu schnellen Nitration, beispielsweise
bei einer Temperatur oberhalb von 500°C, gegebenenfalls zer
setzen kann. Der Grund hierfür ist darin zu sehen, daß die
thermische Stabilität der Verbindung SmFe9Ny mit sinkendem N-
Gehalt deutlich abnimmt. Der Index y gibt dabei die Anzahl der
in eine Einheitszelle eingebauten N-Atome an. So liegt z. B.
die Zersetzungstemperatur für y = 0,4 um etwa 100°C niedriger
als für y = 2,94. Aus diesem Grunde sind möglichst hohe y-Wer
te (in der Nähe von y = 3) als vorteilhaft anzusehen. Die
nachfolgende Tabelle 4 zeigt die deutliche Abhängigkeit der
Zersetzungstemperatur Td (in °C) von der Stickstoffkonzentra
tion y. Bei den angegebenen Meßwerten handelt es sich um unge
fähre Werte, oberhalb derer eine Zersetzung eintritt (Onset-
Werte):
Wegen dieser Abhängigkeit der thermischen Stabilität der
SmFe9Ny-Verbindung von der Stickstoffkonzentration ist es be
sonders vorteilhaft, wenn der Nitrationsprozeß des Vorproduk
tes hinsichtlich der Temperaturverhältnisse zweistufig durch
geführt wird, wobei für die erste Stufe eine insbesondere um
mindestens 50°C niedrigere Temperatur als für die zweite Stu
fe gewählt wird. Ein Ausführungsbeispiel einer entsprechenden
zweistufigen Nitration ist nachfolgend angegeben:
Die Nitration erfolgt bei einer Temperatur Tn1 zwischen
300°C und 400°C während einer Dauer tn1 zwischen 10 und
1000 Stunden, wobei die konkret zu wählende Zeit von der
Korngröße (mittlere Partikelgröße) des zu nitrierenden Pul
vers des Vorproduktes abhängt. Die N-Beladung sollte minde
stens bis zu einer Konzentration y = 1,5 erfolgen. Entspre
chende Beispiele gehen aus der folgenden Tabelle 5 hervor:
Eine weitere Beladung mit Stickstoff erfolgt bis zur maxi
mal möglichen Konzentration von y 3 bei einer Temperatur
Tn2, die um mindestens 50°C höher liegt als die Temperatur
Tn1 der ersten Nitrationsstufe. Beispielsweise wird bei ei
ner Korngröße von 10 µm eine Temperatur Tn2 von 500°C wäh
rend einer Dauer tn2 von 16 Stunden vorgesehen.
Bei diesem zweistufigen Nitrationsprozeß wird in dem ersten
Nitrationsschritt vorteilhaft die thermische Stabilität des
SmFe9-Nitrids soweit erhöht, daß sich die hartmagnetische Pha
se bei der im zweiten Nitrationsschritt zur vollständigen Ni
tration notwendigen höheren Temperatur Tn2 nicht zersetzen
kann.
Mit der Nitrationsbehandlung werden also in die hexagonale
TbCu7-Struktur Stickstoffatome eingebaut und weiten das Git
ter, ohne die Kristallstruktur zu ändern, um etwa sechs bis
sieben Volumenprozent auf (vgl. Fig. 1 in Verbindung mit Ta
belle 1). Die Curietemperatur Tc wird dabei drastisch von
210° auf 478°C erhöht (vgl. Tabelle 2). Ebenso erhöhen sich
auch die Koerzitivfeldstärke Hci und die Remanenz. Dieser
Sachverhalt ist auch aus den in dem Diagramm der Fig. 2 ge
zeigten Hysteresiskurven ersichtlich. In diesem Diagramm sind
in Richtung der Abszisse die magnetische Feldstärke H und in
Ordinatenrichtung die magnetische Polarisation J aufgetragen.
Die mit A bezeichnete Hysteresiskurve ist einem binären
Sm11Fe89-Vorprodukt zuzuordnen, das nach dem Schmelzspinver
fahren durch Rascherstarrung einer 1400°C heißen Schmelze auf
einem mit einer Geschwindigkeit vs von 20 m/s bewegten Sub
strat gewonnen wurde. Nachdem dieses Vorprodukt während 8
Stunden bei 480°C in einer stickstoffhaltigen Atmosphäre ni
triert wurde, ergab sich ein Endprodukt, dessen Hysteresiskur
ve in der Figur mit B bezeichnet ist.
Aus den Diagrammen der Fig. 3 ist die Temperaturabhängigkeit
der Koerzitivfeldstärke Hci und der Remanenz Jr für rasch-ab
geschrecktes Sm11Fe89 ersichtlich. Die mit A1 und A2 be
zeichneten Kurven geben dabei die Koerzitivfeldstärke bzw. die
Remanenz für das rascherstarrte, noch nicht nitrierte binäre
Vorprodukt wieder. Demgegenüber werden die mit B1 und B2 be
zeichneten Kurven der Koerzitivfeldstärke bzw. der Remanenz
für das 8 Stunden lang bei 480°C nitrierte Material erhalten.
Der positive Effekt der nachträglichen Nitration ist bei einem
Vergleich der Kurven A1 mit B1 bzw. A2 mit B2 besonders
deutlich zu erkennen.
Gemäß dem vorstehenden Ausführungsbeispiel wurde davon ausge
gangen, daß das erfindungsgemäße Magnetmaterial über ein bi
näres Vorprodukt des Systems Sm-Fe durch anschließende Nitra
tion gewonnen wird. Es wurde jedoch festgestellt, daß sich die
magnetischen Eigenschaften des entsprechenden Endproduktes
nicht sehr wesentlich ändern, wenn man die Sm-Komponente maxi
mal bis 70 Atom-% durch ein anderes Seltenes Erdmetall (ein
schließlich Y) oder auch mehrere dieser Metalle substituiert.
Es wurde festgestellt, daß alle Seltenen Erdmetalle (außer Sm
selbst) zu einer Reduktion des Anisotropiefeldes und damit zu
einer Reduktion der Koerzitivfeldstärke führen. Eine Substi
tution durch Nd und/oder Pr bringt eine Erhöhung der Sätti
gungsmagnetisierung und damit eine Erhöhung der Remanenz mit
sich. Die anderen Seltenen Erdmetalle, insbesondere die schwe
reren Seltenen Erden, führen zu einer Reduktion der Sätti
gungsmagnetisierung. Aus Kostengründen ist insbesondere eine
teilweise Substitution des Sm durch Nd von Vorteil. Dabei läßt
sich das Sm bis zu 70 Atom-%, vorzugsweise bis 50 Atom-% durch
Nd ersetzen. Mit einer derartigen Substitution wird zwar eine
Verminderung der Koerzitivfeldstärke, aber eine deutliche Er
höhung der Remanenz bewirkt. Darüber hinaus kann auch die Fe-
Komponente des erfindungsgemäßen Magnetmaterials bis zu 50
Atom-% durch eines der Übergangsmetalle Co und/oder Ni sub
stituiert werden. So kann z. B. durch eine Co-Substitution die
Curie-Temperatur weiter erhöht werden, z. B. auf 600°C für
Sm(Fe0,7Co0,3) 9N1,2. Auch die Sättigungsmagnetisierung nimmt
bis etwa 20 Atom-% Co (bezogen auf den Fe-Anteil) zu. Das An
isotropiefeld wird durch eine Co-Substitution wenig verändert.
Das erfindungsgemäße Magnetmaterial mit der gewünschten TbCu7-
Phase kann also ohne weiteres mehr als die drei einelementigen
Komponenten RE, TM und N aufweisen. Ein Beispiel für eine
fünfkomponentige Zusammensetzung ist das
[(SmNd)x(FeCo)100-x]·Ny. Selbstverständlich kann bei dem er
findungsgemäßen Magnetmaterial gegebenenfalls noch ein zusätz
licher Rest der Zusammensetzung auf minimale Verunreinigungen
mit jeweils höchstens 0,1 Atom-% pro Verunreinigungselement
entfallen.
Pulver des erfindungsgemäßen Magnetwerkstoffes können in be
kannter Weise weiterverarbeitet werden. So läßt sich z. B. das
Pulver zu einem Formkörper mit einer gewünschten Gestalt kom
paktieren. Daneben kann auch ohne besonderen Kompaktierungs
schritt aus dem ausgerichteten Pulver durch Verguß mit einem
Kunststoff ein kunststoffgebundener Magnetkörper erstellt wer
den. Die beiden Varianten zur Herstellung eines entsprechenden
Formkörpers sind allgemein bekannt (vgl. z. B.
DE-OS 38 32 472) .
Claims (14)
1. Magnetmaterial auf Basis des Stoffsystems Sm-Fe-N mit einer
kristallinen, hartmagnetischen Phase, in deren Kristallgitter
N-Atome ohne Änderung des Gittertyps der Kristallstruktur ein
gebaut sind, dadurch gekennzeichnet,
daß das Magnetmaterial eine stabilisierte Nichtgleichgewichts
phase mit der TbCu7-Kristallstruktur und der Zusammensetzung
(RExTM100-x)·Ny aufweist, wobei
RE das gegebenenfalls bis zu 70 Atom-% durch mindestens ein anderes Seltenes Erdmetall substituierte Sm und
TM das gegebenenfalls bis zu 50 Atom-% durch Co und/oder Ni substituierte Fe
sind und für die Anteilsgröße x gilt: 7 x 12 (in Atom-%).
RE das gegebenenfalls bis zu 70 Atom-% durch mindestens ein anderes Seltenes Erdmetall substituierte Sm und
TM das gegebenenfalls bis zu 50 Atom-% durch Co und/oder Ni substituierte Fe
sind und für die Anteilsgröße x gilt: 7 x 12 (in Atom-%).
2. Magnetmaterial nach Anspruch 1, dadurch ge
kennzeichnet, daß für die Anteilsgröße x gilt:
9 x 11 (in Atom-%).
9 x 11 (in Atom-%).
3. Magnetmaterial nach Anspruch 1 oder 2, dadurch
gekennzeichnet, daß das Sm teilweise durch Nd
substituiert ist.
4. Verfahren zur Herstellung des Magnetmaterials nach einem
der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekenn
zeichnet, daß zunächst ein Vorprodukt mit einer Phase
der Zusammensetzung RExTM100-x erzeugt wird, indem eine ent
sprechende Legierung bei einer Temperatur von mindestens
1200°C erschmolzen und dann einer Rascherstarrung mit einer
Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 500°C/s unterzogen
wird, und daß anschließend das so erhaltene Vorprodukt bei er
höhter Temperatur nitriert wird.
5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekenn
zeichnet, daß für die Schmelze eine Temperatur von
mindestens 1300°C vorgesehen wird.
6. Verfahren nach Anspruch 4 oder 5, dadurch ge
kennzeichnet, daß für die Schmelze eine Tempera
tur von höchstens 1500°C vorgesehen wird.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 6, dadurch
gekennzeichnet, daß die erschmolzene Legierung
zu ihrer Rascherstarrung auf ein Substrat aufgebracht wird,
das mit einer Geschwindigkeit zwischen 10 und 60 m/s, vorzugs
weise zwischen 20 und 50 m/s bewegt wird.
8. Verfahren zur Herstellung eines Magnetmaterials nach einem
der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekenn
zeichnet, daß zunächst ein Vorprodukt mit einer Phase
der Zusammensetzung RExTM100-x erzeugt wird, indem eine ent
sprechende Legierung bis auf eine Temperatur unterhalb ihrer
Schmelztemperatur erhitzt und dann mit einer Abkühlungsge
schwindigkeit von mindestens 500°C/s rasch abgeschreckt wird,
und daß schließlich das so erhaltene Vorprodukt bei erhöhter
Temperatur nitriert wird.
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekenn
zeichnet, daß die Legierung auf eine Temperatur er
hitzt wird, die zwischen 10° und 280°C unterhalb der Schmelz
temperatur liegt.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 9, da
durch gekennzeichnet, daß eine Abküh
lungsgeschwindigkeit von mindestens 800°C/s zur Rascherstar
rung vorgesehen wird.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 10, da
durch gekennzeichnet, daß das Vorprodukt
bei einer Temperatur zwischen 300°C und 600°C, vorzugsweise
zwischen 350°C und 550°C, insbesondere zwischen 450°C und
500°C nitriert wird.
12. Verfahren nach Anspruch 11, gekennzeichnet
durch einen zweistufigen Prozeß zur Ausbildung der hart
magnetischen Phase, wobei in der ersten Stufe eine Temperatur
vorgesehen wird, die um mindestens 50°C niedriger als die für
die zweite Stufe zu wählende Temperatur ist.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch ge
kennzeichnet, daß für die erste Stufe eine Tempe
ratur zwischen 300°C und 400°C vorgesehen wird.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 13, da
durch gekennzeichnet, daß die Nitration
während einer Gesamtdauer zwischen einer und 1000 Stunden,
vorzugsweise zwischen 4 und 300 Stunden vorgenommen wird.
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE19914126893 DE4126893A1 (de) | 1990-11-13 | 1991-08-14 | Magnetmaterial auf basis von sm-fe-n und verfahren zu dessen herstellung |
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE4036099 | 1990-11-13 | ||
DE19914126893 DE4126893A1 (de) | 1990-11-13 | 1991-08-14 | Magnetmaterial auf basis von sm-fe-n und verfahren zu dessen herstellung |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE4126893A1 true DE4126893A1 (de) | 1992-05-14 |
Family
ID=25898451
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19914126893 Withdrawn DE4126893A1 (de) | 1990-11-13 | 1991-08-14 | Magnetmaterial auf basis von sm-fe-n und verfahren zu dessen herstellung |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
DE (1) | DE4126893A1 (de) |
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE4408114A1 (de) * | 1993-03-10 | 1994-09-15 | Toshiba Kawasaki Kk | Magnetisches Material |
DE19626049C2 (de) * | 1995-06-30 | 2001-02-22 | Toshiba Kawasaki Kk | Magnetwerkstoff und Verbundmagnet |
EP1160805A2 (de) * | 2000-05-29 | 2001-12-05 | Daido Steel Company Limited | Isotropes Pudermagnetmaterial, Herstellungsverfahren und harzgebundener Magnet |
CN100441341C (zh) * | 2006-10-10 | 2008-12-10 | 河北工业大学 | 钐铁氮-铁铂双相纳米磁性材料及其制备方法 |
CN103887029A (zh) * | 2014-03-25 | 2014-06-25 | 沈阳新橡树磁性材料有限公司 | 一种纳米晶复相稀土-过渡族金属-b永磁合金磁粉及其制造方法 |
WO2017130712A1 (ja) * | 2016-01-28 | 2017-08-03 | 株式会社村田製作所 | Sm-Fe二元系合金を主成分とする磁石用原料およびその製造方法、ならびに磁石 |
EP3379550A4 (de) * | 2015-11-19 | 2018-11-14 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Verfahren zur herstellung eines seltenerdmagneten und seltenerdmagnet |
US11101057B2 (en) | 2017-03-17 | 2021-08-24 | Grirem Advanced Materials Co., Ltd. | Highly thermostable rare-earth permanent magnetic material, preparation method thereof and magnet containing the same |
-
1991
- 1991-08-14 DE DE19914126893 patent/DE4126893A1/de not_active Withdrawn
Cited By (14)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE4408114A1 (de) * | 1993-03-10 | 1994-09-15 | Toshiba Kawasaki Kk | Magnetisches Material |
US5658396A (en) * | 1993-03-10 | 1997-08-19 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Magnetic material |
DE4408114B4 (de) * | 1993-03-10 | 2008-05-08 | Kabushiki Kaisha Toshiba, Kawasaki | Magnetisches Material |
DE19626049C2 (de) * | 1995-06-30 | 2001-02-22 | Toshiba Kawasaki Kk | Magnetwerkstoff und Verbundmagnet |
EP1160805A2 (de) * | 2000-05-29 | 2001-12-05 | Daido Steel Company Limited | Isotropes Pudermagnetmaterial, Herstellungsverfahren und harzgebundener Magnet |
EP1160805A3 (de) * | 2000-05-29 | 2003-02-05 | Daido Steel Company Limited | Isotropes Pudermagnetmaterial, Herstellungsverfahren und harzgebundener Magnet |
CN100441341C (zh) * | 2006-10-10 | 2008-12-10 | 河北工业大学 | 钐铁氮-铁铂双相纳米磁性材料及其制备方法 |
CN103887029A (zh) * | 2014-03-25 | 2014-06-25 | 沈阳新橡树磁性材料有限公司 | 一种纳米晶复相稀土-过渡族金属-b永磁合金磁粉及其制造方法 |
CN103887029B (zh) * | 2014-03-25 | 2016-08-17 | 沈阳新橡树磁性材料有限公司 | 一种纳米晶复相稀土-过渡族金属-b永磁合金磁粉及其制造方法 |
EP3379550A4 (de) * | 2015-11-19 | 2018-11-14 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Verfahren zur herstellung eines seltenerdmagneten und seltenerdmagnet |
WO2017130712A1 (ja) * | 2016-01-28 | 2017-08-03 | 株式会社村田製作所 | Sm-Fe二元系合金を主成分とする磁石用原料およびその製造方法、ならびに磁石 |
JPWO2017130712A1 (ja) * | 2016-01-28 | 2018-10-18 | 株式会社村田製作所 | Sm−Fe二元系合金を主成分とする磁石用原料およびその製造方法、ならびに磁石 |
US10632533B2 (en) | 2016-01-28 | 2020-04-28 | Murata Manufacturing Co., Ltd. | Raw material for magnet, which comprises Sm—Fe binary alloy as main component, method for producing the same, and magnet |
US11101057B2 (en) | 2017-03-17 | 2021-08-24 | Grirem Advanced Materials Co., Ltd. | Highly thermostable rare-earth permanent magnetic material, preparation method thereof and magnet containing the same |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE3779481T2 (de) | Dauermagnet und verfahren zu seiner herstellung. | |
DE69720206T2 (de) | Verbundmagnet mit niedrigen Verlusten und leichter Sättigung | |
DE60036586T2 (de) | Hartmagnetisches interstitielles Material mit mehreren Elementen und Herstellungsverfahren eines magnetischen Pulvers und Magnet daraus | |
DE3850001T2 (de) | Magnetisches Seltenerd-Eisen-Bor-Puder und sein Herstellungsverfahren. | |
DE3587977T2 (de) | Dauermagnete. | |
DE112013007128T5 (de) | Seltenerd-Permanentmagnetpulver, dieses enthaltender gebundener Magnet und den gebundenen Magneten verwendende Vorrichtung | |
DE102018200817A1 (de) | Äußerst hitzebeständiges Seltenerd-Permanentmagnetmaterial, Herstellungsverfahren desselben und Magnet, der dasselbe enthält | |
DE3786426T2 (de) | Dauermagnet und Dauermagnetlegierung. | |
DE69302329T2 (de) | Feinkörniges anisotropes Pulver aus schmelzgesponnenen Bändern | |
DE69819854T2 (de) | Seltenerd-Eisen-Bor-Dauermagnet und Herstellungsverfahren | |
DE69007720T2 (de) | Magnetmaterial, welches seltenes Erdelement, Eisen, Stickstoff, Wasserstoff und Sauerstoff enthält. | |
DE69202515T2 (de) | Verfahren zur Herstellung von zweiphasigen Dauermagneten auf der Basis von Seltenen Erden. | |
EP0470475B1 (de) | Verfahren zur Herstellung eines Formkörpers aus einem anisotropen Magnetwerkstoff auf Basis des Stoffsystems Sm-Fe-N | |
DE19814441B4 (de) | Permanentmagnet-Material und Verbundmagnet | |
DE69815479T2 (de) | Seltenerd-Dauermagnetmaterial und Herstellungsverfahren | |
DE4126893A1 (de) | Magnetmaterial auf basis von sm-fe-n und verfahren zu dessen herstellung | |
DE3626406A1 (de) | Verfahren zur herstellung von dauermagneten auf der basis von seltenerdmetallen | |
DE2215827C3 (de) | Verfahren zur Stabilisierung der magnetischen Eigenschaften eines gesinterten Dauermagneten auf der Basis von Kobalt und Seltenem Erdmetall | |
EP0502397B1 (de) | Verfahren zur Herstellung eines weichmagnetischen, Fe-haltigen Werkstoffes mit hoher Sättigungsmagnetisierung und ultrafeiner Kornstruktur | |
EP0284832A1 (de) | Verfahren zur Herstellung eines anisotropen Magnetwerkstoffes auf Basis von Fe, B und einem Selten-Erd-Metall | |
DE4021990A1 (de) | Verfahren zur herstellung eines permamentmagneten aus metall der seltenerden und einer eisenkomponente | |
DE69423846T2 (de) | Heissgepresste Magneten | |
EP0243641B1 (de) | Verfahren zur Herstellung eines Dauermagnetwerkstoffes aus pulverförmigen Ausgangskomponenten | |
DE3750367T2 (de) | Dauermagnet und sein Herstellungsverfahren. | |
DE69102277T2 (de) | Behandlung von magnetpulvermaterialien und so erhaltene gegenstände. |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
8139 | Disposal/non-payment of the annual fee |