Derartige Legierungen und Verfahren zur Herstellung von Dau- ermagneten aus dieser Legierung sind aus der EP-A-0 124 655 bekannt. In dem bekannten Verfahren wird zunächst eine Legie- rung auf der Basis von Neodym, Eisen und Bor erschmolzen. Die Legierung wird zu einem Schmelzblock abgegossen, der an- schließend zu Pulver zerkleinert wird. Aus dem Pulver werden im Magnetfeld Rohlinge gepreßt, die schließlich gesintert werden.

Für viele Anwendungen von Nd-Fe-B-Dauermagneten, insbesondere in Motoren und Antrieben aller Art, ist die Koerzitivfeld- stärke HcJ bei 150°C entscheidend für die Qualität des Dauer- magneten. Bei geringer Gegenfeldbelastung muß die Koerzitiv- feldstärke HcJ bei 150°C mindestens 4,5 kOe, besser mehr als 5 kOe betragen. Bei hoher Gegenfeldbelastung sind sogar Werte oberhalb von 13 kOe bei 150°C gefordert. Neben der hohen Ko- erzitivfeldstärke Hc sollen solche Magnete auch eine mög- lichst hohe Remanenz Br aufweisen. Beispielsweise soll die Remanenz Br von Nd-Fe-B-Dauermagneten, die bei 150°C eine Ko- erzitivfeldstärke Hc im Bereich von 4,5 kOe aufweisen, bei Raumtemperatur mindestens 1,29 T, besser jedoch mehr als 1,35 T betragen.

Für Motoranwendungen ist außerdem gefordert, daß der rever- sible Temperaturkoeffizient der Remanenz TK (Br) im Tempera- turbereich von 20°C bis 150°C besser als-0,11 %/K sein soll.

Zusätzlich sollen derartige Dauermagnete eine möglichst gute

Korrosionsbeständigkeit aufweisen, um aufwendige und teuere Beschichtungen überflüssig zu machen. So wird zum Beispiel gefordert, daß der Masseverlust von unbeschichteten Magneten im sogenannten HAST-Test nach zehn Tagen kleiner als 1 mg/cm2 sein soll. Im HAST-Test werden die Dauermagnete bei einer Temperatur von 130°C und einer relativen Luftfeuchtigkeit von 95 % einem Druck von 2,7 bar ausgesetzt.

Diese Anforderungen werden von herkömmlichen Nd-Fe-B-Dauer- magneten nicht erfüllt.

Ausgehend von diesem Stand der Technik liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, eine Legierung für Dauermagnete auf der Basis wenigstens einer Seltenen Erde, wenigstens eines Über- gangsmetalls und Bor zu schaffen, die bei gleicher Remanenz Br eine höhere Koerzitivfeldstärke HcJ als herkömmliche Le- gierungen aufweist sowie über einen niedrigen Temperaturkoe- fizient der Remanenz verfügt und korrosionsbeständig ist.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß durch eine Legierung mit den im Anspruch 1 angegebenen Merkmalen gelöst.

Herkömmliche Nd-Fe-B-Legierungen bestehen im wesentlichen aus drei Phasen : der hartmagnetischen Phase mit der Zusammen- setzung Nd2Fe14B, der unmagnetischen-Phase mit der Zusam- mensetzung Nd1, lFe4B4 und der unmagnetischen Zwickelphase die nahezu ausschließlich aus Nd besteht. Die Nd-reiche Zwickel- phase trennt die Körner der p-Phase magnetisch voneinander, was eine hohe Koerzitivfeldstärke HcJ zur Folge hat. Bei zu geringen Konzentrationen an B besteht jedoch die Gefahr, daß sich an Stelle der unmagnetischen-Phase die weichmagneti- sche Nd2Fel7-Phase bildet, wodurch sich die Koerzitivfeld- stärke HcJ erheblich reduziert. Anders als bei herkömmlichen Nd-Fe-B-Legierungen entsteht bei den erfindungsgemäß herge- stellten Legierungen beim Unterschreiten eines kritischen B- Gehalts an Stelle der unmagnetischen-Phase nicht die für die Koerzitivfeldstärke HcJ schädliche Nd2Fel7-Phase, sondern

zunächst eine Reihe von unmagnetischen Ga-haltigen Phasen.

Diese Ga-haltigen Phasen tragen im Gegensatz zur ferromagne- tischen Nd2Fel7-Phase zur magnetischen Entkopplung der Körner der (p-Phase bei, wodurch sich die Koerzitivfeldstärke HCJ und auch die Temperaturabhängigkeit der Legierung verbessert.

Der Erfindung liegt ferner die Aufgabe zugrunde, ein Verfah- ren zur Herstellung von Dauermagneten aus dieser Legierung anzugeben.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß durch ein Verfahren mit den im Anspruch 6 angegebenen Merkmalen gelöst.

Bei geschickter Temperaturführung können besonders hohe Werte für die Koerzitivfeldstärke HcJ erzielt werden. Hervorzuheben ist dabei, daß insbesondere bei schneller Abkühlung besonders gute Werte für die Koerzitivfeldstärke HcJ erreicht werden.

Eine schnelle Abkühlung ist jedoch gleichbedeutend mit einer effektiven Nutzung der Öfen. Dagegen können bei langsamer Kühlung auch große Dauermagnetteile hergestellt werden, ohne daß sich in den Dauermagnetteilen Abkühlrisse bilden und sich die Koerzitivfeldstärke HcJ wesentlich verringert.

Nachfolgend wird die Erfindung näher anhand der beigefügten Zeichnung erläutert. Es zeigen : Figur 1 einen Ausschnitt aus einem Phasendiagramm für Nd-Fe-B-Dauermagnete ; Figur 2 eine Darstellung des Zusammenhangs zwischen Remanenz Br un Koerzitivfeldstärke HCJ für verschiedene Nd-Fe-B-Dauermagnete ; Figur 3 ein Diagramm mit der Temperaturführung beim Sintern und Anlassen ;

Figur 4 ein weiteres Diagramm mit einer weiteren möglichen Temperaturführung beim Sintern und Anlassen ; Figur 5 eine Darstellung, aus der die Abhängigkeit der Koer- zitivfeldstärke HcJ von der Art der Temperaturfüh- rung beim Sintern und Anlassen ersichtlich ist ; Figur 6 ein Diagramm, aus dem die Abhängigkeit der Remanenz Br vom effektiven Gehalt an Bor und Seltenen Erden hervorgeht ; Figur 7 eine Darstellung, die die Abhängigkeit der Koerzi- tivfeldstärke Hc bei 150°C vom effektiven Gehalt an Bor und Seltenen Erden bei langsamem Abkühlen zeigt ; Figur 8 eine Darstellung, die die Abhängigkeit des Tempera- turkoeffizienten der Koerzitivfeldstärke TK (HCJ) vom effektiven Gehalt an Bor und Seltenen Erden bei langsamem Abkühlen darstellt ; Figur 9 eine Darstellung, die die Abhängigkeit der Koerzi- tivfeldstärke HcJ bei 150°C vom effektiven Gehalt an Bor und Seltenen Erden beim schnellen Abkühlen zeigt ; und Figur 10 eine Darstellung, die die Abhängigkeit des Tempera- turkoeffizienten TK (HCJ) der Koerzitivfeldstärke HcJ vom effektiven Gehalt an Bor und Seltenen Erden bei schneller Kühlung darstellt.

Figur 1 ist ein Phasendiagramm, das die Zusammensetzung einer Nd-Fe-B-Legierung in Abhängigkeit vom effektiven Gehalt an Bor und Seltenen Erden zeigt. Das für die Anwendung als Dau- ermagnet geeignete Gefüge tritt vor allem innerhalb eines Phasendreiecks 1 auf. Innerhalb dieses Phasendreiecks 1 be- steht die Legierung aus hartmagnetischen Körnern der (p-Phase mit der Zusammensetzung Nd2Fe14B, sowie aus Körnern der unma-

gnetischen-Phase mit der Zusammensetzung Nd] lFe4B4 und der unmagnetischen Zwickelphase, die nahezu ausschließlich aus Nd besteht. Die Nd-reiche Zwickelphase trennt die Körner (p- Phase magnetisch voreinander, was notwendig ist, um eine hohe Koerzitivfeldstärke HcJ zu erzielen.

Um beurteilen zu können, ob eine bestimmte Zusammensetzung der Legierung innerhalb oder außerhalb des Phasendreiecks 1 liegt, ist es zunächst notwendig, den Gehalt an Seltenen Er- den und Bor bezüglich der Verunreinigungen zu korrigieren, da ein Teil des Nd in der Form von Nd-Oxiden, Nd-Nickelkarbiden und Nd-Nitriden gebunden ist. Der effektive Gehalt an Selte- nen Erden [SE] eff und der effektive Gehalt an Bor [B] eff er- gibt sich aus folgenden Formeln : <BR> <BR> [SE]eff = ([SE] - [#SE]) f,<BR> [B]gff=[B]f, wobei [SE] und [B] jeweils die Gewichtsanteile an Seltenen Erden und Bor sind. [ASE] ist der Anteil an Seltenen Erden, der in den Verbindungen Nd203, Nd2CO und NdN gebunden ist. f ist ein Normierungsfaktor : [E SE] = 5, 993 [0] + 16,05 [C] + 10,30 [N] f = 100/ ([100 - [# SE]- [O]- [C]- [N]).

[0], [C] und [N] sind dabei die Gewichtsanteile von O, C und N. In den genannten Formeln sind alle Angaben Konzentrati- onsangaben in Gew. %.

Der effektive Gehalt an Seltenen Erden und Bor beeinflußt den Aufbau des Gefüges. Im Punk n des Phasendreiecks 1 liegt das Gefüge nahezu ausschließlich in Form der 0-Phase vor. Im Punkt # des Phasendreicks 1 ist die Legierung in der #-Phase, während sie im Punkt SE im wesentlichen aus der Nd-reichen Zwickelphase besteht. Der Anteil an der-Phase kann im Prin- zip beliebig klein sein. Bei einem zu geringen Bor-Gehalt be-

steht jedoch die Gefahr, daß sich an Stelle der unmagneti- schen-Phase die weichmagnetische Nd2Fel7-Phase bildet, wo- durch sich die Koerzitivfeldstärke HcJ erheblich reduziert.

Die Zusammensetzung der Nd-Fe-B-Dauermagnete wird demzufolge herkömmlicherweise immer so gewählt, daß sie innerhalb des Phasendreiecks 1, insbesondere oberhalb der Konode 2 liegt.

Die Werte für die jeweiligen Punkte im Phasendiagramm aus Fi- gur 1 sind in Tabelle 1 eingetragen. SE in Gew. % B-Gehalt in Gew. % Fe-Gehalt in Gew. % tp 26, 68 1, 000 Rest 37,3 10,2 Rest Nd-reich 98 0 Rest Nd2Fe17 23, 3 0 Rest Tabelle 1 Für viele Anwendungen von Nd-Fe-B-Dauermagneten, insbesondere in Motoren und Antrieben aller Art, ist nun aber die Koerzi- tivfeldstärke HcJ bei 150°C wesentlich. Die Koerzitivfeld- stärke HcJ der verwendeten Nd-Fe-B-Dauermagnete soll bei ge- ringer Gegenfeldbelastung wenigstens 4, kOe, besser wenig- stens 5 kOe betragen. Bei höherer Gegenfeldbelastung sind noch höhere Werte oberhalb von 13 kOe bei 150°C gefordert.

Neben einer hohen Koerzitivfeldstärke HCJ bei einer Tempera- tur von 150°C sollen derartige Nd-Fe-B-Dauermagnete auch eine möglichst hohe Remanenz Br haben.

Insbesondere für die Anwendung in Motoren wird verlangt, dal der reversible Temperaturkoeffizient der Remanenz TK (Br) im Temperaturbereich von 20°C bis 150°C besser als-0,11 %/K sein soll.

Zusätzlich sollen die Nd-Fe-B-Dauermagnete eine möglichst gu- te Korrosionsbeständigkeit haben, um aufwendige und teuere Beschichtungen überflüssig zu machen.

Es wurde herausgefunden, daß sich durch den Zusatz von Galli- um zur Legierung unterhalb der Konode 2 ein Phasengebiet 3 ausbildet, in dem neben der hartmagnetischen (p-Phase und ne- ben der unmagnetischen Nd-reichen Phase weitere Ga-haltige Phasen vorliegen. Eine Konode 4 trennt das Phasengebiet 3 von einem weiteren Phasengebiet 5, in dem die Nd2Fel7-Phase über- wiegt. Überraschenderweise ist es nun möglich, mit den Legie- rungen im Phasengebiet 3 die an Nd-Fe-B-Dauermagnete beim Einsatz in Motoren gestellten Anforderungen zu erfüllen. Die- se Verbesserung läßt sich durch folgendes metallurgisches Mo- dell erklären : bei herkömmlichen Nd-Fe-B-Dauermagneten ent- steht die weichmagnetische, für die Koerzitivfeldstärke HcJ schädliche Nd2Fel7-Phase, wenn der durch die Grenzlinie 2 veranschaulichte kritische Bor-Gehalt unterschritten wird.

Beim Zusatz von Gallium, Kobalt und Kupfer zur Nd-Fe-B- Legierung entsteht beim Unterschreiten der Grenzlinie 2 an- stelle der unmagnetischen Phase nicht die Nd2Fel7-Phase, sondern zunächst eine Reihe von unmagnetischen Ga-haltigen Phasen. Diese Ga-haltigen Phasen tragen im Gegensatz zum Nd2Fel7-Phase zur magnetischen Entkopplung der Körner aus der (p-Phase bei. Dadurch verbessert sich die Koerzitivfeldstärke HcJ und auch deren Temperaturkoeffizient. Eine weitere Reduk- tion des Bor-Gehalts führt schließlich dann doch zur Bildung der Nd2Fel7-Phase im Phasengebiet 5 und damit zum Zusammen- bruch der Koerzitivfeldstärke HcJ.

Neben Gallium können auch Co und Cu der Legierung mit vor- teilhafter Wirkung hinzugesetzt werden.

Durch Zulegieren von Co läßt sich beispielsweise der Tempera- turkoeffizient der Remanenz TK (Br) von Nd-Fe-B-Dauermagneten verbessern. Insbesondere wird der Temperaturkoeffizient der Remanenz TK (Br) durch Zulegieren von 3 Gew. % Co von -0,12 %/K auf etwa-0,105 %/K verbessert. Wenn jedoch nur Co zulegiert wird, führt dies zur Bildung einer weichmagneti- schen SECo2-Laves-Phase, wodurch die Koerzitivfeldstärke HcJ beträchtlich reduziert wird. Die Bildung dieser schädlichen

Laves-Phase läßt sich durch gleichzeitiges Zulegieren von Cu verhindern. Als günstig erwiesen hat sich der Zusatz von 0,05 bis 0,2 Gew. % Cu. Außerdem können Cu-haltige Nd-Fe-B-Dauer- magnete nach einer im Herstellungsprozeß durchgeführten Wär- mebehandlung langsam gekühlt werden, ohne daß die Koerzitiv- feldstärke HcJ wesentlich reduziert wird.

Die Beständigkeit der Nd-Fe-B-Dauermagnete gegen die Korrosi- on durch Wasserdampf wird durch zusätzliches Zulegieren von Co, Cu und Ga im Vergleich zu herkömmlichen Nd-Fe-B-Dauer- magnete um etwa drei Größenordnungen verbessert. Dabei wird eine besonders reaktive Nd-reiche Zwickelphase weitgehend durch chemisch edlere Co-, Cu-und Ga-haltige Phasen ersetzt.

Durch diese Maßnahmen ergeben sich Nd-Fe-B-Dauermagnete, die im sogenannten HAST-Test nach zehn Tagen einen auf die Ober- fläche des Nd-Fe-B-Dauermagneten bezogenen Masseverlust von < 1 mg/cm2 aufweisen. Im sogenannten HAST-Test werden die Nd- Fe-B-Dauermagnete bei einer Temperatur von 130 °C und einer relativen Luftfeuchtigkeit von 95 % einem Druck von 2,7 bar ausgesetzt.

Außerdem ist es möglich, die Koerzitivfeldstärke HcJ zu erhö- hen, indem ein Teil des Nd durch Dy, Tb oder Ho ersetzt wird, ohne daß das Verhältnis von Gehalt an Seltenen Erden zum Ge- halt an Fe und B wesentlich verändert wird. Da sich das ma- gnetische Moment von Dy, Tb und Ho im Gegensatz zu Nd anti- parallel zum magnetischen Moment von Fe ausrichtet, führt dies zwangsläufig zu einer Reduktion der erreichbaren Rema- nenz Br. Dies bedeutet, daß die Zunahme der Koerzitivfeld- stärke Hc mit einer Abnahme der Remanenz Br verbunden ist.

Dieser Zusammenhang ist in Figur 2 und der zugehörigen Tabel- le 2 dargestellt. Legierung SE, B, Dy Co Cu Ga Hcj HCj Br (20-C, T) effektiv effektiv (20°C, kOe) (150°C, kOe) A1 29,2 0,98 3 - - - 17 3,5 1,33 A229, 50, 984, 6---2151, 28 A 3 29, 6 0, 98 6, 5-26 8 1, 22 A4 29,7 0,98 8,6 - - - 31 11 1,16 B1 29,3 0,94 3 3 0,15 0,23 18 5,3 1,35 B 2 29, 5 0, 94 5, 5 3 0, 15 0, 23 23 8 1, 28 B 3 30 0,93 9,5 3 0,15 0,23 31 13 1,18

Tabelle 2 Die Legierungen A1 bis A4 stellen herkömmliche Legierungen mit den in der Tabelle 2 angegebenen Zusammensetzungen dar.

Bei den Legierungen Bl bis B3 handelt es sich um Legierungen gemäß der Erfindung. Anhand von Figur 2 wird deutlich, daß mit zunehmendem Gehalt an Dy zwar die Koerzitivfeldstärke zu- nimmt, aber die Remanenz abnimmt.

Außerdem läßt Figur 2 erkennen, daß die Legierungen, denen Co, Cu und Ga zulegiert worden ist, bei gleicher Remanenz Br im Vergleich zu herkömmlichen Legierungen eine höhere Koerzi- tivfeldstärke HcJ aufweisen. Letzeres gilt nicht nur für Raumtemperatur, sondern insbesondere auch bei 150°C.

Nd-Fe-B-Legierungen mit einem Gehalt von Dy im Bereich 3 Gew. % sind nun systematisch untersucht worden. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen sind in den Tabellen 3 und 4 aufge- führt. Im Rahmen dieser Untersuchungen hat sich herausge- stellt, daß die magnetischen Eigenschaften der Nd-Fe-B- Dauermagnete wesentlich von der Temperaturführung während der im Rahmen des Herstellprozesses durchgeführten Wärmebehand- lungen abhängen.

Nd-Fe-B-Legierungen werden üblicherweise dadurch hergestellt, da$ zunächst die Legierung mit den gewünschten Zusammenset- zungen erschmolzen und zu einem Schmelzblock abgegossen wird.

Der Schmelzblock wird dann zu Pulver zerkleinert und gegebe- nenfalls zur Korrektur der Endzusammensetzung mit anderen Pulvern gemischt. Das fertige Pulver wird dann in einem Ma- gnetfeld ausgerichtet und parallel oder senkrecht zur Magnet- feldrichtung oder auch durch isostatischen Druck zu Grünlin- gen verpreßt. Die Grünlinge werden anschließend, wie in Figur 3 und 4 dargestellt, einem Sintervorgang 6 unterzogen. Bei dem in Figur 3 dargestellten Beispiel der Temperaturführung wird nach dem Sintervorgang 6 eine Wärmebehandlung 7 durchge- führt. Die Abkühlung von der Anlaßtemperatur kann langsam, wie in Figur 3, oder schnell, wie in Figur 4, erfolgen.

In Figur 5 ist die Abhängigkeit der Koerzitivfeldstärke HcJ in Abhängigkeit vom effektiven Bor-Gehalt und der Abkühlge- schwindigkeit AT/At dargestellt. Aus Figur 5 geht hervor, daß eine hohe Koerzitivfeldstärke HcJ bei einem hohen Bor- Gehalt nur in einem engen Temperaturfenster zwischen 440 und 500°C erreicht wird. Bei niedrigem effektivem Bor-Gehalt da- gegen können hohe Koerzitivfeldstärken HcJ in einem größeren Temperaturfenster erzielt werden. So nimmt die Koerzitivfeld- stärke HcJ mit abnehmendem Bor-Gehalt um nahezu 3 kOe zu.

Durch eine schnelle Abkühlung unterhalb von 750°C im Rahmen des Sintervorgangs und durch schnelles Abkühlen von der An- laßtemperatur läßt sich die Koerzitivfeldstärke HcJ noch ein- mal um etwa 1 kOe erhöhen.

Von besonderem Interesse sind die hohen Koerzitivfeldstärken HcJ die sich trotz langsamer Kühlung bei einem niedrigen ef- fektiven Gehalt an Bor von 0,92 Gew. % ergeben. Dies ist ins- besondere dann von Vorteil, wenn Nd-Fe-B-Dauermagnete mit großen Querschnittsflächen hergestellt werden sollen. Denn für derartige Teile sind während der Sinterung und der Wärme- behandlung nur geringe Abkühlgeschwindigkeiten AT/At < 10 K/min zuläßig, um Abkühlrisse zu vermeiden. Diese geringen Abkühlgeschwindigkeiten dürfen jedoch nur zu einer geringfü- gigen Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften führen.

Gemäß Figur 5 ist es durchaus möglich, Nd-Fe-B-Dauermagnete

nach der Wärmebehandlung langsam mit Abkühlgeschwindigkeiten im Bereich von 1 bis 2 K/min ohne wesentliche Beeinträchti- gung der magnetischen Eigenschaften abzukühlen, sofern nur die Nd-Fe-B-Legierung borarm ist. Unter einer borarmen Nd-Fe- B-Legierung ist dabei eine Legierung zu verstehen, deren ef- fektiver Bor-Gehalt unterhalb der Konode 2 liegt.

In den Tabellen 3 und 4 sind Zusammensetzungen und magneti- schen Eigenschaften von isostatisch gepreßten Nd-Fe-B- Dauermagneten mit unterschiedlichem effektivem Gehalt an Sel- tenen Erden und Bor aufgelistet. Die fett gedruckten Angaben beziehen sich auf die borarmen Legierungen gemäß der Erfin- dung. Alle Nd-Fe-B-Dauermagnete sind nach dem gängigen pul- vermetallurgischen Verfahren hergestellt und bei etwa 1060°C auf eine Dichte > 7,6 g/cm3 gesintert worden. Die in Tabelle 3 aufgeführten Nd-Fe-B-Dauermagnete sind von Sintertemperatur langsam mit etwa 1 bis 2 K/min auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Danach sind diese bei einer Temperatur von 440°C bis 560°C für ein bis zwei Stunden getempert worden und wieder langsam mit etwa 1 bis 2 K/min auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Die in Tabelle 4 aufgelisteten Magnete sind von Sin- tertemperatur zunächst langsam mit etwa 2 K/min auf etwa 750°C und nach einer Haltezeit von etwa 1 Stunde mit etwa 30 bis 50 K/min schnell auf Raumtemperatur abgeschreckt worden.

Diese Nd-Fe-B-Dauermagnete wurden nach einer anschließenden Temperung bei 470 bis 530°C wiederum schnell mit etwa 30 bis 50 K/min auf Raumtemperatur abgekühlt.

In Figur 6 sind die Werte für die Remanenz Br für die Legie- rungen aus Tabelle 3 in Abhängigkeit vom effektiven Gehalt an Bor und Seltenen Erden eingetragen. Zwei Niveaulinien ver- deutlichen die Tendenz der zunehmenden Remanenz Br bei abneh- mendem effektivem Seltenen-Erden-Gehalt und zunehmendem ef- fektivem Bor-Gehalt. Bei einem effektiven Seltenen-Erden- Gehalt von < 30 Gew. % und einem effektiven Bor-Gehalt von >0,93 Gew. % wird für isostatisch gepreßte Nd-Fe-B-Dauer- magnete eine Remanenz Br von mehr als 1,35 T erreicht. Bezüg-

lich des Bor-Gehalts geht die Remanenz Br knapp unterhalb der Grenzlinie 2 zum Phasendreieck 1 durch ein Maximum.

In Figur 7 ist die Abhängigkeit der Koerzitivfeldstärke bei 150°C für die langsam gekühlten Nd-Fe-B-Dauermagnete aus Ta- belle 3 dargestellt. Aus Figur 7 kann man entnehmen, daß sich mit abnehmendem effektivem Bor-Gehalt die Koerzitivfeldstärke Hc bei 150°C erhöht. Gleiches gilt auch für die Koerzitiv- feldstärke bei 20°C.

Figur 8 zeigt schließlich die Abhängigkeit des Temperatur- koeffizienten von HcJ für langsam gekühlte Nd-Fe-B-Dauermag- nete in Abhängigkeit vom effektiven Gehalt an Seltenen Erden und Bor. Auch hier ergeben sich mit abnehmendem effektivem Bor-Gehalt zunehmend bessere Werte für die Temperaturkoeffi- zienten. Zusammen mit der ansteigenden Koerzitivfeldstärke HcJ führt dies für langsam gekühlte Magnete zu einer Erhöhung der Koerzitivfeldstärke HcJ bei 150°C von unter 4, 5 kOe auf Werte bis zu über 5,5 kOe. Diese besonders hohen Werte für die Koerzitivfeldstärke HcJ ergeben sich insbesondere für ei- nen Seltenen-Erden-Gehalt [SE] eff von mehr als 28,9 Gew. %, wobei für den effektiven Bor-Gehalt die Beziehung gilt : 1,814-0,0303 [SE] eff # [B] eff # 1, 396-0,01491 [SE] eff Das gleiche Bild zeigt sich für Nd-Fe-B-Dauermagnete, die von etwa 750°C und von Anlaßtemperatur schnell abgekühlt wurden.

Gemäß Figur 9 und 10 werden allerdings sowohl für die Tempe- raturabhängigkeit als auch für die Absolutwerte im Vergleich zu den langsam gekühlt Nd-Fe-B-Dauermagnete etwas bessere Werte erreicht. Dadurch erweitert sich der Bereich, in dem die geforderten Eigenschaften, nämlich eine Remanenz Br > 1,35 T bei Raumtemperatur und eine Koerzitivfeldstärke Hc > 5 kOe bei 150°C, erreicht werden.

Besonders hohe Werte für die Koerzitivfeldstärke bei 150°C ergeben sich für einen effektiven Gehalt an Seltenen Erden

oberhalb von 28,5 Gew. %, insbesondere 28,7 Gew. %, wobei für den effektiven Bor-Gehalt die Beziehung gilt : 1,814-0,0303 [SE] eff : [B]eff # 1, 478-0,01801 [SE] eff Abschließend sei angemerkt, daß neben Nd auch Pr verwendet werden kann, ohne daß die magnetischen Eigenschaften der Dau- ermagnete beeinträchtigt werden. Zusammensetzung in Gew. % Anlaß- Br (BH) max Hcj Hcj TK (HCJ) temp. (20°C) (20°C) (150°C) (20-150°C) SE, effektiv B, effektiv Dy Co Cu Ga (°C) (T) (MGOe) (kOe) (kOe) (%/K) 28, 1 0, 99 2, 8 3, 1 0,15 0,22 470 1,386 46,6 16,16 4 -0,579 28,1 0, 99 2,8 3,1 0,15 0,22 500 1,372 45,7 15, 06-0, 28,1 0, 99 2,8 3,1 0,15 0,22 530 1,382 46,4 15, 57 28,9 0, 98 2,8 3 0,13 0,2 470 1,383 46,4 16,88 4,583 28,24 4,39-0,573 28, 9 0, 98 2,8 3 0,13 0,2 530 1,391 47,0 16, 4 3, 84-0, 29,6 0,4, 29,6 0, 97 2,8 2,9 0,1 0,18 500 1,36 44,9 16, 63 4,11-0, 29,6 0,97 2,8 2,9 0,1 0,18 530 1,374 45,8 9,96 28,7 0,69 4,553 28,0, 95 2,9 3,1 0,16 0,22 500 1,356 44,6 16, 43 4, 28,89 4, 28,55 0, 97 3 3,2 0,15 0,22 500 1,375 45,9 17, 58 4,576 28,5 0, 98 33, 21 0, 15 0, 21 500 1, 382 46, 4 17, 15 4,571 29,8 0,08 5,36-0,541 29,8 0, 93 3, 1 3, 0 0, 15 0, 22 500 1, 352 44, 4 18, 24 5,26-0, 29,8 0,95 3,1 3,0 0,15 0,22 500 1,355 44,6 18,11 5,04 -0,555 29,8 0,96 3,1 3,0 0,14 0,22 500 1,363 45,1 17,34 4,49 -0,570 29, 8 0, 98 3,1 3,0 0,14 0,22 500 1,348 44,1 17, 42 4, 41-0, 574 29, 9 0, 94 3,3 3,1 0,14 0,21 440 1,369 45,5, 15, 95 3,79-0,586 29,9 0, 94 3,3 3,1 0,14 0,21 470 1,342 43,7 17, 71 4, 29,9 0, 94 3,3 3,1 0,14 0,21 500 1,353 44,4 17,79 4, 6-0,570 29,9 0,62 29,9 0, 94 3,3 3,1 0,14 0,21 560 1,311 41,7 9, 55 29,2 0, 93 2,9 3 0,19 0,25 470 1,364 45,2 16, 56 4,67-0, 29,4,95-0,545 29,2 0,534 29,5 0,57 5, 12 -0, 545 29,5 0, 93 2,9 3 0,17 0,23 500 1,331 43,0 18, 21 5,39-0,542 29,5 0, 93 2,9 3 0,17 0,23 530 1,344 43,8 17, 97 5,42-0,537 29,9 0, 92 2,9 3 0,16 0,22 470 1,341 43,6 18, 62 5,42-0, 29,5,71-0,539 29,9 0, 92 2,9 3 0,16 0,22 530 1,307 41,5 18,56 5, Tabelle 3 Zusammensetzung in Gew. % Anlaß- Br (BH)max HCJ HCJ TK (Hci) temp. (20°C) (20°C) (150°C) (20-150°C) SE,effektiv B, effektiv Dy Co Cu Ga (°C) (T) (MGOe) (kOe) (kOe) (%/K) 28, 7 0, 94 2, 9 3,546 28,95 2,3,549 28,3,9-0,553 28,552 28,5 0,98 3 3,2 0,15 0,21 500 1,362 45,0 16,69 4,79 -0,551 29, 8 0, 92 3, 1 3 0, 16 0, 22 500 1, 343 43, 8 18, 3 5, 59-0,534 29,93 3,5-0,539 29,95 3,550 29, 8 0, 96 3, 1 3 0,14 0,22 500 1,354 44,5 16,87 4,71 -0, 554 29, 8 0. 98 3,552 28,8 0,95 3 2,8 0,14 0,26 500 1,359 44,8 18,65 5,66 -0,536 28, 8 0, 95 3 2, 8 0, 14 0, 26 530 1, 361 45, 0 18, 22 5, 67-0, 530 29,20,93 2,9 3 0,19 0,25 470 1,354 44,5 18,61 5,65 -0,536 29, 2 0, 93 2, 9 3 0,19 0,25 500 1,343 43,8 18,87 5,67 -0, 538 29,93 2,3,530 29,93 2, 9 3, 0 0,17 0,23 470 1,342 43,7 19,71 5,83 -0, 542 29, 5 0, 93 2,3,92-0,536 29, 5 0, 93 2,3, 0 0,17 0,23 530 1,329 42,9 19,9 6, 09-0,534 29,9 0,92 2,9 3 0,16 0,22 470 1,337 43,4 20,3 6,09 -0,538 29, 9 0, 92 2,539 29, 91 0, 92 2,9 3 0,16 0,22 530 1,335 43,3 20 6,09 -0, 535 Tabelle 4