DE4126893A1

DE4126893A1 - Magnetmaterial auf basis von sm-fe-n und verfahren zu dessen herstellung

Info

Publication number: DE4126893A1
Application number: DE19914126893
Authority: DE
Inventors: Matthias Katter
Original assignee: Siemens AG
Current assignee: Siemens AG
Priority date: 1990-11-13
Filing date: 1991-08-14
Publication date: 1992-05-14

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 H_ci 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)·N_y 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)·N_y 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 (RE_xTM_100-x)·N_y 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-%).

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 RE_xTM_100-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 (Sm_xFe_100-x)·N_y 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 Sm_xFe_100-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 SmFe₉N_y 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 v_s 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 Sm_xFe_100-x-Schmelze bei hinreichend hohen Substratgeschwindigkeiten v_s 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 Sm_9,4Fe_90,6-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 v_s 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.

Tabelle 1

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 (T_c), die Sättigungspola risation (J_s), das Anisotropiefeld (µ_oH_A) sowie die Richtung der leichten Magnetisierung (RLM) für einige SmFe-Verbindungen aufgeführt.

Tabelle 2

So ist die Sättigungspolarisation J_s 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 (µ_oH_A ∼1 T) äußerst sich in Koerzitivfeldstärken (H_ci) 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 T_a zwischen 600°C und 800°C Koerzitivfeldstärken H_ci von bis zu 1,74 kA/cm für das reine binäre System Sm₉Fe₉₁ er reichen (bei v_s = 30 m/s, T_a = 800°C, t_a = 30 min). Dabei sind T_e die Temperatur der Schmelze, T_a die Glühtemperatur, t_a die Glühdauer, T_n die Nitrationstemperatur und t_n die Nitra tionsdauer.

Tabelle 3

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 T_n zwischen 300° und 600°C, vorzugsweise zwischen 350° und 550°C, insbe sondere zwischen 450° und 500°C geglüht. Die gesamte Glühzeit t_n 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 H_ci von 4,24 kA/cm, die höchste Remanenz J_s 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 SmFe₉N_y 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 T_d (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):

Tabelle 4

Wegen dieser Abhängigkeit der thermischen Stabilität der SmFe₉N_y-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:

1. Nitrationsstufe

Die Nitration erfolgt bei einer Temperatur T_n1 zwischen 300°C und 400°C während einer Dauer t_n1 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:

Tabelle 5

2. Nitrationsstufe

Eine weitere Beladung mit Stickstoff erfolgt bis zur maxi mal möglichen Konzentration von y 3 bei einer Temperatur T_n2, die um mindestens 50°C höher liegt als die Temperatur T_n1 der ersten Nitrationsstufe. Beispielsweise wird bei ei ner Korngröße von 10 µm eine Temperatur T_n2 von 500°C wäh rend einer Dauer t_n2 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 T_n2 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 T_c wird dabei drastisch von 210° auf 478°C erhöht (vgl. Tabelle 2). Ebenso erhöhen sich auch die Koerzitivfeldstärke H_ci 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 v_s 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 H_ci und der Remanenz J_r 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(Fe_0,7Co_0,3) ₉N_1,2. 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]·N_y. 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

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 (RE_xTM_100-x)·N_y 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-%).

2. Magnetmaterial nach Anspruch 1, dadurch ge kennzeichnet, daß für die Anteilsgröße x gilt:
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 RE_xTM_100-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 RE_xTM_100-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.