DE69200130T2

DE69200130T2 - Magnetisches Material.

Info

Publication number: DE69200130T2
Application number: DE69200130T
Authority: DE
Inventors: Takahiro Hirai; Masashi Sahashi; Shinya Sakurada; Akihiko Tsutai
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1991-03-27
Filing date: 1992-03-26
Publication date: 1994-09-22
Anticipated expiration: 2012-03-27
Also published as: US5480495A; DE69200130D1; EP0506412A3; EP0506412A2; EP0506412B1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen für einen Dauermagneten, Haftmagneten oder ein sonstiges Material geeigneten magnetischen Werkstoff.
Als Seltenerde-Hochleistungsdauermagneten sind solche aus dem Sm-Co- und Nd-Fe-B-System bekannt. Sie werden bereits in Massenproduktion hergestellt. Diese Magneten enthalten hohe Anteile an Fe und Co, die zur Steigerung der Sättigungsmagnetisierung beitragen. Diese Magneten enthalten ferner Seltenerdeelemente, wie Nd und Sm. Seltenerdeelemente veranlassen aufgrund des Verhaltens von 4f Elektronen im Kristallfeld eine sehr hohe magnetische Anisotropie. Dies führt zu einer Erhöhung der Koerzitivkraft und zu einem Magneten hohen Leistungsvermögens. Solche Hochleistungsmagneten werden hauptsächlich in elektrischen Geräten, wie Lautsprechern, Motoren und Instrumenten, zum Einsatz gebracht.
In jüngster Zeit wurde andererseits eine intermetallische Verbindung mit ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur entwickelt. Diese Verbindung weist in Relation zu den 3d Übergangselementen, verglichen mit dem stöchiometrischen Anteil an Seltenerdeelementen bei den zu einem Sm-Co-Magneten und Nd-Fe-B- Magneten gehörenden intermetallischen Verbindungen, wie Sm&sub2;Co&sub1;&sub7; und Nd&sub2;Fe&sub1;&sub4;B, einen geringen stöchiometrischen Anteil an Seltenerdeelementen auf und enthält eine große Menge an 3d Übergangselementen. Folglich erreicht man eine große Sättigungsmagnetisierung und ein Produkt hoher maximaler Energie. Darüber hinaus enthält diese Verbindung (nur) einen geringen Anteil an einem teuren Seltenerdeelement und kann (somit) preisgünstig hergestellt werden.
In dem aus einer eisenreichen intermetallischen Verbindung bestehenden Dauermagnetmaterial findet sich jedoch eine große Menge an hauptsächlich aus α-Fe bestehender Verunreinigungsphase. Dadurch wird der Dauermagnet in seinen magnetischen Eigenschaften beeinträchtigt.
Weiterhin wurde auch bereits ein magnetisches Material, bei dem in das Kristallgitter der Hauptphase Zwischengitterelemente, wie N, C oder P, eingebaut wurden, entwickelt. Dieses magnetische Material ist in der Curie-Temperatur der Hauptphase, in der Sättigungsmagnetisierung und in der magnetischen Anisotropie deutlich verbessert.
Bei dem vorhandenen magnetischen Material mit den Zwischengitterelementen in der Hauptphase ist nichtsdestoweniger die Wärmestabilität der Hauptphase schlecht. So beginnt sich beispielsweise eine R&sub2;Fe&sub1;&sub7;-Stickstoff-Verbindung bei 600ºC in α-Fe und ein Seltenerdenitrid (RN) zu zersetzen. RFe&sub1;&sub1;Ti&sub1;-Nitrid mit ThMn&sub1;&sub2;-Struktur beginnt sich bei 450ºC zu zersetzen. Folglich bereitet es erhebliche Schwierigkeiten, eine ein Zwischengitterelement enthaltende Verbindung unter Vermeidung ihrer Zersetzung herzustellen. Durch Heißpressen oder Sinterungserwärmen auf eine über der Zersetzungstemperatur des magnetischen Materials liegende Temperatur läßt sich kein dichter Magnet herstellen.
Der vorliegenden Erfindung lag die Aufgabe zugrunde, ein magnetisches Material bereitzustellen, bei dem die Bildung einer Verunreinigungsphase von Fe, Co oder einer Fe-Co-Le- gierung unterdrückt ist, das als Hauptphase eine stabile ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur aufweist, sich durch hervorragende magnetische Eigenschaften auszeichnet und preisgünstig ist.
Der Erfindung lag ferner die Aufgabe zugrunde, ein magnetisches Material zu schaffen, bei dem die Bildung einer Verunreinigungsphase aus Fe, Co oder einer Fe-Co-Legierung unterdrückt ist, das eine ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur mit eingebautem Zwischengitterelement als Hauptphase aufweist, sich durch hervorragende magnetische Eigenschaften, eine verbesserte Wärmestabilität der ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur und verbesserte magnetische Kennwerte, z.B. Curie-Temperatur, auszeichnet und preisgünstig ist.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines magnetischen Materials, bei dem die Bildung einer Verunreinigungsphase von Fe, Co oder einer Fe-Co- Legierung unterdrückt ist, das als Hauptphase eine stabile TbCu&sub7;-Kristallstruktur aufweist, sich durch hervorragende magnetische Eigenschaften auszeichnet und preisgünstig ist.
Eine andere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht schließlich in der Schaffung eines magnetischen Materials, bei dem die Bildung einer Verunreinigungsphase von Fe, Co oder einer Fe-Co-Legierung unterdrückt ist, das eine TbCu&sub7;- Kristallstruktur mit eingebautem Zwischengitterelement als Hauptphase aufweist, sich durch hervorragende magnetische Eigenschaften, eine verbesserte Wärmestabilität der TbCu&sub7;- Kristallstruktur und verbesserte magnetische Kennwerte, z.B. Curier-Temperatur, auszeichnet und preisgünstig ist.
Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist somit ein magnetisches Material, ausgedrückt durch die allgemeine Formel
R1xR2ySizMuTv
worin bedeuten:
R1 Zr und/oder Hf;
R2 mindestens ein Seltenerdeelement;
M mindestens ein Element, ausgewählt aus C, N und P;
T Fe und/oder Co;
x + y + z + u + v = 100, wobei x, y, z, u und v für Atomprozente stehen, die einzeln wie folgt definiert sind: 0,1 ≤ x ≤ 20; 2 ≤ y ≤ 20; 0,5 ≤ z ≤ 20; 0 ≤ u ≤ 20; v ≥ 50, und wobei die Hauptphase eine ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur aufweist.
Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist insbesondere ein magnetisches Material, ausgedrückt durch die allgemeine Formel
R1xR2ySizTv
worin bedeuten:
R1 Zr und/oder Hf;
R2 mindestens ein Seltenerdeelement;
T Fe und/oder Co;
x + y + z + u + v = 100, wobei x, y, z und v für Atomprozente stehen, die einzeln wie folgt definiert sind: 0,1 ≤ x ≤ 20; 2 ≤ y ≤ 20; 0,5 ≤ z ≤ 20; v ≥ 50 und
wobei die Hauptphase eine ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur aufweist, sowie ein magnetisches Material, ausgedrückt durch die allgemeine Formel
R1xR2ySizMuTv
worin bedeuten:
R1 Zr und/oder Hf;
R2 mindestens ein Seltenerdeelement;
M mindestens ein Element, ausgewählt aus C, N und P;
T Fe und/oder Co;
x + y + z + u + v = 100, wobei x, y, z, u und v für Atomprozente stehen, die einzeln wie folgt definiert sind: 0,1 ≤ x ≤ 20; 2 ≤ y ≤ 20; 0,5 ≤ z ≤ 20; 0 ≤ u; v ≥ 50, und
wobei die Hauptphase eine ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur aufweist.
Unter der Hauptphase ist im vorliegenden Falle diejenige Phase zu verstehen, die das größte Volumen der Kristallphasen und Nicht-Kristallphasen in der Verbindung einnimmt.
Im folgenden werden die bei der Bildung der erfindungsgemäßen magnetischen Materialien eingesetzten Einzelkomponenten beschrieben:

(1) Element R1

Bei dem verwendeten Element R1 handelt es sich um Zr, Hf oder ein Gemisch aus Zr und Hf. Das Element R1 besetzt die Seltenerdestelle der ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur und trägt dazu bei, daß sich diese Struktur mit hervorragender Phasenstabilität bildet. Das Element R1 dient ferner zur Verbesserung der Wärmestabilität der Verbindung, wenn das Element M (d.h. das Zwischengitterelement) als unentbehrliche Komponente mitverwendet wird.
Wenn der Anteil an dem Element R1 weniger als 0,1 Atom-% beträgt, bildet sich viel α-Fe. Eine Hohe Koerzitivkraft läßt sich in diesem Falle nicht erreichen. Wenn andererseits das Element R1 20 Atom-% übersteigt, wird der Anteil an dem Element T (Fe, Co) relativ gering, wobei die Sättigungsmagnetisierung extrem sinkt. Ein bevorzugter Gehalt an dem Element R1 liegt im Bereich von 0,5 - 6 Atom-%.

(2) Element R2

Ein durch R&sub2; dargestelltes Seltenerdeelement ist La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu und Y alleine oder in Mischung aus zwei oder mehreren dieser Elemente. Das Elemente R&sub2; ist für die Bildung einer ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur unverzichtbar und trägt zur magnetischen Anisotropie bei.
Von den genannten Seltenerdeelementen eignet sich insbesondere Sm zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften.
Wenn jedoch als wesentliche Komponente das Element M (ein Zwischengitterelement) zugesetzt wird, eignet sich von den Seltenerdeelementen mindestens eines, nämlich Pr und Nd, (besonders) gut zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften.
Liegt der Gehalt an dem Element R&sub2; unter 2 Atom-%, bereitet es Schwierigkeiten, die ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur auszubilden. Wenn andererseits das Element R2 20 Atom-% übersteigt, wird der Anteil an dem Element T (Fe, Co) relativ gering, wobei die Sättigungsmagnetisierung extrem verringert wird. Ein bevorzugter Anteil an dem Element R2 liegt im Bereich von 2 - 16 Atom-%.
Nebenbei sollte die Summe der Elemente R1 und R2 im Bereich von 4 - 20 Atom-% liegen. Durch eine derartige Festlegung des Gesamtgehalts an den Elementen R1 und R2 kann man ein magnetisches Material herstellen, das sowohl eine hervorragende magnetische Anisotropie als auch eine hohe Koerzitivkraft aufweist. Vorzugsweise sollte die Summe der Elemente R1 und R2 im Bereich von 6 - 16 Atom-% liegen.
Man kann einen Teil des Elements R2 durch Ti ersetzen. Die Ersatzmenge an Ti ist auf einen Wert beschränkt, bei dem es nicht zu einer Beeinträchtigung der magnetischen Eigenschaften des magnetischen Materials kommt. Die Ersatzmenge an Ti kann beispielsweise im Bereich von 90% der Menge an dem Element R1 liegen.

(3) Si

Si ist ein wirksamer Elementbestandteil für die Bildung einer stabilen ThMn&sub1;&sub2;-Phase. Si ist ferner hinsichtlich der Verbesserung der Wärmestabilität der ThMn&sub1;&sub2;-Phase mit dem Element M (Zwischengitterelement) extrem wirksam.
Die Wirkung von Si stellt sich bei Zusatz von 0,5 Atom-% oder mehr ein. Wenn jedoch der Gehalt 20 Atom-% übersteigt, ist die Sättigungsmagnetisierung extrem gering. Ein bevorzugter Si-Gehalt liegt im Bereich von 0,5 - 15 Atom-%.

(4) Element T

Bei dem Element T handelt es sich um Fe und/oder Co. Die Wirkung des Elements T erreicht man bei Zusatz von 50 Atom-% oder mehr.
Ein Teil des Elements T kann durch mindestens eine Elementart, ausgewählt aus Cr, V, Mo, W, Mn, Ni, Ga und Al ersetzt werden, um den Anteil der ThMn&sub1;&sub2;-Phase an der Gesamtverbindung zu erhöhen. Wenn jedoch zu viel Element T durch diese Elemente ersetzt wird, sinkt die Magnetflußdichte. Die Ersatzmenge des Elements T beträgt vorzugsweise 20 Atom-% oder weniger.

(5) Element M

Das Element M besteht aus C, N oder P oder einer Mischung aus mindestens zwei dieser Elemente. Durch Zusatz eines solchen Elements M, das sich prinzipiell in der Zwischenraumlage der ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur befindet, läßt sich das Kristallgitter im Vergleich zu einem Fall ohne das Element M aufweiten und die Energiebandstruktur variieren. Die Curie- Temperatur, die Sättigungsmagnetisierung und die magnetische Anisotropie werden verbessert.
Wenn der Gehalt an dem Element M 20 Atom-% übersteigt, bereitet die Bildung der ThMn&sub1;&sub2;-Phase Schwierigkeiten. Damit das Element M seine Wirkung zur Geltung bringen kann, beträgt dessen Untergrenze vorzugsweise 0,5 Atom-%.
Gegenstand der Erfindung ist ferner ein magnetisches Material, ausgedrückt durch die allgemeine Formel
R1xR2ySizMuTv
worin bedeuten:
R1 Zr und/oder Hf;
R2 mindestens ein Seltenerdeelement;
M mindestens ein Element, ausgewählt aus C, N und P;
T Fe und/oder Co;
x + y + z + u + v = 100, wobei x, y, z, u und v für Atomprozente stehen, die einzeln wie folgt definiert sind: 0,1 ≤ x ≤ 20; 2 ≤ y =≤ 20; 0,5 ≤ z ≤ 20; 0 ≤ u ≤ 20; v ≥ 50, und wobei die Hauptphase eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur aufweist.
Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung auch ein magnetisches Material, ausgedrückt durch die allgemeine Formel
R1xR2ySizTv
worin bedeuten:
R1 Zr und/oder Hf;
R2 mindestens ein Seltenerdeelement;
T Fe und/oder Co;
x + y + z + v = 100, wobei x, y, z und v für Atomprozente stehen, die einzeln wie folgt definiert sind: 0,1 ≤ x ≤ 20; 2 y 20; 0,5 ≤ z ≤ 20; v ≥ 50, und
wobei die Hauptphase eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur aufweist, sowie ein magnetisches Material, ausgedrückt durch die allgemeine Formel
R1xR2ySizMuTv
worin bedeuten:
R1 Zr und/oder Hf;
R2 mindestens ein Seltenerdeelement;
M mindestens ein Element, ausgewählt aus C, N und P;
T Fe und/oder Co;
x + y + z + u + v = 100, wobei x, y, z, u und v für Atomprozente stehen, die einzeln wie folgt definiert sind: 0,1 ≤ x ≤ 20; 2 ≤ y ≤ 20; 0,5 ≤ z ≤ 20; 0 ≤ u; v ≥ 50, und
wobei die Hauptphase eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur aufweist.
Unter der Hauptphase ist im vorliegenden Falle diejenige Phase zu verstehen, die das größte Volumen der Kristallphasen und Nicht-Kristallphasen in der Verbindung einnimmt.
Die zur Bildung der erfindungsgemäßen magnetischen Materialien mit der TbCu&sub7;-Kristallstruktur als Hauptphase eingesetzten Komponenten werden im folgenden detailliert beschrieben.
Die Elemente R1 und R2 werden in Erwartung der bereits geschilderten Wirkungen zugesetzt. Als Element R2 eignet sich Sm (besonders) gut zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften. Wenn jedoch das Element M (Zwischengitterelement) als essentielle Komponente zugesetzt wird, eignet sich zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften von den R2-Elementen mindestens eines der folgenden: Pr, Nd und Sm.
Si stellt ein wirksames Element zur Bildung einer stabilen TbCu&sub7;-Phase dar. Si eignet sich ferner in höchst wirksamer Weise zur Verbesserung der Wärmestabilität der TbCu&sub7;-Phase mit dem Elemente M (Zwischengitterelement). Der Gehalt an Si ist aus den bereits genannten Gründen begrenzt.
Bei dem Element T handelt es sich um Fe und/oder Cu, ein Teil des Elements T kann durch mindestens eines der folgenden Elemente Cr, V, Mo, W, Mn, Ni, Ga und Al ersetzt werden.
Das Element M befindet sich prinzipiell in Zwischenraumlage der TbCu&sub7;-Hauptkristallstruktur. Sein Zusatz ist aus den bereits genannten Gründen begrenzt.
Im folgenden wird ein Verfahren zur Herstellung des magnetischen Materials erläutert.
Zunächst wird - wie folgt - eine pulverförmige Legierung hergestellt.
(1) Unter Verwendung spezieller Mengen an den Elementen R1, R2, Si und T und erforderlichenfalls unter Zusatz des Elements M wird eine pulverförmige Legierung hergestellt. Hierbei wird das pulverförmige Material durch Lichtbogenschmelzen oder Induktionsschmelzen erschmolzen und zur Herstellung einer Legierung der gewünschten Zusammensetzung vergossen. Die erhaltene Legierung wird zerkleinert.
(2) Die Mischung aus den Elementen R1, R2, Si und T sowie erforderlichenfalls M läßt sich durch Ausüben einer mechanischen Energie im Rahmen der mechanischen Legierungsmethode oder der mechanischen Mahlmethode legieren. Diese Methoden stellen die Maßnahme zum Legieren durch Festphasenreaktion des Pulvergemischs oder Blocks mit den Elementen R1, R2, Si und T dar. Praktische Methoden zur Einleitung der Festphasenreaktion umfassen ein Verfahren, bei dem auf das Pulver eine mechanische Schlagwirkung ausgeübt wird, indem man das Materialgemisch in eine Planetenkugelmühle, eine Drehkugelmühle, ein Mahlwerk, eine Vibrationskugelmühle, eine Schneckenkugelmühle u.dgl. füllt. Hierbei wird das Materialpulver zu kleinen Stücken vermahlen. Verschiedene Atome diffundieren wechselseitig an den wechselseitigen Berührungsstellen der dünnen Stücke, so daß das Materialgemisch homogen vereinigt wird.
(3) Die pulverförmige Legierung der gewünschten Zusammensetzung erhält man nach der Flüssigkeitsabschreckmethode.
Aufgrund der Ergebnisse von durch die Erfinder der vorliegenden Erfindung durchgeführten Versuchen ist es wahrscheinlich, daß in der durch Erschmelzen durch Lichtbogenschmelzen oder Induktionsschmelzen erhaltenen Legierung die ThMn&sub1;&sub2;- Phase zur Hauptphase wird.
Darüber hinaus wird in der durch Wärmebehandeln nach der mechanischen Legierungsmethode oder mechanischen Mahlmethode erhaltenen pulverförmigen Legierung wahrscheinlich die TbCu&sub7;-Phase die Hauptphase.
In der durch die Flüssigkeitsabschreckmethode gebildeten pulverförmigen Legierung kann die Hauptphase je nach der Abkühlgeschwindigkeit oder der Zusammensetzung entweder die ThMn&sub1;&sub2;-Phase oder die TbCu&sub7;-Phase sein. Wenn beispielsweise in der Legierung Si in einer Menge von 15 Atom-% entfalten ist, wird bei langsamer Abkühlgeschwindigkeit die ThMn&sub1;&sub2;- Phase zur Hauptphase. Ist die Abkühlgeschwindigkeit rasch, bildet sich eine Verbindung, in der die TbCu&sub7;-Phase die Hauptphase ist. Bei konstanter Abkühlgeschwindigkeit ist in der 15 Atom-% Si enthaltenden Legierung die ThMn&sub1;&sub2;-Phase die Hauptphase. Bei der Legierung mit 8 Atom-% gibt es eine Verbindung mit der TbCu&sub7;-Phase als Hauptphase.
Die erhaltene pulverförmige Legierung wird in einer Inertgasatmosphäre oder im Vakuum 0,1 - 100 h lang auf 300 - 1000ºC erwärmt, wodurch die Koerzitivkraft deutlich verbessert wird. Auf diese Wärmebehandlung kann jedoch auch verzichtet werden, wenn im Falle der Herstellung beispielsweise eines magnetischen Materials mit Stickstoff als Element M eine Nitridbildung erfolgt. Ferner kann auf die Wärmebehandlung auch beim Heißpressen oder einer Heißplastifizierungsbehandlung zur Herstellung eines Dauermagneten verzichtet werden.
Im folgenden werden Verfahren zur Herstellung eines magnetischen Materials mit Stickstoff als Element M erläutert.
Bei dem ersten Verfahren wird als Element M verwendeter Stickstoff in die pulverförmige Legierung zulegiert, indem man die pulverförmige Legierung 0,1 - 100 h lang in einer Stickstoffgasatmosphäre bei einem Druck von 0,001 - 2 Atmosphäre(n) auf 300 - 800ºC erwärmt.
Die Nitridierungsatmosphäre kann - anstatt aus gasförmigem Stickstoff - auch aus einer gasförmigen Stickstoffverbindung, z.B. Ammoniak, bestehen. Der Partialdruck von Stickstoff oder der Stickstoffverbindung oder eines Gasgemischs derselben liegt vorzugsweise im Bereich von 0,001 - 2 Atmosphäre(n).
Bei der Nitridierungsbehandlung kann man neben gasförmigem Stickstoff oder einer gasförmigen Stickstoffverbindung auch ein anderes stickstoffreies Gas zumischen. Beim Zumischen von Sauerstoff sollte jedoch der Partialdruck von Sauerstoff bei 0,02 Atmosphären oder weniger gehalten werden, um eine Beeinträchtigung der magnetischen Eigenschaften infolge einer Oxidbildung während der Wärmebehandlung zu vermeiden.
Die Nitridierungsbehandlung kann auch nach einer zur Verbesserung der Koerzitivkraft durchgeführten Wärmebehandlung erfolgen.
Bei einem zweiten Verfahren wird der als Element M verwendete Stickstoff in die pulverförmige Legierung durch Einleitung einer Festphasenreaktion zulegiert. Hierbei wird bei dem Verfahren zur Herstellung der pulverförmigen Legierung ein Nitrid, wie SiN und RN, als Ausgangsmaterial eingesetzt.
Aus der nach den geschilderten Verfahren erhaltenen pulverförmigen Legierung (gemäß der Erfindung) läßt sich der folgende Dauermagnet und Haftmagnet herstellen.
(a) Einen Dauermagneten erhält man durch Ausformen der pulverförmigen Legierung in einer vereinheitlichten Form hoher Dichte (Pulverpreßling) durch Heißpressen oder Heißtauchpressen (HIP). Durch Anlegen eines Magnetfeldes an den erhaltenen Formling zur Ausrichtung der Kristallorientierung läßt sich ein Magnet hoher Magnetflußdichte herstellen. Darüber hinaus kann man nach dem Heißpressen oder HIP durch Druckbehandeln bei einer Temperatur von 300 - 700ºC zur plastischen Deformierung eine magnetische Orientierung in der leicht zu magnetisierenden Achse erreichen.
(b) Die pulverförmige Legierung wird unter Verwendung eines metallischen Bindemittels aus einem Metall, wie Al, Pb, Sn, Zn, Mg oder einer Legierung, zur Herstellung eines Dauermagneten gebunden.
(c) Ein Dauermagnet läßt sich auch durch Sintern der pulverförmigen Legierung herstellen.
(d) Die pulverförmige Legierung wird mit einem Harz, z.B. einem Epoxyharz oder Nylon, gemischt und zu einem Haftmagnet ausgeformt. Bei Verwendung des wärmehärtbaren Epoxyharzes sollte nach dem Formpressen vorzugsweise bei einer Temperatur von 100 - 200 ºC gehärtet werden. Bei Verwendung des thermoplastischen Harzes Nylon ist es zweckmäßig, sich eines Spritzgußverfahrens zu bedienen.
Bei dem erfindungsgemäßen Material ist die Bildung einer Verunreinigungsphase von Fe, Co oder einer Fe-Co-Legierung unterdrückt. Als Hauptphase hat sich eine stabile ThMn&sub1;&sub2;- Kristallstruktur gebildet. Folglich weist das erfindungsgemäße Material bei niedrigen Herstellungskosten hervorragende magnetische Eigenschaften auf.
Bei der intermetallischen Seltenerde/Eisen-Verbindung hängt die stabile Bildung der ThMn&sub1;&sub2;-Phase als Hauptphase in hohem Maße vom Atomradius des Elements an der Seltenerdestelle ab. Insbesondere dann, wenn man den Atomradius des die Seltenerdestelle besetzenden Elements verkleinert, läßt sich eine stabile ThMn&sub1;&sub2;-Phase ausbilden. Wenn im Gegensatz dazu der Atomradius des die Seltenerdestelle besetzenden Elements 1,84 A übersteigt, kann keine stabile ThMn&sub1;&sub2;-Phase gebildet werden.
Bei den Seltenerdeelementen wird mit zunehmendem Atomgewicht der Atomradius infolge Lanthanidenkontraktion kleiner. So ist beispielsweise im Falle einer intermetallischen Seltenerde/Eisen-Verbindung mit einem leichten Seltenerdeelement geringeren Atomgewichts als Sm, d.h. größerem Atomradius als Sm, die Bildung einer hauptsächlich aus α-Fe bestehenden Verunreinigungsphase dominant. Folglich erhält man keine intermetallische Seltenerde/Eisen-Verbindung mit der ThMn&sub1;&sub2;- Phase als Hauptphase.
Andererseits kann selbst im Falle eines leichtgewichtigen Seltenerdelements großen Atomradius durch Vermischen mit einem leichten Seltenerdeelement höheren Atomgewichts, d.h. einem leichten Seltenerdeelement oder einem schweren Seltenerdeelement kleineren Atomradius der durchschnittliche Atomradius des gesamten Seltenerdeelements an der Seltenerdestelle vermindert werden. Als Ergebnis kann sich eine stabile ThMn&sub1;&sub2;-Phase bilden. Jedoch ist eine solche intermetallische Seltenerde/Eisen-Verbindung in ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur durch die Kombination spezieller Seltenerdeelemente begrenzt. Folglich können die magnetischen Eigenschaften durch die Kombination von Seltenerdeelementen geopfert werden.
Die vorliegende Erfindung kann bei einer durch die allgemeine Formel R1xR2ySizTv ausgedrückten Kombination die Bildung einer Verunreinigungsphase von Fe, Co oder einer Fe-Co- Legierung durch Ersatz eines Teils des Seltenerdeelements von R2 durch Zr oder Hf von R1 unterdrücken, so daß ein magnetisches Material mit stabil gebildeter ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur als Hauptphase erhalten werden kann. Da Zr und Hf im Vergleich zu Seltenerdeelementen einen geringeren Atomradius aufweisen, läßt sich durch Einmischen von Zr oder Hf in das Seltenerdeelement der Atomradius der die Seltenerdestelle besetzenden Elemente innerhalb eines breiten Bereichs steuern. Ohne Beschränkung durch mindestens ein Element, ausgewählt aus Seltenerdeelementen, kann man im Ergebnis durch Kombinieren von Zr und Hf mit verschiedenen Seltenerdeelementen eine stabile ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur als Hauptphase bilden.
Folglich läßt sich ein magnetisches Material mit stabiler ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur als Hauptphase und hervorragenden magnetischen Eigenschaften herstellen. Unter Verwendung des Elements T (Fe, Co) als Teil der Zusammensetzung und Ersatz eines Teils des Seltenerdeelements durch Zr oder Hf als R1, läßt sich viel teures Seltenerdeelement einsparen. Folglich erhält man das magnetische Material auf preisgünstige Art und Weise.
Bei einem anderen magnetischen Material gemäß der Erfindung wird die Bildung einer Verunreinigungsphase von Fe, Co oder einer Fe-Co-Legierung unterdrückt und eine ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur mit eingebautem Zwischengitterelement als Hauptphase zur Verstärkung der magnetischen Eigenschaften gebildet, wobei die Wärmestabilität der ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur erhöht, die Curie-Temperatur verbessert und die Kosten gesenkt werden können.
Zur Bildung einer stabilen ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur in einer intermetallischen Seltenerde/Eisen-Verbindung ist es erforderlich, einen kleinen Anteil Fe durch Elemente, wie Si, Cr, V, Ti, Mo, W, Mn, Ga oder Al, zu ersetzen.
Andererseits kann in einem binären Seltenerde/Eisen-System auch die Th&sub2;Zn&sub1;&sub7;-Kristallstruktur und die Th&sub2;Ni&sub1;&sub7;-Kristallstruktur gebildet werden. Durch Einbau der Zwischengitterelemente, wie N und C, in das Kristallgitter dieser Th&sub2;Zn&sub1;&sub7;- Phase und Th&sub2;Ni&sub1;&sub7;-Phase werden bekanntlich die magnetischen Eigenschaften wirksam verbessert. Wenn in der ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur Ti, V oder Mo als stabilisierende Elemente genutzt werden, läßt sich bekanntlich die Wirkung der Zwischengitterelemente erkennen.
Erfindungsgemäß kann man bei einer durch die allgemeine Formel R1xR2ySizMuTv wiedergegebenen Zusammensetzung ein magnetisches Material bereitstellen, bei dem die Bildung einer Verunreinigungsphase von Fe, Co oder einer Fe-Co-Le- gierung in der geschilderten Weise unterdrückt ist.
Darüber hinaus ist, wie aus der allgemeinen Formel hervorgeht, bei Vorhandensein der ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur mit eingebauten Zwischengitterelementen als Hauptphase die Curie- Temperatur verbessert, wobei sich ein magnetisches Material hervorragender magnetischer Eigenschaften erhalten läßt. Durch Zulegieren von Si als stabilisierendes Element kann weiterhin die Wärmeinstabilität der ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur infolge Einbau des Zwischengitterelements M beseitigt werden. Das erfindungsgemäße magnetische Material besitzt im Vergleich zu einem Fall mit Ti, V oder Mo in der speziellen Kristallstrukturphase, in die das Zwischengitterelement - wie geschildert - eingebaut ist, eine extrem gute Wärmestabilität. Aufgrund einer derartigen Verbesserung der Wärmestabilität läßt sich die das Zwischengitterelement enthaltende Verbindung leichter herstellen und heiß pressen. Unter Verwendung des durch Heißpressen erhaltenen dichteren Pulverpreßlings läßt sich ein Dauermagnet hervorragender magnetischer Eigenschaften herstellen. Das Element R1 dient ferner zur Verbesserung der Wärmestabilität der ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur, in die das Zwischengitterelement eingebaut ist.
Bei einem anderen erfindungsgemäßen magnetischen Material der durch die allgemeine Formel R1xR2ySizTv angegebenen Zusammensetzung ist die Bildung einer Verunreinigungsphase von Fe, Co oder einer Fe-Co-Legierung unterdrückt und es wird eine stabile TbCu&sub7;-Kristallstruktur als Hauptphase gebildet. Folglich zeigt es (das Material) hervorragende magnetische Eigenschaften bei gesenkten Herstellungskosten.
Bei einem weiteren erfindungsgemäßen magnetischen Material der durch die allgemeine Formel R1xR2ySizMuTv ausgedrückten Zusammensetzung ist die Bildung einer Verunreinigungsphase von Fe, Co oder einer Fe-Co-Legierung unterdrückt und eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur mit zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften eingebauten Zwischengitterelementen als Hauptphase entstanden. Hierbei ist die Wärmestabilität der TbCu&sub7;- Kristallstruktur erhöht, die Curie-Temperatur verbessert und eine Kostensenkung erreicht. Folglich ist wie bei dem magnetischen Material mit der ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur ein Heiß pressen bei hoher Temperatur möglich. Unter Verwendung eines dichteren Pulverpreßlings kann man einen Dauermagneten hervorragender magnetischer Eigenschaften herstellen.
Diese Erfindung läßt sich anhand der folgenden detaillierten Beschreibung in Verbindung mit den beigefügten Zeichnungen besser verstehen. In den Zeichnungen zeigen:
Fig. 1 ein Diagramm eines Röntgenstrahlenbeugungsmusters eines magnetischen Materials gemäß einer erfindungsgemäßen Ausführungsform 1;
Fig. 2 ein Diagramm eines Röntgenstrahlenbeugungsmusters eines magnetischen Vergleichsmaterials 1;
Fig. 3 ein Diagramm eines Röntgenstrahlenbeugungsmusters eines magnetischen Materials gemäß einer erfindungsgemäßen Ausführungsform 13;
Fig. 4 ein Diagramm eines Röntgenstrahlenbeugungsmusters eines magnetischen Materials einer erfindungsgemäßen Ausführungsform 23;
Fig. 5 ein Diagramm eines Röntgenstrahlenbeugungsmusters eines magnetischen Materials gemäß einer erfindungsgemäßen Ausführungsform 28 und
Fig. 6 ein Diagramm eines Röntgenstrahlenbeugungsmusters eines magnetischen Vergleichsmaterials 2.
Einige bevorzugte erfindungsgemäße Ausführungsformen werden im folgenden detailliert beschrieben.

Ausführungsform 1

Hochreines Zr, Nd, Si und Fe wurden in Atomanteilen von 2 Atom-% Zr, 6 Atom-% Nd, 16 Atom-% Si und zum Rest Fe gemischt. Dieses Materialgemisch wurde mit Hilfe eines Lichtbogens in einer Argonatmosphäre erschmolzen, wobei ein Block erhalten wurde. Kleine Stücke des Blocks wurden in ein Quarzrohr mit einer Düse (eines Durchmessers von 0,8 mm) gefüllt. In vertikaler Stellung des Quarzrohrs wurde der Block durch Hochfrequenzinduktionserwärmen in einer Ar- Atmosphäre erschmolzen. Danach wurde der Oberseite des Quarzrohrs gasförmiges Ar mit einem Druck von etwa 300 Torr zugeführt. Die in dem Quarzrohr befindliche erschmolzene Legierung wurde aus der Düse zum Abschrecken auf eine rasch mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 10 m/s umlaufende Kupferwalze aufgespritzt, wobei ein rasch erstarrendes Band erhalten wurde. Ausführungsformen 2 bis 11 Durch Behandeln der Materialien einer Zusammensetzung entsprechend Tabelle 1 gemäß den bei der Ausführungsform 1 geschilderten Maßnahmen wurden zehn rasch erstarrende Bänder erhalten.

Vergleichsmaterial 1

Eine Ausgangsmaterialmischung von hochreinem Nd, Si und Fe in Atomanteilen von 8 Atom-% Nd, 16 Atom-% Si und zum Rest Eisen wurde in der bei der Ausführungsform 1 geschilderten Weise verarbeitet, wobei ein rasch erstarrendes Band erhalten wurde.
Die Kristallstrukturen der erhaltenen Bänder gemäß den Ausführungsformen 1 bis 11 wurden durch Röntgenstrahlenbeugung ermittelt. Die Ergebnisse finden sich in Tabelle 1. TABELLE 1 Legierungszusammensetzung (bal steht für "Rest") Röntgenstrahlenhauptpeak Intensitätsverhältnis der ThMn&sub1;&sub2;-Phase Ausführungsform
Darüber hinaus wurden von den Bändern aus dem Material gemäß der Ausführungsform 1 und dem Vergleichsmaterial 1 unter Benutzung von CuKα-Strahlung Röntgenstrahlenbeugungsmuster erstellt. Die Ergebnisse finden sich in Fig. 1 bzw. 2.
Aus Tabelle 1 und Fig. 1 geht hervor, daß bei den Bändern aus den Materialien der Ausführungsformen 1 bis 11 bekanntlich die ThMn&sub1;&sub2;-Phase als Hauptphase gebildet wird. Im Gegensatz dazu hat sich in dem Band aus dem Vergleichsmaterial 1 ähnlicher Zusammensetzung, wie sie das Material gemäß Ausführungsform 1 aufweist, jedoch ohne Zr-Zusatz, wie aus Fig. 2 hervorgeht, α-Fe und überhaupt keine ThMn&sub1;&sub2;-Phase gebildet.

Ausführungsform 12

Hochreines Zr, Sm, Si und Fe wurden in Atomanteilen von 0,5 Atom-% Zr, 8 Atom-% 5m, 16 Atom-% Si und Rest Eisen gemischt. Dieses Materialgemisch wurde dann mit Hilfe eines Lichtbogens in einer Ar-Atmosphäre zur Herstellung eines Blocks erschmolzen. Kleine Stücke des Blocks wurden in ein Quarzrohr mit einer Düse (eines Durchmessers von 0,8 mm) gefüllt. In vertikaler Stellung des Quarzrohrs wurde der Block in einer Ar-Atmosphäre durch Hochfreguenzinduktionserwärmung erschmolzen. Danach wurde der Oberseite des Quarzrohrs gasförmiges Ar mit einem Druck von etwa 300 Torr zugeführt. Die in dem Quarzrohr befindliche erschmolzene Legierung wurde zum Abschrecken aus der Düse auf eine rasch mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 30 m/s umlaufende Kupferwalze aufgespritzt, wobei ein sich rasch verfestigendes Band erhalten wurde.
Die Kristallstruktur des erhaltenen Bandes wurde durch Röntgenstrahlenbeugung bestimmt. Hierbei zeigte es sich, daß die Hauptphase aus einer ThMn&sub1;&sub2;-Phase bestand.
Nach 10-minütigem Erwärmen dieses Bandes im Vakuum auf 800ºC wurden dessen magnetische Eigenschaften bestimmt. Hierbei zeigte es sich, daß die Remanenz 5,6 kG und die Koerzitivkraft 3,6 kOe betrugen. Dies bestätigte die außerordentlich guten magnetischen Eigenschaften.

Ausführungsform 13

Hochreines Zr, Nd, Si und Fe wurden in Atomanteilen von 4 Atom-% Zr, 4 Atom-% Nd, 4 Atom-% Si und Rest Eisen gemischt. Das erhaltene Materialgemisch wurde zur Herstellung eines Blocks mittels eines Lichtbogens in einer Ar-Atmosphäre erschmolzen. Kleine Stücke des Blocks wurden in ein mit einer Düse (eines Durchmessers von 0,8 mm) ausgestattetes Quarzrohr gefüllt. In senkrechter Stellung des Quarzrohrs wurde der Block in einer Ar-Atmosphäre durch Hochfreguenzinduktionserwärmung erschmolzen. Danach wurde der Oberseite des Quarzrohrs gasförmiges Ar mit einem Druck von etwa 300 Torr zugeführt. Die in dem Quarzrohr befindliche erschmolzene Legierung wird zum Abschrecken aus der Düse auf eine rasch mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 30 m/s umlaufende Kupferwalze aufgespritzt. Hierbei wurde ein sich rasch verfestigendes Band erhalten.

Ausführungsformen 14 bis 22

Durch Verarbeiten der Materialien einer Zusammensetzung entsprechend Tabelle 2 nach den Maßnahmen gemäß Ausführungsform 13 wurden neun Bänder hergestellt.
Die Kristallstrukturen der erhaltenen Bänder der Ausführungsformen 13 bis 22 wurden durch Röntgenstrahlenbeugung ermittelt. Die Ergebnisse finden sich in Tabelle 2. TABELLE 2 Legierungszusammensetzung (bal steht für "Rest") Röntgenstrahlenhauptpeak Intensitätsverhältnis der TbCu&sub7;-Phase Ausführungsform
Bei dem aus dem Material gemäß Ausführungsform 13 erhaltenen Band wurde das Röntgenstrahlenbeugungsmuster auch unter Benutzung der CuKα-Strahlung ermittelt. Das Ergebnis findet sich in Fig. 3.
Aus Tabelle 2 und Fig. 3 geht hervor, daß bei den Bändern aus den Materialien der Ausführungsformen 13 bis 22 die TbCu&sub7;-Phase als Hauptphase vorhanden war.

Ausführungsformen 23 bis 27

Hochreine Pulver von Nd, Sm, Pr, Zr, Hf, Ti, Mo, Si, W, Ga, C, Fe und Co wurden in vorgegebener Weise gemischt und mittels eines Lichtbogens in einer Ar-Atmosphäre erschmolzen. Durch Eingießen der Schmelzen in eine Form wurden fünf Blöcke hergestellt. Die Blöcke wurden mit Hilfe eines Mörsers auf eine mittlere Teilchengröße von 50 - 100 um vermahlen und 2 h lang in einer Stickstoffgasatmosphäre eines Drucks von 1 Atmosphäre auf Temperaturen von 500 - 700ºC erwärmt. Die Zusammensetzungen der Prüflinge nach der Wärmebehandlung sind aus Tabelle 3 ersichtlich. Die Wärmebehandlungstemperatur in der Stickstoffatmosphäre ergibt sich ebenfalls aus Tabelle 3.
Die Kristallstrukturen der aus den Materialien gemäß den Ausführungsformen 23 bis 27 erhaltenen Prüflinge wurden durch Röntgenstrahlenbeugung ermittelt. Die Ergebnisse finden sich ebenfalls in Tabelle 3. TABELLE 3 Legierungszusammensetzung (bal steht für "Rest") Wärmebehandlungstemperatur in der Stickstoffatmosphäre Röntgenstrahlenhauptpeak Intensitätsverhältnis der ThMn&sub1;&sub2;-Phase Ausführungsform
Bei dem Prüfling des Materials gemäß Ausführungsform 23 wurde das Röntgenstrahlenbeugungsmuster auch unter Benutzung der CuKα-Strahlung ermittelt. Das Ergebnis findet sich in Fig. 4.
Wie aus Tabelle 3 und Fig. 4 hervorgeht, ist bei sämtlichen aus den Materialien gemäß den Ausführungsformen 23 bis 27 hergestellten Prüflingen die ThMn&sub1;&sub2;-Phase als Hauptphase gebildet.
Die Prüflinge aus den Materialien gemäß den Ausführungsformen 23 bis 27 wurden unter Verwendung von pulverförmigem Zn als Bindemittel in einem Magnetfeld erschmolzen und in einer Ar-Atmosphäre auf 300 - 600ºC erwärmt, um Dauermagneten herzustellen. Von den erhaltenen Dauermagneten wurden die Koerzitivkraft und die Sättigungsmagnetisierung bestimmt. Die Ergebnisse bestätigten, daß diese Dauermagneten hervorragende magnetische Eigenschaften bei einer Sättigungsmagnetisierung 4πTMs von 0,4 bis 0,5 T und einer Koerzitivkraft iHc von 4000 bis 6000 Oe aufwiesen.

Ausführungsformen 28 bis 32

Sm-, Pr-, Nd-, Er-, Zr- und Hf-Pulver einer durchschnittlichen Teilchengröße von 0,5 mm und Fe-, Co-, Cr-, V-, Si- und Ti-Pulver einer durchschnittlichen Teilchengröße von 3 - 40 um wurden in vorgegebener Menge zu fünf Pulvermischungen vereinigt. Die erhaltenen Pulvermischungen wurden in eine Kugelmühle gefüllt und 65 h lang unter einer Ar-Atmosphäre gemahlen und durchgemischt, wobei durch mechanisches Legieren Legierungen erhalten wurden. Mit den pulverförmigen Legierungen wurden Formwerkzeuge gefüllt und 2 h in einer Stickstoffgasatmosphäre eines Drucks von 1 Atmosphäre auf 500 - 700ºC erwärmt. Die Zusammensetzungen der Prüflinge nach der Wärmebehandlung ergeben sich aus Tabelle 4. Die Wärmebehandlungstemperatur im der Stickstoffatmosphäre ist ebenfalls in Tabelle 4 angegeben.
Die Kristallstrukturen der aus den Materialien der Ausführungsformen 28 bis 32 erhaltenen Prüflinge wurden durch Röntgenstrahlenbeugung bestimmt. Die Ergebnisse finden sich ebenfalls in Tabelle 4. TABELLE 4 Legierungszusammensetzung (bal steht für "Rest") Wärmebehandlungstemperatur in der Stickstoffatmosphäre Röntgenstrahlenhauptpeak Intensitätsverhältnis der TbCu&sub7;-Phase Ausführungsform
Bei dem aus dem Material gemäß Ausführungsform 28 erhaltenen Prüfling wurde das Röntgenstrahlenbeugungsmuster auch unter Benutzung der CuKα-Strahlung bestimmt. Das Ergebnis ist in Fig. 5 dargestellt.
Aus Tabelle 4 und Fig. 5 geht hervor, daß bei den aus den Materialien der Ausführungsformen 28 bis 32 erhaltenen Prüflingen die TbCu&sub7;-Phase als Hauptphase vorhanden ist.
Aus den Materialprüflingen der Ausführungsformen 28 bis 32 wurden entsprechend Ausführungsform 23 Dauermagneten hergestellt. Deren Koerzitivkraft und Sättigungsmagnetisierung wurden bestimmt. Hierbei zeigte es sich, daß sämtliche dieser Dauermagneten eine Sättigungsmagnetisierung 4πMs von 0,4 bis 0,5 T und eine Koerzitivkraft iHc von 4000 bis 6000 Oe aufwiesen und sich folglich durch hervorragende magnetische Eigenschaften aus zeichneten.

Vergleichsmaterialien 2 bis 4

Hochreine Nd-, Sm-, Zr-, Ti-, Mo-, Fe- und Co-Pulver wurden in den in Tabelle 5 angegebenen Mengenverhältnissen gemischt und mittels eines Lichtbogens in einer Ar-Atmosphäre erschmolzen. Die Schmelzen wurden zur Herstellung von drei Blöcken in Formen gegossen. Diese Blöcke wurden entsprechend Ausführungsform 23 zu einer durchschnittlichen Teilchengröße von 50 - 100 um vermahlen und in einer Stickstoffgasatmosphäre eines Drucks von 1 Atmosphäre 2 h lang auf 500 - 700ºC erwärmt. Die Wärmebehandlungstemperatur in der Stickstoffatmosphäre ist ebenfalls in Tabelle 5 angegeben. TABELLE 5 Legierungszusammensetzung (bal steht für "Rest") Wärmebehandlungstemperatur in der Stickstoffatmosphäre Vergleichsmaterial
Von dem aus Vergleichsmaterial 2 erhaltenen Prüfling wurde das Röntgenstrahlenbeugungsmuster auch unter Benutzung der CuKα-Strahlung ermittelt. Die Ergebnisse sind in Fig. 6 dargestellt.
Aus Fig. 6 geht hervor, daß bei dem Prüfling aus Vergleichsmaterial 2 in der Verbindung eine massive α-Fe-Ausscheidung stattgefunden hat. Dies ist darauf zurückzuführen, daß die Wärmestabilität des Nitrids wegen fehlendem Si schlecht ist. Bei der Wärmebehandlungstemperatur gemäß Tabelle 6 erfolgt eine Zersetzung. Bei Bestimmung des Röntgenstrahlenbeugungsmusters unter Verwendung von CuKα-Strahlung bei den Prüflingen aus den Vergleichsmaterialien 3 und 4 wurde ein entsprechendes Röntgenstrahlenbeugungsmuster wie in Fig. 6 (Röntgenstrahlenbeugungsmuster des Vergleichsmaterials 2) erhalten.
Erfindungsgemäß kann man - wie dargelegt - preisgünstig ein magnetisches Material zur Herstellung eines Dauermagneten, Haftmagneten und dergleichen durch Heißpressen und dergleichen bereitstellen. Hierbei sind die Bildung einer Verunreinigungsphase von Fe, Co oder einer Fe-Co-Legierung unterdrückt, eine stabile ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur oder TbCu&sub7;-Kristallstruktur als Hauptphase gebildet und hervorragende magnetische Eigenschaften, wie Sättigungsmagnetisierung und Koerzitivkraft, gewährleistet.

Claims

1. Magnetisches Material, ausgedrückt durch die allgemeine Formel

R1xR2ySizMuTv

worin bedeuten:

R1 Zr und/oder Hf;

R2 mindestens ein Seltenerdeelement;

M mindestens ein Element, ausgewählt aus C, N und P;

T Fe und/oder Co;

x + y + z + u + v = 100, wobei x, y, z, u und v für Atomprozente stehen, die einzeln wie folgt definiert sind: 0,1 ≤ x ≤ 20; 2 ≤ y ≤ 20; 0,5 ≤ z ≤ 20; 0 ≤ u ≤ 20; v ≥ 50, und

wobei die Hauptphase eine ThMn&sub1;&sub2;-Kristallstruktur aufweist.

2. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß R1 in der allgemeinen Formel für Zr steht.

3. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß R2 in der allgemeinen Formel für Sm steht.

4. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß x und y in der allgemeinen Formel wie folgt definiert sind: 4 ≤ x + y ≤ 20.

5. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß x in der allgemeinen Formel wie folgt definiert ist: 0,5 ≤ x ≤ 6.

6. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß y in der allgemeinen Formel wie folgt definiert ist: 2 ≤ y ≤ 15.

7. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß z in der allgemeinen Formel wie folgt definiert ist: 0,5 ≤ z ≤ 15.

8. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß T in der allgemeinen Formel für Fe steht.

9. Magnetisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß u in der allgemeinen Formel wie folgt definiert ist: u > 0.

10. Magnetisches Material nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß R1 in der allgemeinen Formel für Zr steht und R2 Pr und/oder Nd bedeutet.

11. Magnetisches Material, ausgedrückt durch die allgemeine Formel

R1xR2ySizMuTv

worin bedeuten:

R1 Zr und/oder Hf;

R2 mindestens ein Seltenerdeelement;

M mindestens ein Element, ausgewählt aus C, N und P;

T Fe und/oder Co;

wobei die Hauptphase eine TbCu&sub7;-Kristallstruktur aufweist.

12. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß R1 in der allgemeinen Formel für Zr steht.

13. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß R2 in der allgemeinen Formel für Sm steht.

14. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß x und y in der allgemeinen Formel wie folgt definiert sind: 4 ≤ x + y ≤ 20.

15. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß x in der allgemeinen Formel wie folgt definiert ist: 0,5 ≤ x ≤ 6.

16. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß y in der allgemeinen Formel wie folgt definiert ist: 2 ≤ y ≤ 15.

17. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß z in der allgemeinen Formel wie folgt definiert ist: 0,5 ≤ z ≤ 15.

18. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß T in der allgemeinen Formel für Fe steht.

19. Magnetisches Material nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß u in der allgemeinen Formel wie folgt definiert ist: u > 0.

20. Magnetisches Material nach Anspruch 19. dadurch gekennzeichnet, daß R1 in der allgemeinen Formel für Zr steht und R2 mindestens ein Element, ausgewählt aus Pr, Nd und Sm, bedeutet.