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DE69423305T2 - Dauermagnet-Legierungspulver auf Eisenbasis für harzgebundene Magneten und daraus hergestellte Magneten - Google Patents

Dauermagnet-Legierungspulver auf Eisenbasis für harzgebundene Magneten und daraus hergestellte Magneten

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DE69423305T2
DE69423305T2 DE69423305T DE69423305T DE69423305T2 DE 69423305 T2 DE69423305 T2 DE 69423305T2 DE 69423305 T DE69423305 T DE 69423305T DE 69423305 T DE69423305 T DE 69423305T DE 69423305 T2 DE69423305 T2 DE 69423305T2
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DE
Germany
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iron
permanent magnet
koe
phase
ihc
Prior art date
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DE69423305T
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DE69423305D1 (de
Inventor
Satoshi Hirosawa
Hirokazu Kanekiyo
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Proterial Ltd
Original Assignee
Sumitomo Special Metals Co Ltd
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Publication date
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Publication of DE69423305T2 publication Critical patent/DE69423305T2/de
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Description

  • Mit der Absicht, Herstellungsverfahren für kostengünstig erzeugte, harzgebundene Permanentmagnete des (Fe,Co)-Cr-B- R-Typs oder gebundene Magnete des (Fe,Co)-Cr-B-R-M-Typs, die wenig Seltenerdelemente enthalten, mit einer Koerzitivkraft iHc von über 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe) und einer verbleibenden magnetischen Flußdichte Br von über 0,55 T (5,5 kG), wobei diese das Preis-Leistungs-Verhältnis von magnetisch harten Ferritmagneten erreichen, zu errichten, schafft diese Erfindung grob gesagt ein Permanentmagnetmaterial auf der Basis von Eisen, welches aus Mikrokristallklumpen besteht, wobei die durchschnittliche Kristallgröße von jeder Einzelphase im Bereich von 1 nm bis 30 nm liegt und wobei sowohl eine magnetisch weiche Phase, welche aus einer ferromagnetischen Phase besteht, dessen Hauptbestandteile α-Eisen und eine ferromagnetische Legierung mit Eisen sind, und eine magnetisch harte Phase mit einer Kristallstruktur des Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typs innerhalb derselben Pulverteilchen koexistieren.
  • Dies wird bewerkstelligt, indem eine geschmolzene Legierung des (Fe,Co)-Cr-B-R(wobei R = Pr, Nd)-Typs oder eine geschmolzene Legierung des (Fe,Co)-Cr-B-R-M(wobei M = Al, Si, S, Ni, Cu, Zn, Ga, Ag, Pt, Au, Pb)-Typs mit einer bestimmten Zusammensetzung, die wenig Seltenerdmetalle enthält, aus der Schmelze abgeschreckt wird, um eine im wesentlichen amorphe Struktur oder eine Struktur zu erhalten, die sowohl amorph ist, als auch kleine Mengen an feinen Kristallen aufweist, und indem eine Wärmebehandlung während der Kristallisation unter besonderen Bedingungen angewandt wird.
  • Indem dieser Permanentmagnet auf der Basis von Eisen zu einer durchschnittlichen Pulverteilchengröße von 3 Mikrometern bis 500 Mikrometern vermahlen wird, und das sich ergebende Pulver der Permanentmagnetlegierung auf der Basis von Eisen mit einem Harz vermischt wird, können wir einen gebundenen Magneten auf der Basis von Eisen mit guten thermischen und magnetischen Eigenschaften und mit den kennzeichnenden magnetischen Eigenschaften erhalten:
  • Eigenkoerzitivkraft iHc ≥ 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe),
  • verbleibende magnetische Flußdichte, Br ≥ 0,55 T (5,5 kG)
  • und mit einer magnetischen Energie, (BH)max ≥ 47,7 kJ/m³ (6 MGOe).
    • Gebiet der Erfindung
  • Diese Erfindung, die Permanentmagnete auf der Basis von Eisen und Legierungspulver für gebundene Magnete auf der Basis von Eisen und deren Herstellung betrifft, wobei diese verwendet werden, um geeignete gebundene Magnete auf der Basis von Eisen für alle Arten von Motoren, Schalter und magnetische Kreise für magnetische Meßwertgeber ebenso wie magnetische Walzen und Lautsprecher zu erhalten, betrachtet Permanentmagnete auf der Basis von Eisen und deren Herstellung, welche isotrope gebundene Magnete auf der Basis von Eisen liefert, die eine verbleibende magnetische Flußdichte Br von mehr als 0,5 T (5 kG) aufweisen, die mit magnetisch harten Ferritmagneten nicht erhalten werden kann.
    • Beschreibung des Standes der Technik
  • Permanentmagnete, die in Schrittmotoren, Antriebsmotoren und Schaltern verwendet werden, von denen in Heimelektronikgeräten und elektrischen Geräten im allgemeinen Gebrauch gemacht wird, sind hauptsächlich auf magnetisch harte Ferrite beschränkt, welche verschiedene Probleme aufweisen, wie die Entmagnetisierung bei niedrigen Temperaturen mit dem Abfall von Hc, die Anfälligkeit für die Bildung von Defekten, Rissen und dem Herabsetzen der mechanischen Festigkeit aufgrund der Qualität eines keramischen Materials, und Schwierigkeiten beim Herstellen komplizierter Formen aufweisen. Heutzutage werden mit der Miniaturisierung der Heimelektronik und OA-Ausrüstung kleine, leichtge wichtige magnetische Materialien gesucht, die in diesen Produkten verwendet werden sollen. Ebenso wie bei Motorfahrzeugen wird zur Einsparung von Geld und Ressourcen großer Aufwand betrieben, indem die Fahrzeuge leichtgewichtig gemacht werden, wobei sogar noch kleinere, leichtgewichtigere elektrische Bauteile für Motorfahrzeuge gesucht werden.
  • Als solches werden Anstrengungen unternommen, das Verhältnis Effizienz zu Gewicht von magnetischen Materialien so groß wie möglich zu machen, und zum Beispiel werden Permanentmagnete mit einer verbleibenden Flußdichte Br im Bereich von 0,5 ~ 0,7 T (5 ~ 7 kG) dafür als am besten geeignet gehalten.
  • In herkömmlichen Motoren, wobei Br 0,8 T (8 kG) sein soll, ist es notwendig, den Querschnitt der Eisenplatte des Rotors oder Stators zu erhöhen, welcher den magnetischen Weg bildet, wobei dies zu einer damit verbundenen Gewichtszunahme führt. Überdies wird mit der Miniaturisierung von Magneten, die in magnetischen Walzen und Lautsprechern verwendet werden, eine Erhöhung von Br gesucht, da zur Zeit vorhandene magnetisch harte Ferritmagnete nicht mehr als 0,5 T (5 kG) an Br bringen.
  • Damit zum Beispiel ein gebundener Magnet des Nd-Fe-B-Typs solche kennzeichnenden magnetischen Eigenschaften erfüllt, müssen 10 ~ 15 at% Nd eingearbeitet werden, was deren Kosten, verglichen mit magnetisch harten Ferritmagneten unglaublich hochtreibt. Die Herstellung von Nd-Metall erfordert viele Trenn- und Reduktionsschritte, was wiederum eine großtechnische Ausrüstung erfordert. Ebenso wie dieses ist für 90% Magnetisierung ein magnetisches Feld von nahe 1,59 · 10&sup6; A/m (20 kOe) erforderlich, und es gibt Probleme mit den kennzeichnenden Magnetisierungseigenschaften wie der Unmöglichkeit, komplizierte Multipolmagnetisierung derart zu bewerkstelligen, daß der Abstand zwischen den magnetischen Polen geringer als 1,6 mm wäre.
  • Gegenwärtig gibt es keine Permanentmagnetmaterialien mit den kennzeichnenden Magnetisierungseigenschaften derart, daß Br 0,5 ~ 0,7 T (5 ~ 7 kG) ist, welche kostengünstig in Masse produziert werden können.
  • Kürzlich wurde ein Magnet des Nd-Fe-B-Typs vorgeschlagen, dessen Hauptbestandteil eine Verbindung des Fe&sub3;B-Typs mit einer Zusammensetzung nahe an Nd&sub4;Fe&sub7;&sub7;B&sub1;&sub9; (at%) ist (R. Coehoorn et al., J. de Phys., C8, 1988, 669-670). Dieser Permanentmagnet weist eine halbstabile Struktur mit einer polykristallinen Struktur auf, in welcher eine magnetisch weiche Fe&sub3;B-Phase und eine magnetisch harte Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase koexistieren. Jedoch ist es als ein seltenerdmagnetisches Material mit einer geringen iHc im Bereich von 1,59 · 10&sup5; A/m ~ 2,39 · 10&sup5; A/m (2 kOe ~ 3 kOe) unzureichend, und es ist für industrielle Zwecke ungeeignet. US 5 022 939 zum Beispiel offenbart ein Permanentmagnetmaterial mit einer Zusammensetzung, die dargestellt wird durch die Formel RxT(100-x-y-z-w)ByMzNiw
  • wobei R wenigstens ein Element ist, das von den Seltenerdelementen einschließlich Y ausgewählt ist,
  • T Fe oder eine Mischung aus Fe und Co ist,
  • M wenigstens ein Element ist, das ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Titan (Ti), Vanadium (V), Chrom (Cr), Zirkon (Zr), Niob (Nb), Molybdän (Mo), Hafnium (Hf), Tantal (Ta) und Wolfram (W),
  • B Bor ist, Ni Nickel ist,
  • die Buchstaben x, y, z und w die Atomprozente der entsprechenden Elemente darstellen und positive Werte annehmen mit der Bestimmung, daß w gleich Null sein kann,
  • 5,5 &le; x < 11,76,
  • 2 &le; y < 15,
  • 0 < z &le; 15 und
  • 0 < z + w &le; 30.
  • Das Permanentmagnetmaterial besteht im wesentlichen aus einer primären Phase mit einer im wesentlichen tetragonalen Kornstruktur oder einer primären Phase mit einer im wesentlichen tetragonalen Kornstruktur und wenigstens einer an R armen Zusatzphase, welche aus amorphen und kristallinen, an R armen Zusatzphasen ausgewählt ist.
  • Jedoch wird viel Forschungsarbeit über die Zugabe zusätzlicher Elemente zu Magnetmaterialien mit Verbindungen des Fe&sub3;B-Typs als deren Hauptphase und über die Erzeugung von Systemen mit- mehreren Bestandteilen veröffentlicht mit dem Ziel, deren Funktionalität zu verbessern. Ein solches Beispiel ist es, ein anderes Seltenerdelement als Nd wie Dy und Tb zuzugeben, welches die iHc verbessern sollte, aber neben dem Problem der steigenden Materialkosten wegen der Zugabe von teuren Elementen gibt es auch das Problem, daß das magnetische Moment der zugegebenen Seltenerdelemente sich antiparallel zum magnetischen Moment von Nd oder Fe verbindet, was zu einer Verschlechterung des magnetischen Felds und der Quadratform der Entmagnetisierungskurve führt (R. Coehoorn, J. Magn. Magn. Mat., 83 (1990) 228-230).
  • In einer anderen Arbeit (Shen Bao-gen et al., J. Magn. Magn. Mat., 89 (1991) 335-340) wurde die Temperaturabhängigkeit von iHc durch Erhöhung der Curie-Temperatur verbessert, indem ein wenig Fe durch Co ersetzt wurde, aber dies verursachte ebenso einen Abfall der Br durch die Zugabe von Co.
  • Für Magnete des Nd-Fe-B-Typs, deren Hauptphase eine Verbindung des Fe&sub3;B-Typs ist, ist es in jedem Fall möglich, magnetisch harte Materialien mit einer Wärmebehandlung nach dem Herstellen eines amorphen Zustandes durch Abschrecken zu erzeugen, aber deren iHc ist gering und das Preis- Leistungs-Verhältnis ihrer Verwendung anstatt der magnetisch harten Ferritmagnete ist ungünstig. Diese Unmöglichkeit der Schaffung einer ausreichenden iHc wird durch die große Korngröße der magnetischen weichen Phase, kennzeichnenderweise 50 nm, verursacht, welche nicht klein genug ist, um Magnetisierungsrotation in der magnetisch weichen Phase zu verhindern, die unter einem Entmagnetisierungsfeld auftritt.
    • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • Der Zweck dieser Erfindung ist es, Permanentmagnete des (Fe,Co)-Cr-B-R(R = Nd, Pr)-Typs oder Permanentmagnetmaterialien des (Fe,Co)-Cr-B-R-M(M = Al, Si, S, Ni, Cu, Zn, Ga, Ag, Pt, Au, Pb)-Typs in Pulverform und harzgebundene Magnete auf der Basis von Eisen zu schaffen, die daraus hergestellt werden, wobei diese mit Hilfe von stabilen industriellen Verfahren kostengünstig produziert werden können, wobei diese Magnete wenig Seltenerdelemente enthalten, aber eine verbleibende magnetische Flußdichte Br von über 0,5 T (5 kG) aufweisen, die den magnetisch harten Ferritmagneten beim Preis-Leistungs-Verhältnis gleichkommen.
  • Die Erfinder haben als Ergebnis verschiedener Untersuchungen von möglichen Herstellungsverfahren mit Hilfe von stabilen industriellen Verfahren, um die iHc von Permanentmagnetmaterialien auf der Basis von Eisen mit einem geringen Gehalt an seltenen Erden und mit sowohl einer magnetisch weichen als auch einer magnetisch harten Phase zu erhöhen, eine geschmolzene Legierung mit einer spezifischen Zusammensetzung abgeschreckt, die wenig Seltenerdelemente R enthält, Nd oder Pr oder beide umfaßt, und in welche Cr oder Cr und M (M = Al, Si, S, Ni, Cu, Zn, Ga, Ag, Pt, Au, Pb) zu einer Legierung auf der Basis von Eisen, die teil weise mit Co substituiert wurde, gleichzeitig zugegeben wurde.
  • Die geschmolzene Legierung kann aus der Schmelze unter der Verwendung einer sich drehenden Walze, durch Spritzabschrecken, durch Gasatomisieren oder mit Hilfe einer Kombination dieser Verfahren abgeschreckt werden, und nachdem eine im wesentlichen amorphe Struktur oder eine Struktur erhalten wurde, die kleine Mengen an Mikrokristallen enthält, wobei diese in einer amorphen Matrix fein verteilt sind. Nach dem Durchlaufen einer besonderen Wärmebehandlung, die mit einer besonderen Erwärmungsgeschwindigkeit angewandt wird, wird dann ein Aggregat eines Permanentmagnetmaterials auf der Basis von Eisen in Band- oder Flockenform erhalten, welches aus Mikrokristallklumpen besteht, in welchen magnetisch weiche Phasen, die eine ferromagnetische Legierung enthalten, dessen Hauptbestandteile &alpha;-Fe und einen intermetallische Verbindung mit Eisen als dessen Hauptphase sind, und magnetisch harte Phasen mit einer Kristallstruktur des Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typs koexistieren.
  • Durch das Mahlen und Bilden eines Legierungspulvers aus diesem Material, um einen gebundenen Magneten zu bilden, haben sie diese Erfindung vervollständigt, indem sie einen harzgebundenen Magneten auf der Basis von Eisen mit einer verbleibenden magnetischen Flußdichte Br über 0,5 T (5 kG) erhalten haben, die mit magnetisch harten Ferritmagneten nicht erhalten werden kann.
  • Daher werden sowohl magnetisch weiche Phasen, die aus einer ferromagnetischen Legierung bestehen, dessen Hauptbestandteile &alpha;-Fe und Phasen auf der Basis von Eisen sind, als auch magnetisch harte Phasen mit einer Kristallstruktur des Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typs innerhalb derselben Pulverteilchen koexistieren, und daher ist für durchschnittliche Kristallteilchengrößen jeder Einzelphase im Bereich von 1 nm ~ 30 nm eine Eigenkoerzitivkraft über den realistischerweise erforderli chen 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe) offensichtlich, und durch Formpressen des magnetischen Pulvers mit einer Teilchengröße von 3 Mikrometern ~ 500 Mikrometern in die erforderlichen Formen unter Verwendung eines Harzes können sie Permanentmagneten in einer zweckmäßigen Form erhalten.
  • Vorzugsweise wird für diese Erfindung, nachdem eine geschmolzene Legierung des (Fe,Co)-Cr-B-R-Typs oder (Fe,Co)-Cr-B-R-M(M = Al, Si, S, Ni, Cu, Zn, Ga, Ag, Pt, Au, Pb)-Typs mit einer besonderen Zusammensetzung, die wenig Seltenerdelemente enthält, mit Hilfe von Schmelzabschrecken unter Verwendung einer sich drehenden Walze, mit Hilfe von Spritzabschrecken, mit Hilfe von Gasatomisieren oder durch eine Kombination von diesen Verfahren abgeschreckt worden ist, und nachdem eine im wesentlichen amorphe Struktur oder eine Struktur gebildet wurde, die kleine Mengen an Mikrokristallen enthält, die innerhalb einer amorphen Matrix fein verteilt sind, diese mit Hilfe einer weiteren besonderen Wärmebehandlung kristallisiert.
  • Gemäß einem bedeutenden Aspekt dieser Erfindung besteht die Wärmebehandlung zur Kristallisation daraus, daß zuerst die Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 10ºC pro Minute bis 50ºC pro Minute von der Temperatur am Beginn der Kristallisation, sagen wir etwa 500ºC erhöht wird. Die Behandlungstemperatur von 600ºC ~ 750ºC wird dann für eine Zeitspanne gehalten, welche von zehn Minuten bis zu zehn Stunden sein kann, und kennzeichnenderweise sechs oder sieben Stunden ausmacht, wobei dies ausreicht die Kristallisation zu bewerkstelligen. Durch diese Wärmebehandlung werden Mikrokristallklumpen erhalten, in denen die durchschnittliche Kristallgröße einer jeden Einzelphase im Bereich von 1 nm ~ 30 nm liegt; und es wird ebenso ein kristallines Aggregat bewerkstelligt, in dem sowohl eine magnetisch weiche Phase, die aus einer ferromagnetischen Legierung besteht, dessen Hauptbestandteile &alpha;-Fe und eine intermetallische Verbindung mit Eisen als dessen Hauptphase sind, und eine magnetisch harte Phase mit einer Kristallstruktur des Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typs innerhalb derselben Pulverteilchen koexistieren.
  • Durch diese Verfahrensweise kann ein Permanentmagnetmaterial auf der Basis von Eisen in Band- oder Flockenform erhalten werden, wobei dieses die folgenden kennzeichnenden magnetischen Eigenschaften aufweist.
  • Für den (Fe,Co)-Cr-B-R-Typ,
  • 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe) &le; iHc &le; 5,17 · 10&sup5; A/m (6,5 kOe),
  • 0,8 T (8 kG) &le; Br &le; 1 T (10 kG),
  • 79,6 kJ/m³ (10 MGOe) &le; (BH)max &le; 95,5 kJ/m³ (12 MGOe);
  • und in dem Fall des (Fe,Co)-Cr-B-R-M-Typs,
  • 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe) &le; iHc &le; 5,17 · 10&sup5; A/m (6,5 kOe),
  • 0,82 T (8,2 kG) Br &le; 1,02 T (10,2 kG),
  • 83,6 kJ/m³ (10,5 MGOe) &le; (BH)max &le; 99,5 kJ/m³ (12,5 MGOe).
  • Überdies können wir Permanentmagnetlegierungspulver auf der Basis von Eisen erhalten, die für gebundene Magnete geeignet sind, wobei diese eine verbleibende magnetische Flußdichte Br von über 0,5 T (5 kG) aufweisen, indem dieses Material wie erforderlich zu einer durchschnittlichen Pulverteilchengröße von 3 Mikrometern ~ 500 Mikrometern gemahlen wird, und so können Permanentmagnetlegierungspulver auf der Basis von Eisen erhalten, die folgende kennzeichnende magnetische Eigenschaften aufweisen.
  • Für das Pulver des (Fe,Co)-Cr-B-R-Typs
  • iHc 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe),
  • Br &ge; 0,7 T (7,0 kG),
  • (BH)max &ge; 63,7 kJ/m³ (8 MGOe);
  • und in dem Fall des Pulvers des (Fe,Co)-Cr-B-R-M-Typs,
  • iHc &ge; 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe),
  • Br &ge; 0,72 T (7,2 kG),
  • (BH)max &ge; 66,8 kJ/m³ (8,4 MGOe);
  • Indem dieses Pulver mit einem Harz vermischt wird, können wir abschließend einen gebundenen Magneten mit den folgenden kennzeichnenden magnetischen Eigenschaften erhalten.
  • iHc &ge; 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe),
  • Br &ge; 0,55 T (5,5 kG),
  • (BH)max &ge; 47,7 kJ/m³ (6 MGOe);
  • Gemäß einem bevorzugten Aspekt dieser Erfindung wird ein Verfahren zur Herstellung eines Legierungspulvers zum Abbinden mit. Harz geschaffen, um einen gebundenen Seltenerdmagneten herzustellen; wobei das Verfahren umfaßt das Schmelzen einer Zusammensetzung, dessen Formel dargestellt wird durch
  • entweder Fe100-x-y-z-aCrxByRzCoa
  • oder Fe100-x-y-z-a-bCrxByRzCoaMb
  • (wobei R eines oder eine Mischung aus Pr und Nd ist; und wobei M eines oder mehrere von Al, Si, S, Ni, Cu, Zn, Ga, Ag, Pt, Au, Pb ist),
  • und wobei die Symbole x, y, z, a und b einschränkende Zusammensetzungsbereiche darstellen, die die folgenden Werte erfüllen,
  • 0,01 &le; x &le; 7 at%;
  • 15 &le; y &le; 30 at%;
  • 3 &le; z &le; 6 at%;
  • 0,01 &le; a &le; 30 at%;
  • 0,01 &le; b &le; 10 at%;
  • und gemäß dieses Aspekts der Erfindung wird die geschmolzene Legierung rasch abgeschreckt, so daß im wesentlichen mehr als 90% der verfestigten Legierung amorph ist, und wird dann auf eine Kristallisationstemperatur von 580ºC bis 750ºC wieder erwärmt, und bei dieser Temperatur für eine Zeitspanne von zehn Minuten bis zu zehn Stunden gehalten, wobei dies ausreicht, die amorphe Struktur in ein kristallines Aggregat umzuwandeln in welchem eine magnetisch weiche Phase, die aus &alpha;-Eisen, einer ferromagnetischen Phase besteht, die Eisen als Hauptbestandteil enthält, und eine magnetisch harte Phase mit einer Kristallstruktur des Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typs koexistieren, wobei das kristalline Aggregat eine durchschnittliche kristalline Teilchengröße von 30 nm oder weniger aufweist; und das Pulverisieren des Aggregates, um das Pulver herzustellen.
  • Nach dem Abschrecken und Verfestigen der geschmolzen Legierung, so daß die Legierungsstruktur größtenteils amorph ist, wird die Legierung vorzugsweise rasch auf etwa 500ºC erwärmt, wobei dann die Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 10ºC bis 50ºC/min stetig auf eine Kristallisationstemperatur zwischen 600ºC und 750ºC erhöht wird.
  • Die Kristallisationstemperatur wird ebenso vorzugsweise vorteilhafterweise von sechs bis sieben Stunden in einer Inertgasatmosphäre und/oder in einem Vakuum mit einem Druck von weniger als 1,33 Pa (10&supmin;² Torr) gehalten.
  • Das rasche Abschrecken und Verfestigen kann mit Hilfe eines oder beiden von Schmelzabschreck- oder Gasatomisierungsverfahren bewerkstelligt werden.
  • Ein solches rasches Abschrecken und Verfestigen wird vorteilhafterweise mit Hilfe einer sich drehenden Walze bewerkstelligt, deren Rand sich mit einer Geschwindigkeit im Bereich von 10 m/sec bis 50 m/sec bewegt.
  • Das anfängliche Schmelzen der Bestandteile der Legierung und/oder die der Abschreckung folgenden Wärmebehandlung zu Kristallisation davon kann in einer Atmosphäre eines Inertgases wie Argon ausgeführt werden; und letztere Behandlung kann ausgeführt werden, während die Legierung einem subatmosphärischen Druck ausgesetzt ist.
  • Die Pulverisierung kann wirksam sein, um ein Pulver mit einer Teilchengröße von 3 bis 500 Mikrometern zu erhalten. Vor einer solchen Pulverisierung kann festgestellt werden, daß die Legierung die magnetischen Eigenschaften aufweist:
  • iHc &ge; 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe),
  • Br &ge; 0,8 T (8 kG) und
  • (BH)max &ge; 79,6 kJ/m³ (10 MGOe);
    • KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
  • Fig. 1 zeigt ein Schaubild, welches die Magnetisierungskurve eines gebundenen Magneten zeigt, welches als ein tatsächliches Beispiel gegeben wird, wobei diese Kurve durch Pulsmagnetisieren des Magneten von einem schwachen magnetischen Feld im Bereich von 1,59 · 10&sup5; A/m ~ 3,98 · 10&sup6; A/m (2 kOe ~ 50 kOe) und jedes Mal Messen der verbleibenden magnetischen Flußdichte am offenen magnetischen Kreis festgestellt wurde. Indem die Magnetisierung als 100 % genommen wird, die für die verbleibende magnetische Flußdichte bei 3,98 · 10&sup6; A/m (50 kOe) gemessen wird, wird die Magnetisierungskurve durch Schätzen der Magnetisierungsgeschwindigkeit für jedes Magnetisierungsfeld als relatives Verhältnis der verbleibenden magnetischen Flußdichte festgestellt.
    • EINGEHENDE BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFUHRUNGSFORMEN
  • Das Merkmal dieser Erfindung ist, daß ein gebundener Magnet auf der Basis von Eisen mit einer verbleibenden magnetischen Flußdichte Br über 0,5 T (5 kG) erhalten wird, wobei diese mit magnetisch harten Ferritmagneten nicht erhalten werden kann, indem eine geschmolzene Legierung mit einer bestimmten Zusammensetzung, wobei diese wenig Seltenerdelemente enthält, in welcher Cr oder Cr und M (M = Al, Si, S, Ni, Cu, Zn, Ga, Ag, Pt, Au, Pb) zu einer Legierung auf der Basis von Eisen gleichzeitig zugegeben werden, die teilweise mit Co substituiert ist, durch Schmelzabschrecken unter Verwendung einer sich drehenden Walze, durch Spritzabschrecken, durch Gasatomisieren oder durch eine Kombination dieser Verfahren abgeschreckt wird, und nachdem sich eine im wesentlichen amorphe Struktur oder eine Struktur, die kleine Mengen an Mikrokristallen enthält, die innerhalb der amorphen Matrix fein verteilt sind, gebildet hat, Mikrokristallklumpen erhalten werden, wobei sowohl magnetisch weiche Phasen, die aus einer ferromagnetischen Legierung bestehen, dessen Hauptbestandteile &alpha;-Fe und eine intermetallische Verbindung auf der Basis von Eisen sind, und magnetisch harte Phasen mit Kristallstruktur des Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B- Typs koexistieren, indem unter Verwendung einer bestimmten Erwärmungsgeschwindigkeit wärmebehandelt wird.
  • Weiter unten geben wir eine eingehende Erklärung der kennzeichnenden Eigenschaften der Erfindung. Einer der Brennpunkte dieser Erfindung ist die Korngröße der magnetisch weichen Phase, wobei diese in einem feinen kristallinen Aggregat zusammen mit der magnetisch harten Phase des Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typs bestehen muß. Die Korngröße muß viel kleiner als 50 nm sein, was die kennzeichnende Korngröße des bisher existierenden Magnetmaterials ist, z. B. Coehoorn et al. (1988). Für diesen Zweck wird die Zusammensetzung und das Verarbeitungsverfahren grob wie folgt angegeben.
  • Die Gründe für das Beschränken der Zusammensetzungen.
  • Für diese Erfindung können wir hohe kennzeichnende Magneti sierungseigenschaften nur dann erhalten, wenn bestimmte Mengen eines oder zweier der Seltenerdelemente R, Pr oder Nd vorhanden sind, wogegen für andere seltene Erden wie Ce und La, wir keine iHc über 1,9 · 10&sup5; A/m (2 kOe) erhalten können. Sm und Seltenerdelemente, die schwerer sind als Sm sind nicht anzustreben, da sie eine Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften mit sich bringen und die Kosten des Magneten verteuern.
  • Unter einem Anteil von R von 3 at% gibt es wenig Kristallisation der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase, was zum Auftreten einer Eigenkoerzitivkraft beiträgt und es kann keine illc von über 3,98 · 10&sup5; A/m (5,0 kOe) erhalten werden. Überdies können wir mit über 6 at% keine Br von über 0,8 T (8 kG), was uns einen Zusammensetzungsbereich von 3 at% - 6 at% ergibt. Der beste Bereich für R ist 4 at% - 5,5 at%.
  • Unter einem Anteil von B von 10 at% können wir keine im wesentlichen amorphe Struktur auch unter Verwendung von Schmelzabschrecken erhalten und wir können nur eine iHc von weniger als 2,39 · 10&sup5; A/m (3 kOe) auch nach der Wärmebehandlung erhalten. Da wir überdies keine iHc von über 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe) bei einem Anteil von über 30 at% erhalten können, ist überdies der Zusammensetzungsbereich von 15 at% - 30 at%. Der beste Bereich für B ist 15 at% - 20 at%.
  • Für Cr verursacht das Zugeben von Cr, daß die Kristallteilchen, verglichen mit den Zusammensetzungen ohne Cr, etwa 1/2 - 1/3 mal kleiner sind, und da wir die magnetokristalline Anisotropiekonstante der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase durch teilweises Ersetzen der Eisenatome in dieser magnetisch harten Phase durch Cr erhöhen können, ist es zur Erhöhung von iHc wirksam. Dies ist jedoch unwirksam für Zusammensetzungen mit Cr von weniger als 0,01 at%. Da Cr überdies antiferromagnetisch mit Fe koppelt, werden Br und die Quadratform der Entmagnetisierungskurve ziemlich vermindert und daher können wir keine Br von über 0,8 T (8 kG) mit einem Anteil von Cr von mehr als 7 at% erhalten. Daher ist der Anteilsbereich für Cr 0,01 at'e bis 7 at%. Um eine Br von über 0,9 T (9 kG) zu erhalten, ist ein Anteil von 0,01 at% - 3 at% wünschenswert. Um eine iHc von über 4,77 · 10&sup5; A/m (6 kOe) zu erhalten, ist ein Anteil von 3 at% - 7 at% wünschenswert.
  • Das teilweise Ersetzen von Fe durch Co verhindert den Verlust an Magnetisierung, der durch Zugabe von Cr verursacht wird, und vermeidet daher die große Verminderung von Br und der Quadratform der Entmagnetisierungskurve, während gleichzeitig die kennzeichnenden Magnetisierungseigenschaften verbessert werden.
  • Überdies erhöht das teilweise Ersetzen von Eisen in der R&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase durch Co die Curie-Temperatur dieser Phase und verbessert die Temperaturabhängigkeit von iHc. Diese Wirkung kann nicht bei einem Anteil von Co von weniger als 0,01 at% erhalten werden, und da wir keine Br von über 0,8 T (8 kG) über einem Anteil von 30 at% erhalten können, wir der Anteilsbereich 0,01 at% - 30 at% sein. Der wünschenswerte Zusammensetzungsbereich für Co ist 1 at% - 10 at%.
  • Die Elemente M (M = Al, Si, S, Ni, Cu, Zn, Ga, Ag, Pt, Au, Pb) werden für den Zweck zugegeben, die Verschlechterung der Quadratform der Entmagnetisierungskurve bei Zugabe von Co oder Cr zu verbessern und Br und (BH)max zu erhöhen. Diese Wirkung kann bei einem Anteil von weniger als 0,01 at% nicht erhalten werden, und ein Anteil von über 10 at% verschlechtert weiter die Quadratform und vermindert ebenso (BH)max, was für uns einen Anteilsbereich von 0,01 at% - 10 at% ergibt. Der wünschenswerte Bereich ist 0,5 at% - 3 at%. Fe macht den Rest der Zusammensetzung aus.
  • Die Gründe für das Beschränken der Kristallgröße oder Pulverteilchen.
  • Die Kristallphase des magnetischen Pulvers, aus welchem der gebundene Magnet dieser Erfindung besteht, wird sowohl eine magnetisch weiche Phase, die aus einer ferromagnetischen Legierung besteht, dessen Hauptbestandteile &alpha;-Fe oder eine intermetallische Verbindung auf der Basis von Eisen sind, und magnetisch harte Phase mit einer Kristallstruktur des Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typs aufweisen, die innerhalb desselben Pulvers koexistieren. Aber ohne der letztgenannten magnetisch harten Phase würde eine iHc nicht auftreten.
  • Jedoch ist es nicht ausreichend für die Erzeugung einer iHc und einer guten Quadratform der Hystereseschleife, daß sowohl magnetisch weiche als auch harte Phasen einfach koexistieren, weil wenn die durchschnittliche Kristallteilchengröße für beide Phasen 80 nm überschreitet, es zu einer Verschlechterung von Br und der Quadratform des zweiten Quadranten der Entmagnetisierungskurve kommt, und wir können keinen ausreichenden Fluß für einen Permanentmagneten erzeugen. Obwohl es besser ist, je geringer die durchschnittliche Kristallteilchengröße ist, ist es schwierig, eine durchschnittliche Kristallteilchengröße von weniger als 1 nm industriell zu erhalten, was bedeutet, das die durchschnittliche Kristallteilchengröße auf 1 nm - 30 nm beschränkt ist.
  • Für das Hochpräzisionsformpressen, das erforderlich ist, um das Beste aus den Eigenschaften der gebundenen Magnete zu machen, die in komplizierten oder dünnen Formen erhalten werden, muß die durchschnittliche Teilchengröße des Pulvers ausreichend klein sein, da das Hochpräzisionsformpressen nicht mit Pulvern mit mehr als 500 Mikrometer ausgeführt werden kann. Ebenso bedeutet für Größen geringer als 3 Mikrometer die vergleichsweise Steigerung der Oberfläche, daß viel Harz als Bindemittel verwendet muß, und da es unerwünscht ist, daß die Packungsdichte zu gering wird, ist die Teilchengröße auf 3 Mikrometer - 500 Mikrometer beschränkt.
  • Schmelzen, rasches Abschrecken und Wärmebehandlung zur Kristallisation.
  • Für diese Erfindung ist es außerordentlich bedeutend, daß durch rasche Verfestigung einer geschmolzenen Legierung der bestimmten obigen Zusammensetzung, sobald sich eine amorphe Struktur oder eine Struktur gebildet hat, die im wesentlichen amorph ist, wobei diese kleine Mengen an Mikrokristallen aufweist, und dann durch Ausführen einer Wärmebehandlung zur Kristallisation, wobei die Temperatur um zwischen 10ºC pro Minute und 50ºC pro Minute von einer Temperatur, die nahe dem Beginn der Kristallisation liegt, bis zu einer Wärmebehandlungstemperatur von 600ºC bis 750ºC erhöht wird, Mikrokristallklumpen erhalten werden, wobei die durchschnittliche Kristallgröße jeder Einzelphase sich im Bereich von 1 nm - 30 nm befindet, und wobei sowohl magnetisch weiche Phasen, die aus einer ferromagnetischen Legierung bestehen, dessen Hauptbestandteile &alpha;-Eisen oder eine intermetallische Verbindung auf der Basis von Eisen sind, und magnetisch harte Phasen mit einer Kristallstruktur des Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typs innerhalb derselben Pulverteilchen koexistieren.
  • Für die Behandlung zur raschen Verfestigung für die obige geschmolzene Legierung kann ein Schmelzabschreckverfahren unter Verwendung einer sich drehenden Walze verwendet werden, wenn eine im wesentlichen amorphe Struktur oder eine Struktur erhalten werden kann, wobei kleine Mengen an Mikrokristallen in einer amorphen Matrix fein verteilt sind. Andere Verfahren als Schmelzabschrecken unter Verwendung einer sich drehenden Walze wie Spritzabschrecken, Gasatomisieren oder eine Kombination dieser Verfahren können ebenso verwendet werden.
  • Wenn zum Beispiel eine Kupferwalze verwendet wird, ist eine Umfangsgeschwindigkeit des Rotors im Bereich von 10 m/sec bis 50 m/sec wünschenswert, da ein geeignetes abgeschrecktes Gefüge erhalten werden kann. Das heißt, daß wenn die Oberflächengeschwindigkeit weniger als 10 m/sec beträgt, wir die gewünschte amorphe Struktur nicht erhalten können. Überdies ist eine Umfangsgeschwindigkeit über 50 m/sec nicht anzustreben, da sich bei der Kristallisation keine Mikrokristallklumpen mit guten magnetisch harten Eigenschaften bilden. Jedoch können geringe Mengen an &alpha;-Fe-Phase oder die halbstabile Nd-Fe-B-Verbindung innerhalb der abgeschreckten Struktur erlaubt sein, das sie die kennzeichnenden magnetischen Eigenschaften nicht wesentlich vermindern.
  • Sobald sich nach dem Schmelzabschrecken der geschmolzenen Legierung mit einer oben beschriebenen bestimmten Zusammensetzung eine, amorphe Struktur oder eine Struktur gebildet hat, die sowohl amorph ist als auch kleine Mengen an Mikrokristallen enthält, hängt die Wärmebehandlung, die die besten magnetischen Eigenschaften ergibt, von der bestimmten Zusammensetzung ab.
  • Unter einer Wärmebehandlungstemperatur von 600ºC scheidet sich die Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase nicht ab, und keine iHc wird sich zeigen, und für eine Temperatur über 750ºC wird das Teilchenwachstum bedeutend, welches die iHc, Br und die Quadratform der Entmagnetisierungskurve verschlechtert, was bedeutet, daß wir die oben beschriebenen kennzeichnenden magnetischen Eigenschaften nicht erhalten können. Daher ist die Wärmebehandlungstemperatur auf 600ºC - 750ºC beschränkt.
  • Um Oxidation zu verhindern, ist eine Wärmebehandlungsatmosphäre entweder aus einem inerten Gas wie Argon oder Vakuum von 1,33 Pa (10&supmin;² Torr) wünschenswert. Die kennzeichnenden magnetischen Eigenschaften der erhaltenen Legierungspulver sind größtenteils unabhängig von der Wärmebehandlungsdauer, aber wir können sagen, daß nach 6 Stunden eine Neigung zu einem Abfall von Br mit dem Fortlauf der Zeit gibt, so daß eine Wärmebehandlungsdauer von weniger als sechs Stunden wünschenswert ist.
  • Die Erfinder haben entdeckt, daß die Mikrokristallstruktur und deren sich ergebende magnetische Eigenschaften sehr empfindlich von der Erwärmungsgeschwindigkeit abhängen, die in dem Wärmebehandlungsverfahren verwendet wird. Das heißt, daß ein wichtiger Verfahrensparameter dieser Erfindung die Erwärmungsgeschwindigkeit ist, mit welcher die Temperatur von einer Temperatur nahe dem Beginn der Kristallisation während der Wärmebehandlung weg erhöht wird, und, wenn diese Erwärmungsgeschwindigkeit weniger als 10ºC pro Minute beträgt, tritt Kristallkornwachstum während der Temperaturerhöhung auf, und wir können keine Mikrokristallklumpen mit guten, magnetisch harten Eigenschaften und auch keine iHc über 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe) erhalten. Wenn die Erwärmungsgeschwindigkeit 50ºC pro Minute übersteigt, tritt überdies unzureichendes Abscheiden der Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase auf, die sich unter 600ºC bildet, und nicht nur die iHc ist vermindert, sondern auch eine Entmagnetisierungskurve mit einem Abfall der Magnetisierung nahe des Br-Punktes des zweiten Quadranten der Magnetisierungskurve wird erhalten, und (BH)max wird ebenso abfallen.
  • Während der Wärmebehandlung kann über die Wählmöglichkeit verfügt werden, bis zur Temperatur des Beginns der Kristallisation (etwa 550ºC), ein beschleunigtes Erwärmen anzuwenden, was die Behandlungseffizienz erhöhen kann.
    • Herstellung von Magneten
  • Durch das rasche Verfestigen einer geschmolzen Legierung mit einer bestimmten Zusammensetzung, bis sich eine im wesentlichen amorphe Struktur oder eine Struktur gebildet hat, die kleine Mengen an Mikrokristallen enthält, die innerhalb einer amorphen Matrix fein verteilt sind, und Ausführen einer Wärmebehandlung zur Kristallisation, wobei die Temperatur um zwischen 10ºC pro Minute - 50ºC pro Minute von einer Temperatur nahe dem Beginn der Kristallisation bis zu einer Behandlungstemperatur von 600ºC - 750 ºC erhöht wird, können wir Legierungspulver für Permanentmagnete auf der Basis von Eisen mit Mikrokristallklumpen mit einer durchschnittlichen Kristallgröße von 1 nm - 30 nm erhalten. Nach dem Mahlen dieses Pulvers zu einem Magnetpulver zwischen 3 Mikrometer - 500 Mikrometer und durch das Vermischen mit einem bekannten Bindemittel können wir einen gebundenen Magneten mit einer verbleibenden Flußdichte von über 0,55 T (5,5 kG) mit annähernd 80% Packungsdichte des magnetischen Pulvers im gebundenen Magneten erhalten.
  • Der gebundene Magnet, den diese Erfindung betrifft, ist ein isotroper Magnet und kann durch jegliche der unten aufgezählten Verfahren wie Kompressionsformen, Spritzgießen, Strangpressen, Walzpressen und Harztränken erzeugt werden.
  • Beim Kompressionsformen wird nach dem Mischen des Magnetpulvers in ein wärmehärtendes Harz, ein Kopplungsmittel und ein Schmiermittel, das Erwärmen zu einer Aushärtetemperatur nach dem Kompressionsformen das erwärmte Harz aushärten lassen.
  • Beim Spritzgießen, Strangpressen und Walzpressen können wir, nachdem das Magnetpulver in ein thermoplastisches Harz, ein Kopplungsmittel und ein Schmiermittel geknetet wurde, mit Hilfe jeglicher Verfahren wie Spritzgießen, Strangpressen und Walzpressen formpressen.
  • Beim Harztränken kann nach dem Kompressionsformen und dem Wärmebehandeln, wie es erforderlich ist, mit einem wärmehärtenden Harz getränkt werden, und das Harz wird bei Erwärmung aushärten. Überdies kann nach dem Kompressionsformen des Magnetpulvers und dem Wärmebehandeln, wie es erforderlich ist, ebenso mit einem thermoplastischen Harz getränkt werden.
  • Für diese Erfindung weicht das Gewichtsverhältnis des Magnetpulvers innerhalb des gebundenen Magnetes von bisherigen Erzeugnissen ab, wobei dieses 70 Gew.-% - 99,5 Gew.-% beträgt, wobei die verbleibenden 0,5 Gew.-% - 30 Gew.-% Harz sind. Beim Kompressionsformen ist das gewünschte Gewichtsverhältnis des Magnetpulvers 95 Gew.-% - 99,5 Gew.-%, beim Spritzgießen ist das gewünschte Packungsverhältnis des Magnetpulvers 90 Gew.-% - 95 Gew.-%, und beim Harztränken ist das gewünschte Gewichtsverhältnis des Magnetpulvers 96 Gew.-% - 99,5 Gew.-%.
  • Als synthetisches Harz, das für diese Erfindung verwendet wird, können Harze mit wärmehärtenden oder thermoplastischen Eigenschaften verwendet werden, wobei ein wärmebeständiges Harz wünschenswert ist. Zum Beispiel empfehlen wir Polyamid, Polyimid, Phenolharz, Fluorharz, Siliconharz oder Epoxidharz.
    • BEISPIELE Beispiel 1
  • Um die Zusammensetzungen Nr. 1 - 18 herzustellen, die in Tabelle 1 gezeigt sind, wurde eine Gesamtmenge von 30 g ausgewogen, wobei mehr als 99,5% reinem Fe, Co, Cr, B, Nd, Pr, Al, Si, S, Ni, Cu, Zn, Ga, Ag, Pt, Au oder Pb-Metall verwendet wurde, in einen Quarztiegel mit einer Öffnung von 0,08 mm Durchmesser in dessen Boden gegeben und mit Hilfe von Hochfrequenzerwärmung unter einer Ar-Atmosphäre bei einem Druck von 74,6 kPa (56 cm Hg) geschmolzen. Nach dem Erreichen der Schmelztemperatur von 1400ºC, wurde die geschmolzene Oberfläche mit Ar-Gas unter Druck gesetzt, und die geschmolzene Legierung wurde bei Raumtemperatur aus einer Höhe von 0,7 mm über der äußeren Oberfläche einer Cu- Walze aufgespritzt, die sich mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 20 m/sec drehte, wobei sich ein schmelzabgeschreckter dünner Film bildete, der 2 mm - 4 mm breit und 20 Mikrometer - 40 Mikrometer dick war.
  • Es wurde gezeigt, daß der erhaltene dünne Film amorph war, wobei kennzeichnende Cu-K&alpha;-Röntgenstrahlen verwendet wurden.
  • Die Temperatur dieses dünnen Films wurde dann auf über 580 ºC - 600ºC, wobei Kristallisation beginnt, unter einer Ar- Atmosphäre mit einer Geschwindigkeit erhöht, die in Tabelle 1 gezeigt ist, und dann sieben Stunden lang bei der Wärmebehandlungstemperatur gehalten, die ebenso in Tabelle 1 gezeigt ist. Danach wurde der dünne Film auf Raumtemperatur abgekühlt und abgenommen, wobei sich eine Probe bildet, die 2 mm - 4 mm breit, 20 Mikrometer - 40 Mikrometer dick und 3 mm - 5 mm lang ist. Die kennzeichnenden magnetischen Eigenschaften wurden unter Verwendung eines VSM gemessen, wobei sich die in Tabelle 2 gezeigten Ergebnisse ergaben.
  • Aus einer Untersuchung der Phasen, aus denen sich die Probe zusammensetzt, mit Hilfe von kennzeichnenden Cu-K&alpha;-Röntgenstrahlen ergibt sich eine Mehrphasenstruktur, wenn der Cr- Gehalt 0,01 at% - 3 at% beträgt, wobei &alpha;-Fe-, Fe&sub3;B- und Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phasen gemischt sind. Wenn der Cr-Gehalt über 3 at% ausmacht, kann bestätigt werden, daß die Haupteisenbestandteile die &alpha;-Fe- und die Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phasen sind, aber wir können die Phasen aus Borverbindungen nicht bestätigen, da deren Mengen zu gering sind. Cr, Co und M (M = Al, Si, S, Ni, Cu, Zn, Ga, Ag, Pt, Au, Pb) ersetzen teilweise Fe in diesen Phasen. Überdies wurde aus Bildern von Transmissionselektronenmikroskopie festgestellt, daß die durchschnittliche Kristallgröße für jede Probe geringer als 30 nm war.
  • Nach dem Zermahlen dieses dünnen Films, um ein Magnetpulver mit einer durchschnittlichen Größe von 150 Mikrometer zu erhalten, wobei dieses zwischen 25 Mikrometer - 400 Mikrometer verteilt war, und Mischen in einem Verhältnis von 98 % Pulver und 2% Epoxidharz haben wir nach Kompressionsformen bei einem Druck von 98,1 MPa (6 Tonnen/cm²) und einer Behandlung zum Aushärten bei 150ºC einen gebundenen Magneten erhalten.
  • Dieser gebundene Magnet weist eine Dichte von 6,0 g/cm³ auf und dessen kennzeichnende magnetische Eigenschaften sind in Tabelle 3 gezeigt.
    • Vergleichendes Beispiel 1
  • Für die Zusammensetzungen Nr. 19 - 24, die in Tabelle 1 gezeigt sind, wurden schmelzabgeschreckte dünne Filme unter denselben Bedingungen wir für das tatsächliche Beispiel 1 erzeugt, wobei 99, 5% reines Fe, Co, Cr, B, Nd, Pr und Ni verwendet wurde.
  • Wie im tatsächlichen Beispiel 1 wurde die Temperatur dieser dünnen Flocke auf über 580ºC - 600ºC bei welcher Kristallisation beginnt, unter einer Ar-Atmosphäre mit der Geschwindigkeit erhöht, die in Tabelle 1 gezeigt ist, und dann sieben Stunden lang bei einer Wärmebehandlungstemperatur gehalten, die ebenso in Tabelle 1 gezeigt ist, auf Raumtemperatur abgekühlt und entfernt, wodurch eine Probe erzeugt wird, die 2 mm - 4 mm breit, 20 Mikrometer - 40 Mikrometer dick und 3 mm - 5 mm lang ist, wobei dessen kennzeichnende magnetische Eigenschaften unter Verwendung eines VSM gemessen wurden. Diese Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
  • Aus Transmissionselektronenmikroskopie oder Röntgenstrahlen-Analyse stellen wir fest, daß die Probe Nr. 19 eine Mehrphasenstruktur aus &alpha;-Fe und Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phasen, wobei die Hauptphase die Fe&sub3;B-Phase ist. Die durchschnittliche Kristallteilchengröße beträgt 50 nm, was verglichen mit den vorherigen Proben Nr. 1 - 18 größer ist und mit den durchschnittlichen Korngrößen in Mehrphasenmagneten des bisherigen Standes der Technik vergleichbar ist.
  • Die Probe Nr. 20 weist eine Mehrphasenstruktur auf, die aus &alpha;-Fe- und Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phasen besteht, und weist eine Mikrostruktur auf, wobei die durchschnittliche Kristallteilchengröße etwa 20 nm, dieselbe wie im tatsächlichen Beispiel 1, aber die Quadratform der Entmagnetisierungskurve ist, verglichen mit Beispiel Nr. 3, verschlechtert, wobei dieses Co enthält. Die Probe 21 weist eine große durchschnittliche Kristallteilchengröße von 50 nm auf, und wir erhalten keine iHc über 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe).
  • Die Probe Nr. 22 weist eine Mehrphasenstruktur auf, wobei &alpha;-Fe-, Fe&sub3;B- und Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phasen gemischt sind, aber das Wachstum der &alpha;-Fe-Phase ist bedeutend, was zu einer Entmagnetisierungskurve mit einem Abfall der Magnetisierung am Br-Punkt des zweiten Quadranten der Magnetisierungskurve führt, und wir können keine (BH)max von über 79,6 kJ/m³ (10 MGOe) erhalten.
  • Bei der Probe Nr. 23 scheidet sich ungenügend Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Phase für das Erscheinen einer Koerzitivkraft ab, und wir finden keinen harten Magnetismus.
  • Die Probe Nr. 24 weist eine durchschnittliche Kristallteilchengröße im Bereich von 70 nm auf, wobei dies, verglichen mit Probe Nr. 3 mit derselben Zusammensetzung, große Kristalle sind, und daher Br, iHc und (BH)max verschlechtert sind, wenn mit Probe Nr. 3 verglichen wird.
  • Bei Beispiel 19 und 20, nach dem Mahlen unter denselben Bedingungen wie für Beispiel 1 und dem Erhalten von Pulvern mit einer durchschnittlichen Pulverteilchengröße von 150 nm, wurden diese ebenso zu gebundenen Magneten unter denselben Bedingungen wie für das tatsächliche Beispiel 1 verarbeitet. Die kennzeichnenden Eigenschaften der erhaltenen gebundenen Magnete sind in Tabelle 3 gezeigt.
    • Tatsächliches Beispiel 2.
  • Bei der Messung mit einer thermomagnetischen Waage der Curie-Temperatur von Beispiel Nr. 3, welches die kennzeichnenden magnetischen Eigenschaften aufweist, die in Tabelle 2 angeführt sind, haben wir das Vorhandensein einer ferromagnetischen Hauptphase mit einer Curie-Temperatur von 849 ºC und einer weiteren ferromagnetischen Phase mit einer Curie-Temperatur von 388ºC festgestellt. Nach dem Vergleich der Röntgenstrahluntersuchungen, wird angenommen, daß erstere &alpha;-Fe in einer festen Lösung mit Co ist, und letztere eine Verbindung des Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typs ist (wobei Fe teilweise durch Co ersetzt ist).
    • Vergleichendes Beispiel 2
  • Bei Messung mit einer thermomagnetischen Waage der Curie- Temperatur von Beispiel Nr. 20, welches die kennzeichnenden magnetischen Eigenschaften aufweist, die in Tabelle 2 angeführt sind, stellen wir eine hauptsächlich ferromagnetische Phase mit einer Curie-Temperatur von 762ºC und eine weitere ferromagnetische Phase mit einer Curie-Temperatur von 308ºC fest. Die Curie-Temperatur von jeder der beiden Phasen ist noch einen Wert von 80ºC geringer als jene von Probe Nr. 3, bei der Co zugegeben wurde.
    • Tatsächliches Beispiel 3.
  • Nach dem Verarbeiten des gebundenen Magneten Nr. 3, welcher die kennzeichnenden magnetischen Eigenschaften aufweist, die in Tabelle 3 angeführt sind, so daß der Permeanzkoeffizient 1 wird, wurde die Magnetisierungskurve, die in Fig. 1 gezeigt ist, durch Pulsmagnetisieren von einem schwachen magnetischen Feld im Bereich von 1,59 · 10&sup5; A/m - 3,98 10&sup6; A/m (2 kOe - 50 kOe) und jedes Mal Messen der verbleibenden magnetischen Flußdichte des Magneten in der offenen magnetischen Konfiguration festgestellt. Indem die Magnetisierungsgeschwindigkeit für die verbleibende magnetische Flußdichte bei 3,98 · 10&sup6; A/m (50 kOe) als 100% genommen wird, wird die Kurve durch Schätzen der Magnetisierungsgeschwindigkeit für jedes Magnetisierungsfeld, als das relative Verhältnis der verbleibenden magnetischen Flußdichte festgelegt. Das magnetische Feld, das für 90% Magnetisierung erforderlich ist, beträgt etwa 1,03 · 10&sup6; A/m (13 kOe).
    • Vergleichendes Beispiel 3
  • Nach dem Verarbeiten des gebundenen Magneten Nr. 20, welcher die kennzeichnenden magnetischen Eigenschaften aufweist, die in Tabelle 3 angeführt sind, so daß der Permeanzkoeffizient 1 wird, wurde die Magnetisierungskurve in derselben Weise wie für das tatsächliche Beispiel 3 ermittelt, und diese ist in Fig. 1 gezeigt. Das magnetische Feld, das für 90% Magnetisierung erforderlich ist, beträgt etwa 1,51 · 10&sup6; A/m (19 kOe), ein um 4,77 · 10&sup5; A/m (6 kOe) größeres magnetisch Feld, verglichen mit jenem für den gebundenen Magneten Nr. 3, bei dem Co zugesetzt ist.
  • Wie es mit den obigen tatsächlichen Beispielen klargelegt worden ist, wird für diese Erfindung eine geschmolzene Legierung der (Fe,Co)-Cr-B-R-Typs oder (Fe,Co)-Cr-B-R-M (M = Al, Si, S, Ni, Cu, Zn, Ga, Ag, Pt, Au, Pb)-Typs mit einer bestimmten Zusammensetzung, die wenig Seltenerdelemente enthält, durch Schmelzverspinnen unter Verwendung einer Drehwalze, durch Spritzabschrecken, durch Gasatomisieren oder durch eine Kombination dieser Verfahren abgeschreckt, und nachdem sich eine amorphe Struktur oder eine Struktur, die sowohl amorph ist als auch kleine Mengen an Mikrokristallen aufweist, durch Ausführen einer Wärmebehandlung an dem auf diese Weise erhaltenen Band, der Flocke oder dem kugelförmigen Aggregat gebildet hat, können wir Mikrokristallklumpen erhalten, wobei die durchschnittliche Kristallgröße jeder Einzelphase sich im Bereich von 1 nm - 30 nm befindet, und wobei sowohl magnetisch weiche Phasen, die aus einer ferromagnetischen Legierung bestehen, dessen Hauptkomponenten &alpha;-Fe und eine intermetallische Verbindung auf der Basis von Eisen ist, und magnetisch harte Phasen mit einer Kristallstruktur des Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typs innerhalb derselben Teilchen koexistieren. Hier können wir durch gleichzeitiges Zugeben bestimmter Mengen von Cr und Co oder Cr, Co und M permanentmagnetisches Material auf der Basis von Eisen nicht nur mit einer Br über 0,8 T (8 kG) und einer iHc von über 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe), sondern auch mit einer guten Quadratform des zweiten Quadranten der Entmagnetisierungskurve und mit guten thermischen und kennzeichnenden Magnetisierungseigenschaften erhalten. Durch Mahlen dieses Magnetmaterials, wie es erforderlich ist, können wir beständig in großen Mengen Magnetlegierungspulver des Fe- Cr-Co-B-R-M-Typs mit einer iHc von wenigstens 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe), einer Br von wenigstens 0,7 T (7 kG) und einer (BH)max von wenigstens 63,7 kJ/m³ (8 MGOe) liefern, wobei dieses geeignete kennzeichnenden Eigenschaften zur Bildung harzgebundener Magnete mit einer verbleibenden magnetischen Flußdichte Br über 0,5 T (5 kG) aufweist.
  • Da die Mengen an Seltenerdelementen gering sind, und da das Herstellungsverfahren einfach auf die Herstellung im großen Maßstab umgelegt werden kann, kann diese Erfindung gebundene Magneten mit einer magnetischen Effizienz schaffen, die jene von magnetisch harten Ferritmagneten übersteigt und die eine iHc von über 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe) und einer Br von über 0,55 T (5,5 kG) aufweisen. Überdies können wir das industrielle Verfahren abkürzen, indem vollständig in magnetische Teile oder Magnete gepreßt wird, und auf diese Weise können gebundene Magnete bei den Kosten und der Leistung mit gesinterten magnetisch harten Ferritmagneten gleichziehen. Tabelle 1 Tabelle 2 Tabelle 3

Claims (20)

1. Permanentmagnetmaterial auf der Basis von Eisen, bestehend aus einem Feinkristallaggregat aus gemeinsam verteilten magnetisch weichen Phasen und einer Hartmagnetphase,
wobei die Zusammensetzungsformel dargestellt ist durch
entweder Fe100-x-y-z-aCrxByRzCoa
oder Fe100-y-z-a-bCrxByRzCoaMb
(wobei R eines oder eine Mischung aus Pr und Nd ist; und wobei es sich bei M um eines oder mehrere von Al, Si, S, Ni, Cu, Zn, Ga, Ag, Pt, Au, Pb handelt),
und wobei die Symbole x, y, z, a und b einschränkende Zusammensetzungsbereiche darstellen, welche die folgenden Werte erfüllen:
0,01 &le; x &le; 7 at%
15 &le; y &le; 30 at%
3 &le; z &le; 6 at%
0,01 &le; a &le; 30 at%
0,01 &le; b &le; 10 at%
und wobei die Weichmagnetphase und die Hartmagnetphase in demselben kristallinen Aggregat koexistieren, vorausgesetzt daß die Weichmagnetphase aus einem &alpha;-Eisen und einer ferromagnetischen Phase mit haupsächlich Eisen besteht, wobei die Hartmagnetphase eine Kristallstruktur vom Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typ aufweist,
und wobei die Durchschnittspartikelgröße des kristallinen Aggregats im Bereich von 1 nm bis 30 nm liegt.
2. Permanentmagnetmaterial auf der Basis von Eisen gemäß Anspruch 1, dessen Zusammensetzungsformel dargestellt ist durch
Fe100-x-y-z-aCrxByRzCoa,
und wobei die Symbole x, y, z und a einschränkende Zusammensetzungsbereiche darstellen, welche die folgenden Werte erfüllen:
0,01 &le; x &le; 3 at%
15 &le; y &le; 20 at%
4 &le; z &le; 5,5 at%
1 &le; a &le; 10 at%
und wobei eine Weichmagnetphase bestend aus &alpha;-Eisen und einer ferromagnetischen Phase mit Eisen als Hauptbestandteil und eine Hartmagnetphase mit einer Kristallstruktur vom Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typ in dem kristallinen Aggregat koexistieren, und wobei die Durchschnittspartikelgröße des kristallinen Aggregats im Bereich von 1 nm bis 30 nm liegt, und wobei die magnetischen Eigenschaften wie folgt sind:
3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe) &le; iHc &le; 5,17 · 10&sup5; A/m (6,5 kOe),
Br > 1 T (10 kG),
(BH)max > 95,5 kJ/m³ (12 MGOe).
3. Permanentmagnetmaterial auf der Basis von Eisen gemäß Anspruch 1, dessen Zusammensetzungsformel dargestellt ist durch
Fe100-x-y-z-aCrxByRzCoa,
und wobei die Symbole x, y, z und a einschränkende Zusammensetzungsbereiche darstellen, welche die folgenden Werte erfüllen:
3 &le; x &le; 7 at%
15 &le; y &le; 20 at%
4 &le; z &le; 5,5 at%
1 &le; a &le; 10 at%
und wobei eine Weichmagnetphase bestend aus &alpha;-Eisen und einer ferromagnetischen Phase mit Eisen als Hauptbestandteil und eine Hartmagnetphase mit einer Kristallstruktur vom Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typ in dem kristallinen Aggregat koexistieren, und wobei die Durchschnittspartikelgröße des kristallinen Aggregats im Bereich von 1 nm bis 30 nm liegt, und wobei die magnetischen Eigenschaften wie folgt sind:
iHc > 5,17 · 10&sup5; A/m (6,5 kOe),
0,8 T (8 kG) &le; Br &le; 1 T (10 kG),
79,6 kJ/m³ (10 MGOe) &le; (BH)max &le; 95,5 kJ/m³ (12 MGOe).
4. Permanentmagnetmaterial auf der Basis von Eisen gemäß Anspruch 1, dessen Zusammensetzungsformel dargestellt ist durch
Fe100x-y-z-a-bCrxByRzCoaMb,
und wobei die Symbole x, y, z, a und b einschränkende Zusammensetzungsbereiche darstellen, welche die folgenden Werte erfüllen:
0,01 &le; x &le; 3 at%
15 &le; y &le; 20 at%
4 &le; 5,5 at%
1 &le; a &le; 10 at%
0,5 &le; b &le; 3 at%
und wobei eine Weichmagnetphase bestend aus &alpha;-Eisen und einer ferromagnetischen Phase mit Eisen als Hauptbestandteil und eine Hartmagnetphase mit einer Kristallstruktur vom Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typ in dem kristallinen Aggregat koexistieren, und wobei die Durchschnittspartikelgröße des kristallinen Aggregats im Bereich von 1 nm bis 30 nm liegt, und wobei die magnetischen Eigenschaften wie folgt sind:
3,98 · 10&sup5; A/m (5kOe) &le; iHc &le; 5,17 · 10&sup5;A/m (6,5 kOe),
Br > 1,02 T (10,2 kG),
(BH)max > 99,5 kJ/m³ (12,5 MGOe).
5. Permanentmagnetmaterial auf der Basis von Eisen gemäß Anspruch 1, dessen Zusammensetzungsformel dargestellt ist durch
Fe100-x-y-z-a-bCrxByRzCoaMb,
und wobei die Symbole x, y, z, a und b einschränkende Zusammensetzungsbereiche darstellen, welche die folgenden Werte erfüllen:
3 &le; x &le; 7 at%
15 &le; y &le; 20 at%
4 &le; z &le; 5,5 at%
1 &le; a &le; 10 at%
0,5 &le; b &le; 3 at%
und wobei eine Weichmagnetphase bestend aus &alpha;-Eisen und einer ferromagnetischen Phase mit Eisen als Hauptbestandteil und eine Hartmagnetphase mit einer Kristallstruktur vom Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typ in dem kristallinen Aggregat koexistieren, und wobei die Durchschnittspartikelgröße des kristallinen Aggregats im Bereich von 1 nm bis 30 nm liegt, und wobei die magnetischen Eigenschaften wie folgt sind:
iHc > 5,17 · 10&sup5; A/m (6,5 kOe),
0,82 T (8,2 kG) &le; Br &le; 1,02 T (10,2 kG),
83,6 kJ/m³ (10,5 MGOe) &le; (BH)max &le; 99,5 kJ/m³ (12,5 MGOe).
6. Permanentmagnetmaterial auf der Basis von Eisen gemäß Anspruch 1 mit folgenden magnetischen Eigenschaften:
iHc &ge; 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe),
Br &ge; 0,8 T (8 kG),
und
(BH)max &ge; 79,6 kJ/m³ (10 MGOe).
7. Permanentmagnetmaterial auf der Basis von Eisen gemäß Anspruch 1, dessen Zusammensetzungsformel dargestellt ist durch
Fe100-x-y-z-aCrxByRzCoa,
und wobei die Symbole x, y, z und a einschränkende Zusammensetzungsbereiche darstellen, welche die folgenden Werte erfüllen:
0,01 &le; x &le; 7 at%
15 &le; y &le; 30 at%
3 &le; z &le; 6 at%
0,01 &le; a &le; 30 at%
und wobei, nachdem das Material zu einem Pulver mit einer durschnittlichen Partikelgröße von 3 Mikrometern bis 500 Mikrometern pulverisiert wurde, es folgende magnetische Eigenschaften aufweist:
iHc &ge; 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe),
Br &ge; 0,7 T (7 kG),
(BH)max &ge; 63,7 kJ/m³ (8 MGOe).
8. Permanentmagnetmaterial auf der Basis von Eisen gemäß Anspruch 1, dessen Zusammensetzungsformel dargestellt ist durch
Fe100-x-y-z-a-bCrxByRzCOaMb.
und wobei die Symbole x, y, z, a und b einschränkende Zusammensetzungsbereiche darstellen, welche die folgenden Werte erfüllen:
0,01 &le; x &le; 7 at%
15 &le; y &le; 30 at%
3 &le; z &le; 6 at%
0,01 &le; a &le; 30 at%
0,01 &le; b &le; 10 at%
und wobei, nachdem das Material zu einem Pulver mit einer durschnittlichen Partikelgröße von 3 Mikrometern bis 500 Mikrometern pulverisiert wurde, es folgende magnetische Eigenschaften aufweist:
iHc &ge; 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe),
Br &ge; 0,72 T (7,2 kG),
(BH)max &ge; 66,8 kJ/m³ (8,4 MGOe).
9. Harzgebundener Permanentmagnet, erhältlich durch Verwendung des Permanentmagnetmaterials gemäß Anspruch 1,
wobei das Material, das zu einem Pulver mit einer durschnittlichen Partikelgröße von 3 Mikrometern bis 500 Mikrometern pulverisiert wurde und dann durch Bindung mit Harz zur Herstellung eines harzgebundenen Permanentmagneten in Form gebracht wurde, folgende magnetische Eigenschaften aufweist:
iHc &ge; 3,98 · 10&sup5; A/m (5 kOe),
Br &le; 0,55 T (5,5 kG),
(BH)max &ge; 47,7 kJ/m³ (6 MGOe).
10. Verfahren zur Herstellung eines Legierungspulvers zur Bindung mit Harz zur Herstellung eines seltenerdgebundenen Magneten; wobei das Verfahren das Schmelzen einer Zusammensetzung umfaßt, deren Formel dargestellt wird durch:
entweder
Fe100-x-y-z-aCrxByRzCoa
oder
Fe100x-y-z-a-bCrxByRzCoaMb
(wobei R eines oder eine Mischung aus Pr und Nd ist; und wobei es sich bei M um eines oder mehrere von Al, Si, S, Ni, Cu, Zn, Ga, Ag, Pt, Au, Pb handelt),
und wobei die Symbole x, y, z, a und b einschränkende Zusammensetzungsbereiche darstellen, welche die folgenden Werte erfüllen:
0,01 &le; x &le; 7 at%
15 &le; y &le; 30 at%
3 &le; z &le; 6 at%
0,01 &le; a &le; 30 at%
0,01 &le; b &le; 10 at%
dadurch gekennzeichnet, daß die geschmolzene Legierung rasch abgeschreckt wird, so daß im wesentlichen mehr als 90% der erstarrten Legierung amorph sind, und dann erneut auf eine Kristallisationstemperatur von 580ºC bis 750ºC erwärmt wird und auf dieser Temperatur über eine Zeitdauer von zehn Minuten bis zehn Stunden gehalten wird, ausreichend zur Umwandlung der im wesentlichen amorphen Struktur in ein kristallines Aggregat, worin eine Weichmagnetphase bestehend aus &alpha;-Eisen, einer ferromagnetischen Phase mit Eisen als Hauptbestandteil, und eine Hartmagnetphase mit einer Kristallstruktur vom Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typ koexistiert, wobei das kristalline Aggregat einen Durchschnittskristallpartikeldurchmesser von 1 nm bis 30 nm aufweist; und Pulversieren des Aggregats zur Herstellung des Pulvers.
11. Verfahren gemäß Anspruch 10 und wobei die rasche Erstarrung durch ein oder mehrere Verfahren ausgewählt aus Schmelzabschrecken und Gasatomisieren erreicht wird.
12. Verfahren gemäß einem der vorhergehenden Ansprüche 10 oder 11, und wobei die Wärmebehandlung in einer Argonatmosphäre erfolgt.
13. Verfahren gemäß einem der vorhergehenden Ansprüche 10 bis 12, und wobei das Aggregat zur Herstellung eines Pulvers mit einer Partikelgröße von 3 bis 500 Mikrometern pulversiert wird.
14. Verfahren gemäß einem der vorhergehenden Ansprüche 10 bis 13, und wobei das rasche Abschrecken und Erstarren mit Hilfe einer Walze erreicht wird, welche sich mit einer Geschwindigkeit im Bereich von 10 m/sec bis 50 m/sec dreht.
15. Verfahren gemäß einem der Ansprüche 10 bis 14, und wobei nach dem Abschrecken und Erstarren der geschmolzenen Legierung, so daß die Legierungsstruktur größtenteils amorph ist, die Legierung rasch auf etwa 500ºC erwärmt wird, wobei die Temperatur dann ständig erhöht wird, bei einer Rate von 10ºC bis 50ºC/Minute, auf eine Kristallisationstemperatur zwischen 600ºC und 750ºC.
16. Verfahren gemäß Anspruch 15, wobei die Kristallisationstemperatur sechs bis sieben Stunden in einer Inertgasatmosphäre und/oder in einem Vakuum mit einem Druck von weniger als 1,333 Pa (10&supmin;² Torr) gehalten wird.
17. Verfahren gemäß einem der Ansprüche 10 bis 16, wobei
das geschmolzene Material verarbeitet wird, erst durch ein rasches Erstarrungsverfahren, in ein amorphes Material oder ein Material, worin eine geringe Menge feiner Kristalle und amorphem Material koexistieren, und dann durch eine Wärmebehandlung, wobei bei der Wärmebehandlung zur Kristallisierung einer amorphen Legierung die Kristallisierungswärmebehandlung mit einer Erwärmungsrate zwischen 10ºC/Min. und 50ºC/Min. von nahe der Temperatur, bei welcher die Kristallisation beginnt, bis zu einer isothermen Wärmebearbeitungstemperatur zur Herstellung von magnetisch hartem Material erfolgt, wobei eine Weichmagnetphase bestehend aus &alpha;-Eisen und einer ferromagnetischen Legierung mit Eisen als Hauptbestandteil und eine Hartmagnetphase mit einer Kristallstruktur vom Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B-Typ in demselben Partikel koexistieren, und, wobei die Durschnittskristallpartikelgröße der Bestandteilphasen im Bereich von 1 nm bis 30 nm liegt.
18. Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagnetmaterials auf der Basis von Eisen gemäß Anspruch 17, wobei eine amorphe Legierung in Band-, Flocken- oder Pulverform, erhalten durch ein Schmelzabschreckverfahren, ein Spritzabschreckverfahren, ein Gasatomisierungsverfahren oder kombinierte Verfahren hiervon als Wärmebehandlungsvorläufermaterial verwendet wird.
19. Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagnetmaterials auf der Basis von Eisen gemäß Anspruch 17, wobei die Kristallisierungswärmebehandlung bei 600ºC bis 750ºC in einer Inertgasatmosphäre oder in einem Vakuum von einem Druck von weniger als 1,333 Pa (10&supmin;² Torr) erfolgt.
20. Seltenderdgebundener Magnet, wenn aus Harz hergestellt, gebunden mit einem Pulver des Permanentmagnetmaterials, hergestellt durch das Verfahren gemäß einem der vorhergehenden Ansprüche 10 bis 19.
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