DE4408114B4

DE4408114B4 - Magnetisches Material

Info

Publication number: DE4408114B4
Application number: DE4408114A
Authority: DE
Inventors: Shinya Sakurada; Takahiro Kamakura Hirai; Akihiko Tsutai
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1993-03-10
Filing date: 1994-03-10
Publication date: 2008-05-08
Anticipated expiration: 2014-03-11
Also published as: US5658396A; US5456769A; DE4408114A1

Abstract

Magnetisches Material, dargestellt durch die allgemeine Formel: R_xA_zCo_yFe_100-x-y-z (I)worin R mindestens ein Seltenerdelement ist; A mindestens ein Element aus H, N, C und P ist; x, y und z Atomprozente darstellen, die definiert sind als 4 ≦ x ≦ 20, 0,01 ≦ y ≦ 70 und 0 ≦ z ≦ 20;
worin ferner Fe im magnetischen Material der allgemeinen Formel (I) durch das Element M ausgewählt aus Ti, Cr, V, Mo, W, Mn, Sn, Ag, Cu, Ni, Ga, Al, Nb und Ta, in einer Menge von höchstens 20 Atomprozent, bezogen auf die Gesamtmenge des im magnetischen Materials der allgemeinen Formel (I) enthaltenen Fe, ersetzt ist,
wobei das magnetische Material ein c/a-Verhältnis von mehr als 0,85 aufweist und c bzw. a die Gitterkonstanten der Hauptphase des magnetischen Materials bedeuten und die Hauptphase eine TbCu₇-Kristallstruktur aufweist.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein magnetisches Material, insbesondere ein magnetisches Material, das als Rohmaterial eines Permanentmagneten verwendbar ist.
Als Hochleistungs-Seltenerd-Permanentmagnete sind bisher ein Sm-Co-Magnet und ein Nd-Fe-B-Magnet bekannt und ihre Massenproduktion ist gegenwärtig stark im Ansteigen. Diese Magneten enthalten Fe und Co in hohen Konzentrationen und tragen zur Erhöhung der magnetischen Sättigungsflussdichte (Bs) bei. Diese Magneten enthalten auch Seltenerdelemente, wie Nd und Sm, und diese Seltenerdelemente führen zu einer sehr grossen magnetischen Anisotropie, die vom Verhalten der 4f-Elektronen im Kristallfeld herrührt. Als Ergebnis erhöht sich die Koerzitivkraft (iH_c) und ein Magnet mit hoher Leistung wird realisiert. Solche Hochleistungsmagneten werden hauptsächlich in Elektrogeräten, wie Lautsprechern, Motoren und Instrumenten, verwendet.
Andererseits ist in letzter Zeit die Nachfrage nach verkleinerten elektronischen Geräten stark gestiegen und Anstrengungen sind gefordert, um Permanentmagneten mit einer noch höheren Leistung zur Verfügung zu stellen, was durch eine Verbesserung des maximalen Energieprodukts [(BH)_max] eines Permanentmagneten realisiert werden kann.
DE-A-41 26 893 beschreibt ein magnetisches Material auf Basis des Stoffsystems Sm-Fe-N mit einer kristallinen, hartmagnetischen Phase, in deren Kristallgitter N-Atome eingebaut sind, wobei das Magnetmaterial eine stabilisierte nicht-Gleichgewichtsphase mit TbCu₇-Kristallstruktur und der Zusammensetzung (RE_xTM_100-x) × N_y aufweist, wobei RE das gegebenenfalls bis zu 70 Atomprozent durch ein anderes Seltenerdmetal substituiert Sm und TM das gegebenenfalls bis zu 50 Atomprozent durch Co und/oder Nickel substituierte Fe darstellen.
DE-A-41 17 104 und DE-A-41 17 105 beschreiben ein Verfahren zur Herstellung von stickstoffhaltigen Dauermagneten des Typs SE-TM-N, wobei SE mindestens ein Seltenerdelement und TM mindestens ein Übergangselement bezeichnet. Das Übergangselement TM wird insbesondere durch Eisen representiert, das jedoch auch teilweise durch Cobalt und/oder Nickel ersetzt sein kann.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, ein magnetisches Material zur Verfügung zu stellen, das eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte hat und eine ausgezeichnete magnetische Anisotropie aufweist. Ein weiteres Ziel ist die Bereitstellung eines magnetischen Materials, das die Verbesserung der magnetischen Sättigungsflussdichte, der magnetischen Anisotropie und der Curie-Temperatur des Permanentmagneten erlaubt und ausgezeichnete magnetische Eigenschaften hat.
Gemäss der vorliegenden Erfindung wird ein magnetisches Material zur Verfügung gestellt, das durch die folgende allgemeine Formel dargestellt wird: R_xA_zCo_yFe_100-x-y-z (I)worin R mindestens ein Seltenerdelement ist; A mindestens ein Element aus H, N, C und P ist; x, y und z Atomprozente darstellen, die definiert sind als 4 ≦ x ≦ 20, 0,01 ≦ y ≦ 70 und 0 ≦ z ≦ 20;
worin ferner Fe im magnetischen Material der allgemeinen Formel (I) durch das Element M ausgewählt aus Ti, Cr, V, Mo, W, Mn, Sn, Ag, Cu, Ni, Ga, Al, Nb und Ta, in einer Menge von höchstens 20 Atomprozent, bezogen auf die Gesamtmenge des im magnetischen Materials der allgemeinen Formel (I) enthaltenen Fe, ersetzt ist,
wobei das magnetische Material ein c/a-Verhältnis von mehr als 0,85 aufweist und c bzw. a die Gitterkonstanten der Hauptphase des magnetischen Materials bedeuten und die Hauptphase eine TbCu₇-Kristallstruktur aufweist.
Weitere Ziele und Vorteile der Erfindung werden in der folgenden Beschreibung dargelegt, gehen aus dieser hervor oder werden bei der Ausführung der Erfindung ersichtlich.
Die beiliegende Zeichnung erläutert gegenwärtig bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung und dient zusammen mit der oben angegebenen allgemeinen Beschreibung und der nachstehend gegebenen Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen zur Erläuterung der Prinzipien dieser Erfindung.
Die Figur ist ein Graph, der ein typisches Röntgendiffraktionsmuster eines erfindungsgemässen magnetischen Materials mit einer Hauptphase mit TbCu₇-Kristallstruktur zeigt.
Der Begriff „Hauptphase" des Anspruchs 1 bezeichnet diejenige der kristallinen und amorphen Phasen in der Verbindung, die das grösste Volumen einnimmt. Wünschenswerterweise sollte die Hauptphase eine uniaxialte Kristallstruktur, beispielsweise vom hexagonalen und tetragonalen System annehmen. Die Hauptphase hat eine TbCu₇-Kristallstruktur.
Die Figur zeigt ein typisches Röntgendiffraktionsmuster eines magnetischen Materials mit einer TbCu₇-Kristallstruktur als Hauptphase, das mittels einer Cu-Kα-Strahlung erhalten wird. Wie aus der Figur hervorgeht, hat der Diffraktionswinkel 2θ Spitzenwerte, die etwa um die 30°, 37°, 43°, 45° und 49° auftreten, falls zwischen 20° und 55° aufgenommen wird. Von den Peaks kann der, der um 45° herum erscheint, der Reflexion der Röntgenstrahlen durch α-Fe (oder α-Fe, Co), das im magnetischen Material existiert, zugeordnet werden. Die übrigen Peaks sind alle in der Notation der TbCu₇-Kristallstruktur indiziert.
Das erfindungsgemässe magnetische Material umfasst ein Seltenerdelement R, Co und Fe, wie aus den oben angeführten allgemeinen Formeln hervorgeht. Das in der vorliegenden Erfindung verwendete Element R schliesst La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu und Y ein. Diese Seltenerdelemente können einzeln oder in Form einer Mischung mindestens zweier dieser Seltenerdelemente verwendet werden. Das Element R, das in einer Menge von 4 bis 20 Atomprozent enthalten sein sollte, dient dazu, im magnetischen Material eine hohe magnetische Anisotropie zu erzeugen, so dass dem magnetischen Material eine hohe Koerzitivkraft verliehen wird. Wenn die im magnetischen Material enthaltene Menge des Elements R kleiner ist als 4 Atomprozent, bildet sich eine grosse Menge α-(Fe, Co) im magnetischen Material, was dazu führt, dass eine hohe Koerzitivkraft nicht erhalten werden kann. Falls das Element R 20 Atomprozent übersteigt, verringert sich die magnetische Sättigungsflussdichte des magnetischen Materials deutlich. Vorzugsweise sollte die Menge des im magnetischen Material enthaltenen Elements R in einen Bereich zwischen 4 und 16 Atomprozent fallen.
Kobalt, das in einer Menge von 0,01 bis 70 Atomprozent enthalten ist, dient zur Erhöhung der Fe- und Co-Konzentrationen in der Hauptphase des magnetischen Materials. Das Co enthaltende magnetische Material weist eine stärker erhöhte magnetische Sättigungsflussdichte im Vergleich zu einem magnetischen Material, das kein Co enthält, auf. Auch dient Co zur Verbesserung der thermischen Stabilität der Hauptphase. Falls die im magnetischen Material enthaltene Co-Menge kleiner ist als 0,01 Atomprozent, ist es unmöglich, die oben angeführten Effekte ausreichend zu erzielen. Andererseits führt ein Co-Gehalt, der 70 Atomprozent übersteigt, zu einer verringerten magnetischen Sättigungsflussdichte des magnetischen Materials. Vorzugsweise sollte Co in einer Menge von 4 bis 40 Atomprozent, besonders bevorzugt 10 bis 40 Atomprozent, enthalten sein.
Das im erfindungsgemässen magnetischen Material enthaltene Eisen dient zur Erhöhung der magnetischen Sättigungsflussdichte des magnetischen Materials. Insbesondere weist ein magnetisches Material, das mindestens 70 Atomprozent Fe enthält, eine deutlich erhöhte magnetische Sättigungsflussdichte auf.
In der vorliegenden Erfindung wird Fe teilweise durch ein Element M ersetzt, das mindestens ein Element, ausgewählt aus Ti, Cr, V, Mo, W, Mn, Ni, Sn, Ga, Al, Ag, Cu, Zn, Nb und Ta, darstellt. Die Hauptphase kann so einen grösseren Anteil des magnetischen Materials einnehmen. Auch wird die Gesamtkonzentration von Fe, Co und dem Element M in der Hauptphase ebenfalls erhöht. Es sollte aber angemerkt werden, dass, wenn die Menge des Elements M, das teilweise Fe ersetzt, zu hoch ist, die magnetische Sättigungsflussdichte im resultierenden magnetischen Material verringert wird. Um das Problem zu vermeiden, ist es wünschenswert, dass die durch das Element M ersetzte Menge 20 Atomprozent der Eisenmenge nicht übersteigt.
Die Hauptphase des magnetischen Materials sollte Co und Fe enthalten. Die Gesamtmenge von Co und Fe sollte 90 Atomprozent der Hauptphase oder mehr ausmachen. Falls die oben angegebene Menge wesentlich geringer ist als 90 Atomprozent, ist es unmöglich, ein magnetisches Material mit einer grossen magnetischen Sättigungsflussdichte zu erhalten. Insbesondere sollte die Fe-Menge mindestens 25 Atomprozent, vorzugsweise mindestens 50 Atomprozent, und besonders bevorzugt 60 bis 80 Atomprozent, bezogen auf die Summe von Co und Fe, betragen. Ein magnetisches Material, in dem Fe in einer solch grossen Menge in der Hauptphase enthalten ist, weist eine noch stärker erhöhte magnetische Sättigungsflussdichte auf.
Unvermeidlicherweise enthält das erfindungsgemässe magnetische Material Spuren von Verunreinigungen, wie beispielsweise Oxide. Selbstverständlich fällt aber ein magnetisches Material, das solche unvermeidbaren Verunreinigungen enthält, in den Bereich der vorliegenden Erfindung.
Das durch die allgemeine Formel (I) beschriebene magnetische Material kann beispielsweise nach dem nachstehend beschriebenen Verfahren hergestellt werden. Im ersten Schritt wird eine Mischung, bestehend aus vorbestimmten Mengen des Elements R, Co, Fe und dem Element M, das teilweise Fe ersetzt, im Lichtbogen oder durch Hochfrequenzerhitzen geschmolzen und so eine geschmolzene Legierung hergestellt. Dann wird die resultierende Schmelze auf eine mit hoher Geschwindigkeit rotierende Einzel- oder Zwillingswalze aufgesprüht, um so die Schmelze schnell abzukühlen. Das schnelle Abkühlungsverfahren, das in der vorliegenden Erfindung verwendet werden kann, schliesst auch beispielsweise ein Verfahren mit einer rotierenden Scheibe ein, bei dem die Schmelze auf eine rotierende Scheibe zur schnellen Abkühlung der Schmelze aufgesprüht wird, und ein Gaszerstäubungsverfahren, bei dem die Schmelze in ein Inertgas, wie He, zur schnellen Abkühlung der Schmelze eingesprüht wird. Wünschenswerterweise wird der schnelle Abkühlprozess unter Inertgasatmosphäre, wie Ar oder He, ausgeführt, um eine Verschlechterung der magnetischen Charakteristika des resultierenden magnetischen Materials durch Oxidation während des schnellen Abkühlprozesses zu verhindern.
Es ist auch möglich, ein mechanisches Legierungsverfahren oder ein mechanisches Mahlverfahren einzusetzen, bei dem mechanische Energie in die Mischung der oben angegebenen Ausgangsmaterialien zum Legieren der Mischung eingetragen wird. Bei jedem dieser Verfahren wird die Mischung zur Legierungsbildung einer Festphasenreaktion unterworfen. Zur Ausführung der Festphasenreaktion wird die Mischung beispielsweise in eine Planetenkugelmühle, eine rotierende Kugelmühle, eine Reibmühle, eine Vibrationskugelmühle oder eine Schneckenkugelmühle eingebracht, um so der Mischung mechanische Stösse zuzuführen.
Ausserdem kann das durch die allgemeine Formel (I) dargestellte magnetische Material auch hergestellt werden, indem man das im Lichtbogen oder durch Hochfrequenzerhitzung hergestellte geschmolzene Material giesst.
Ein pulverförmiges magnetisches Material wird erhalten, indem man die nach dem oben beschriebenen Verfahren hergestellte Legierung beispielsweise in einer Kugelmühle, einer Brown-Mühle oder einer Stampfmühle pulverisiert. Im übrigen ist die durch das mechanische Legierungsverfahren oder das mechanische Mahlverfahren hergestellte Legierung bereits pulverförmig, und in diesem Fall kann der Pulverisierungsschritt unterbleiben.
Das pulverförmige magnetische Material der Formel (I) wird einem Heisspressverfahren oder einem heissen isostatischen Pressverfahren (HIP) unterworfen, um einen Formkörper mit hoher Dichte zu erhalten, der als Permanentmagnet verwendet wird. Ein Permanentmagnet mit einer hohen magnetischen Flussdichte kann erhalten werden, indem man beim oben angegebenen Pressschritt ein magnetisches Feld anlegt und so die Kristallrichtungen des Formkörpers ausrichtet. Andererseits kann ein Permanentmagnet mit einer magnetischen Orientierung in der Richtung der Achse der leichten Magnetisierung erhalten werden, indem man ihn einer plastischen Deformationsbehandlung unter Druck bei 300 bis 1000°C nach dem Formungsschritt durch das Heisspressen oder HIP unterwirft.
Ein Permanentmagnet kann auch durch Sintern des pulverförmigen magnetischen Materials erhalten werden.
Andererseits wird ein Verbundmagnet (bond magnet) hergestellt, indem man das pulverförmige magnetische Material mit einem Harz, wie einem Epoxyharz oder Nylon, mischt und dann die resultierende Mischung formt. Im Fall der Verwendung eines thermohärtbaren Harzes, wie beispielsweise eines Epoxyharzes, ist es wünschenswert, eine Härtungsbehandlung bei 100 bis 200°C mit dem Formkörper auszuführen. Im Fall der Verwendung eines thermoplastischen Harzes, wie Nylon, wird vorteilhaft ein Spritzgussverfahren eingesetzt.
Ausserdem wird ein Metallverbundmagnet hergestellt, indem man zuerst das erfindungsgemässe pulverförmige, magnetische Material mit einem Metall oder einer Legierung mit einem niedrigen Schmelzpunkt mischt.
Das erfindungsgemässe, oben beschriebene magnetische Material wird durch die allgemeine Formel (I), d.h. [R_xCo_yFe_100-x-y] dargestellt. Was ebenfalls vermerkt werden sollte, ist, dass 90 Atomprozent oder mehr der Hauptphase des magnetischen Materials von Fe und Co eingenommen werden. Das magnetische Material dieser speziellen Konstruktion weist eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte auf und ist ausgezeichnet in seiner magnetischen Anisotropie.
Insbesondere weist das magnetische Material, bei dem die Hauptphase durch die TbCu₇-Kristallstruktur indiziert ist und das mindestens 90 Atomprozent Fe und Co enthält, was mehr ist als die stöchiometrische Menge, eine noch weiter erhöhte magnetische Sättigungsflussdichte und ein deutlich verbessertes maximales Energieprodukt [(BH)_max] auf.
Genauer gesagt sind die in der TbCu₇-Phase enthaltenen Fe- und Co-Mengen mit dem Verhältnis der Gitterkonstanten c zu a der Phase, d.h. dem Verhältnis c/a, eng verbunden. Beispiele von Kristallstrukturen, die der Kristallstruktur eines magnetischen Materials der vorliegenden Erfindung ähneln, schliessen die Th₂Zn₁₇-Kristallstruktur und die ThMn₁₂-Kristallstruktur ein. Die Gitterkonstanten a und c der Th₂Zn₁₇-Kristallstruktur und der ThMn₁₂-Kristallstruktur können in die der TbCu₇-Kristallstruktur umgerechnet werden, indem man die nachstehend angegebenen Formeln verwendet:
Somit können die Gitterkonstantenverhältnisse ausgedrückt werden als c(TbCu₇)/a(TbCu₇) [im folgenden bezeichnet als c/a], bezogen auf die TbCu₇-Kristallstruktur. Es folgt, dass die oben beispielhaft angeführten bekannten magnetischen Materialien wie folgt unter Verwendung des Verhältnisses c/a ausgedrückt werden können:
Th₂Zn₁₇-Kristallstruktur ... c/a: etwa 0,84
ThMn₁₂-Kristallstruktur c/a: etwa 0,88
Gegeben sei, dass die Zusammensetzung der in Frage stehenden Hauptphase durch RT_w dargestellt wird (wobei R ein Seltenerdelement und T die Summe von Fe und Co darstellt). Wenn nun die oben angegebenen Th₂Zn₁₇-Kristallstruktur und die ThMn₁₂-Kristallstruktur so definiert sind, dass sie den nachstehend gezeigten Gleichungen (1) und (2) entsprechen, dann kann die Beziehung zwischen dem Verhältnis c/a und w durch die nachstehend angegebene Gleichung (3) dargestellt werden: c/a: etwa 0,84 → w = 8,5 (1) c/a: etwa 0,88 → w = 12 (2) w = (5 + 2d)/(1 – d) (3)"d" in Gleichung (3) ist: d = (25/6) × (c/a) – (19/6).
Die Gleichung, die die Zusammensetzung der Hauptphase angibt, und die oben angegebene Gleichung (3) zeigen, dass der Wert für w im allgemeinen mit einer Erhöhung des c/a-Werts ansteigt. Mit anderen Worten erhöht sich die Konzentration von T in der Zusammensetzung der Hauptphase mit einem Anstieg im Wert des Verhältnisses c/a, so dass die magnetische Sättigungsflussdichte ansteigt. Wo das Verhältnis c/a 0,85 übersteigt, dürfte die Konzentration der Summe von Co und Fe in der TbCu₇-Phase bei mindestens 90 Atomprozent liegen.
Wenn eine binäre Verbindung, bestehend aus Fe und Nd als Seltenerdelement, betrachtet wird, kann eine TbCu₇-Phase in einigen Fällen gebildet werden, indem man die Binärverbindung mit einer Flüssigkeit schnell abkühlt. Im Fall der Herstellung der speziellen binären Verbindung nach dem herkömmlichen Verfahren beträgt jedoch das Verhältnis c/a in der gebildeten TbCu₇-Phase 0,83 bis 0,85. In anderen Worten ist es schwierig, in der Binärverbindung eine TbCu₇-Phase zu bilden, die mindestens 90 Atomprozent Fe enthält, was dazu führt, dass kein magnetisches Material mit einer hohen magnetischen Sättigungsflussdichte hergestellt werden kann.
Andererseits haben die Erfinder erfolgreich eine TbCu₇-Phase erzeugt, die mindestens 90 Atomprozent eines Übergangsmetalls, wie Fe, enthält, indem sie das Seltenerdelement durch ein Element mit einem kleineren Atomradius wie Zr ersetzten, wobei sie ein magnetisches Material mit einer hohen magnetischen Sättigungsflussdichte erzielten. Wenn jedoch das Seltenerdelement teilweise durch ein anderes Element, wie Zr, ersetzt wird, verringert sich die relative Menge des Seltenerdelements im magnetischen Material mit dem Ergebnis, dass die magnetische Anisotropie des magnetischen Materials nicht unbedingt ausreichend ist.
Um die oben angegebene Schwierigkeit zu überwinden haben die Erfinder kontinuierlich weitergeforscht und gefunden, dass Co stark zur Förderung der Gesamtkonzentration von Fe und Co in der TbCu₇-Phase beiträgt. Wenn beispielsweise Fe in der oben bezeichneten Nd-Fe-Binärverbindung teilweise durch Co ersetzt wird, fand man, dass das Verhältnis c/a 0,86 übersteigt. In anderen Worten, es wurde gefunden, dass die Hauptphase des resultierenden magnetischen Materials mindestens 90 Atomprozent Co und Fe enthält.
Wie oben beschrieben, erzeugt die Co-Zugabe den Effekt, dass es ermöglicht wird, dass die Hauptphase des magnetischen Materials mindestens 90 Atomprozent Fe und Co enthält, mit dem Ergebnis, dass das magnetisches Material eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte aufweisen kann. Darüber hinaus wird ein Element, wie Zr, das dazu dient, das Seltenerdelement teilweise zu ersetzen, im magnetischen Material der vorliegenden Erfindung nicht verwendet. Mit anderen Worten enthält das erfindungsgemässe magnetische Material eine hinreichend hohe Menge eines Seltenerdelements und weist somit eine ausgezeichnete magnetische Anisotropie auf.
Genauer gesagt ist, wenn die Summe von Fe und Co in der Hauptphase mit einer TbCu₇-Kristallstruktur mindestens 90 Atomprozent, bezogen auf die Gesamtmenge der Hauptphase, beträgt, die magnetische Sättigungsflussdichte der Hauptphase mit mindestens 1,62 T sehr hoch. Beispielsweise weist eine TbCu₇-Phase mit einer Zusammensetzung von Sm_8,5Co_27,4Fe_64,1 eine magnetische Sättigungsflussdichte von 1,70 T, eine magnetische Anisotropie von 4,1 × 10⁶ J/m³ und eine Curie-Temperatur von mindestens 600°C auf.
Falls das magnetische Material der Formel (I) die Komponente A enthält, enthält das magnetische Material gemäss diesem Aspekt der vorliegenden Erfindung das Seltenerdmetall R, Co und Fe in denselben Mengen wie zuvor beschrieben. Die Funktionen dieser Komponenten des magnetischen Materials sind die gleichen wie sie zuvor im Zusammenhang mit dem A-freien magnetischen Material der vorliegenden Erfindung beschrieben wurden.
Das magnetische Material der Formel (I) kann die Komponente A, die ausgewählt ist aus H, N, C und P, in einer Menge von 20 Atomprozent oder weniger enthalten. Die Komponente A, die hauptsächlich in den Interstitiellpositionen der TbCu₇-Kristallstruktur vorliegt, dient zur Verbesserung der Curie-Temperatur der Hauptphase, ebenso wie der magnetischen Sättigungsflussdichte und der magnetischen Anisotropie des magnetischen Materials im Vergleich zu einem magnetischen Material, das die Komponente A nicht enthält. Wenn die Menge an Komponente A 20 Atomprozent übersteigt, ist es schwierig, die TbCu₇-Phase zu erzeugen. Vorzugsweise sollte die Menge der Komponente A 10 Atomprozent oder weniger betragen.
Auch bei A-haltigen magnetischen Materialien der Formel (I) kann das im magnetischen Material enthaltene Fe teilweise durch mindestens ein Element M ersetzt werden, das ausgewählt wird aus Ti, Cr, V, Mo, W, Mn, Ni, Sn, Ga, Al, Ag, Cu, Zn, Nb und Ta. Wenn Fe teilweise durch das Element M ersetzt wird, kann die Hauptphase einen grösseren Anteil des gesamten magnetischen Materials einnehmen. Gleichzeitig kann man die Gesamtkonzentration von Fe, Co und M in der der Hauptphase des magnetischen Materials erhöhen. Es sollte jedoch angemerkt werden, dass, wenn Fe in einer zu hohen Menge durch das Element M ersetzt wird, die magnetische Sättigungsflussdichte des resultierenden magnetischen Materials erniedrigt wird. Um die Schwierigkeit zu vermeiden, ist es wünschenswert, die durch das Element M ersetzte Eisenmenge auf 20 Atomprozent oder weniger, bezogen auf die Fe-Menge, festzulegen.
Die Hauptphase des magnetischen Materials enthält Co und Fe. Es sollte vermerkt werden, dass die Summe von Co und Fe in der Hauptphase 90 Atomprozent oder mehr, bezogen auf die Gesamtmenge der Hauptphase mit Ausnahme des Elements A betragen sollte. Wenn die Summe von Co und Fe in der Hauptphase wesentlich weniger als 90 Atomprozent, bezogen auf die Gesamtmenge der Hauptphase mit Ausnahme des Elements A beträgt, ist es unmöglich, ein magnetisches Material mit einer hohen magnetischen Sättigungsflussdichte zu erhalten. Insbesondere sollte Fe wünschenswerterweise mindestens 25 Atomprozent, stärker bevorzugt mindestens 50 Atomprozent, und besonders bevorzugt 60 bis 80 Atomprozent, bezogen auf die in der Hauptphase enthaltene Summe von Co und Fe, einnehmen. Wenn Fe in einer grossen Menge in der Hauptphase enthalten ist, kann das resultierende magnetische Material eine noch weiter erhöhte magnetische Sättigungsflussdichte aufweisen.
Unvermeidlich sind Spuren von Verunreinigungen wie beispielsweise Oxide, im A-haltigen Material der Formel (I) enthalten. Selbstverständlich ist ein magnetisches Material, das solche unvermeidbaren Verunreinigungen enthält, in den Bereich der vorliegenden Erfindung eingeschlossen.
Falls das magnetische Material der Formel (I) eines der Elemente H, N, C oder P enthält (Komponente A), kann es nach einem der zuvor beschriebenen Verfahren hergestellt werden.
Im Fall der Verwendung von Stickstoff als Element A, das im magnetischen Material der Formel (I) enthalten ist, kann das pulverförmige magnetische Material, das zuvor im Zusammenhang mit der Herstellung des A-freien magnetischen Materials der allgemeinen Formel (I) beschrieben wurde, einer Nitridierbehandlung unterworfen werden, d.h. einer Hitzbehandlung bei einer Temperatur von 300 bis 800°C während 0,1 bis 100 Stunden unter einer Stickstoffgasatmosphäre von 0,001 bis 10 Atm. Eine gasförmige Stickstoffverbindung, wie Ammoniak, kann anstelle des Stickstoffgases für die oben erwähnte Hitzbehandlung verwendet werden. Vorteilhaft wählt man den Partialdruck des Stickstoffgases oder des Stickstoffverbindungsgases so, dass er in einen Bereich zwischen 0,001 und 10 Atm fällt. Auch kann ein Gas, das Stickstoff nicht enthält, zum Stickstoffgas oder dem Stickstoffverbindungsgas zugegeben werden, um die Nitridierbehandlung auszuführen. Im Fall des Zusatzes eines sauerstoffhaltigen Gases ist es jedoch wünschenswert, den Partialdruck des Sauerstoffgases auf einen Wert von nicht mehr als 0,02 Atm festzusetzen, um so die Bildung von Oxiden während der Hitzebehandlung zu vermeiden, die zu einer Verschlechterung der magnetischen Charakteristika des resultierenden magnetischen Materials führen würde.
Es ist auch möglich, beim Verfahren der Herstellung des pulverförmigen magnetischen Materials als Ausgangsmaterial eine Stickstoffverbindung, wie RN zu verwenden, wobei R das in der allgemeinen Formel (I) definierte Seltenerdmetall darstellt. In diesem Fall werden die Ausgangsmaterialien einer bereits beschriebenen Festphasenreaktion unterworfen, so dass das resultierende Material Stickstoff das Element A, das in der allgemeinen Formel (I) eingeschlossen ist, enthalten kann.
Darüber hinaus ist es möglich, das pulverförmige magnetische Material vor der Nitridierbehandlung einer Hitzebehandlung zu unterwerfen. In diesem Fall sollte die Hitzebehandlung bei einer Temperatur von 300 bis 1000°C während 0,1 bis 100 Stunden unter einer Inertgasatmosphäre oder unter Vakuum ausgeführt werden. Die in dieser Weise durchgeführte Hitzebehandlung erlaubt eine deutliche Verbesserung der Koerzitivkraft des resultierenden magnetischen Materials.
Ein Permanentmagnet, wie beispielsweise ein Verbundmagnet, kann unter Verwendung des A-haltigen erfindungsgemässen magnetischen Materials der Formel (I) hergestellt werden. Das zuvor im Zusammenhang mit der Herstellung eines Permanentmagneten unter Verwendung des A-freien magnetischen Materials der allgemeinen Formel (I) beschriebene Herstellungsverfahren kann auch im Fall des A-haltigen magnetischen Materials der allgemeinen Formel (I) angewandt werden.
Was auch für das A-haltige magnetische Material der Formel (I) insbesondere vermerkt werden sollte, ist, dass die Summe des in der Hauptphase des magnetischen Materials enthaltenen Fe und Co mindestens 90 Atomprozent der Gesamtmenge der Hauptphase mit Ausnahme des in der Hauptphase enthaltenen Elements A ausmachen sollte, was zu ausgezeichneten magnetischen Charakteristika des magnetischen Materials führt. Genauer gesagt zeigt das magnetische Material deutliche Verbesserungen in seiner magnetischen Sättigungsflussdichte, der magnetischen Anisotropie und der Curie-Temperatur. Mit anderen Worten wird das in der zuvor beschriebenen Verbindung aus der Seltenerd-Fe-Reihe enthaltene Fe im erfindungsgemässen magnetischen Material teilweise durch Co ersetzt, so dass die Summe des in der Hauptphase des magnetischen Materials enthaltenen Fe und Co mindestens 90 Atomprozent der Gesamtmenge der Hauptphase ausmacht.
Die Erfinder fanden heraus, dass, wenn die Hauptphase eines magnetischen Materials eine TbCu₇-Kristallstruktur hat, ein magnetisches Material mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften dadurch erhalten werden kann, dass die Hauptphase des magnetischen Materials das Element A enthält, das mindestens ein Element, ausgewählt aus H, N, C und P, ist. Das Element A befindet sich hauptsächlich in den interstitiellen Positionen der TbCu₇-Phase und erhöht so den Abstand zwischen den magnetischen Fe- und Co-Atomen, was zu Verbesserungen bei der Curie-Temperatur und magnetischen Sättigungsflussdichte des magnetischen Materials führt.
Ausserdem beeinflusst das in die TbCu₇-Phase eintretende Element A die 4f-Elektronen-Wellenfunktion des in der TbCu₇-Phase enthaltenen Elements R und verbessert so die magnetische Anisotropie des magnetischen Materials noch weiter.
Insbesondere wenn die Hauptphase das Element A enthält und eine TbCu₇-Kristallstruktur hat, ist es wichtig, dass die Gesamtmenge von Fe und Co mindestens 90 Atomprozent, bezogen auf die Gesamtmenge der Hauptphase mit Ausnahme der Menge des Elements A beträgt. In diesem Fall beträgt die magnetische Sättigungsflussdichte der Hauptphase mindestens 1,58 T und ist damit sehr hoch. Beispielsweise weist eine TbCu₇-Phase mit einer Zusammensetzung von Sm_7,9N_6,4Co_25,7Fe_60,0 eine magnetische Sättigungsflussdichte von 1,62 T, eine magnetische Anisotropie von 9,7 × 10⁶ J/m³ und eine Curie-Temperatur von mindestens 600°C auf.
Lasset uns nun bevorzugte Beispiele der vorliegenden Erfindung beschreiben.
BEISPIEL 1 (Referenzbeispiel)
Eine hochreine pulverförmige Mischung aus Sm, Co und Fe mit einem Gehalt von 12 Atomprozent Sm, 18 Atomprozent Co und Rest Fe, wurde im Lichtbogen geschmolzen und so ein Barren hergestellt. Der resultierende Barren wurde in einer Argongasatmosphäre geschmolzen und daraufhin die Schmelze auf die Oberfläche einer Kupferwalze mit einem Durchmesser von 300 mm aufgesprüht, die mit einer Geschwindigkeit von 40 m/Sekunde rotierte, so dass die Schmelze schnell gekühlt und so ein Legierungsband erhalten wurde.
Das so erhaltene Legierungsband wurde durch Pulver-Röntgendiffraktion unter Verwendung von CuKα-Strahlung analysiert und so ein Diffraktionsmuster erhalten, das ähnlich dem war, das in der Figur gezeigt wird. Die Diffraktionspeaks im resultierenden Diffraktionsmuster, mit Ausnahme von α-(Fe, Co), wurden durch eine TbCu₇-Kristallstruktur indiziert, so dass ein Gitterkonstantenverhältnis (c/a) der speziellen Kristallphase erhalten wurde. Man fand, dass das Verhältnis c/a 0,868 betrug, was darauf hinweist, dass die Summe von Fe und Co in der TbCu₇-Phase 91,5 Atomprozent betragen sollte. In der Tat fand man durch Messung des Legierungsbands durch TEM-Analyse, dass die Summe von Fe und Co in der TbCu₇-Phase 91,3 Atomprozent betrug.
Das durch schnelle Abkühlung hergestellte Legierungsband wurde einer Hitzebehandlung bei 700°C während 15 Minuten unterworfen, gefolgt von Pulverisierung, so dass ein pulverförmiges magnetisches Material mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 60 μm erhalten wurde. Dann wurden 2 Gew.% eines Epoxyharzes zum pulverförmigen magnetischen Material zugesetzt. Nach ausreichendem Mischen wurde die resultierende Mischung unter einem Druck von 800 MPa kompressionsgeformt, gefolgt von einer Wärmebehandlung des geformten Materials bei 150°C während 2 Stunden, um so einen Verbundmagneten zu erhalten.
Der resultierende Verbundmagnet wies bei Raumtemperatur eine magnetische Restflussdichte von 0,58 T, eine Koerzitivkraft von 440 kA/m und ein maximales Energieprodukt von 60 kJ/cm³ auf.
BEISPIELE 2 BIS 5
Fünf Arten von Legierungsbändern wurden nach einem schnellen Abkühlverfahren wie in Beispiel 1 hergestellt, wobei vorgegebene Mengen von hochreinen Metallen aus Nd, Pr, Sm, Co, Fe, Ti, Cr, V und Mo verwendet wurden. Die Zusammensetzung jedes der so hergestellten Legierungsbänder wurde durch eine Zusammensetzungsanalyse bestimmt. Die Kristallstruktur der Hauptphase in jedem Legierungsband wurde durch Pulver-Röntgendiffraktion analysiert. Ausserdem wurde die in der Hauptphase enthaltene Summe von Co und Fe in jedem Legierungsband durch eine TEM-Analyse bestimmt. Wo Fe teilweise durch ein anderes Element ersetzt ist, schliesst die oben angegebene Summe die Menge des ersetzenden Elementsein. Die Ergebnisse werden in Tabelle 1 gezeigt.
Ein ähnliches Röntgendiffraktionsmuster wie das, das in der Figur gezeigt wird, wurde für jedes Legierungsband erhalten, was darauf hindeutet, dass die Hauptphase in jedem der Legierungsbänder eine TbCu₇-Kristallstruktur hatte.
Dann wurde jedes Legierungsband einer Hitzebehandlung unter Vakuum bei 600°C während 15 Minuten unterworfen, gefolgt von Pulverisieren, so dass fünf Arten von gepulverten magnetischen Materialien erhalten wurden, die jeweils einen durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 60 μm hatten. Ausserdem wurden unter Verwendung der so erhaltenen Magnetpulver fünf Verbundmagneten wie in Beispiel 1 hergestellt. Tabelle 1 zeigt auch die magnetische Restflussdichte, Koerzitivkraft und das maximale Energieprodukt jedes Verbundmagneten bei Raumtemperatur.
BEISPIEL 6
Eine hochreine Pulvermischung von Sm, Co und Fe mit einem Gehalt von 14 Atomprozent Sm, 15 Atomprozent Co und Rest Fe wurde geschmolzen und die resultierende geschmolzene Mischung auf eine rotierende Walze wie in Beispiel 1 aufgesprüht, so dass ein Legierungsband durch ein schnelles Abkühlverfahren erzeugt wurde. Dann wurde das Legierungsband bei 700°C 15 Minuten unter Vakuum hitzebehandelt, gefolgt von Pulverisierung, so dass ein Pulvermaterial mit einem mittleren Partikeldurchmesser von 30 μm erhalten wurde. Dann wurde eine Nitridierbehandlung mit dem Pulvermaterial unter einer Stickstoffgasatmosphäre von 1 Atm bei 460°C während 6 Stunden ausgeführt und so ein pulverförmiges magnetisches Material erhalten.
Man fand, dass das resultierende pulverige, magnetische Material aus 8 Atomprozent Sm, 17 Atomprozent Co, 8 Atomprozent N und als Rest im wesentlichen aus Fe bestand.
Ein Verbundmagnet wurde unter Verwendung des resultierenden pulverigen, magnetischen Materials wie in Beispiel 1 hergestellt. Der so hergestellte Verbundmagnet wies eine magnetische Restflussdichte von 0,65 T, eine Koerzitivkraft von 744 kA/m und ein maximales Energieprodukt von 65,6 kJ/m³ auf.
BEISPIELE 7 UND 8
Drei Arten von Legierungsbändern wurden nach einem schnellen Abkühlverfahren wie in Beispiel 1 hergestellt, indem vorgegebene Mengen hochreiner Metalle aus Nd, Pr, Sm, Co, Fe, Ti, Cr, V und Mo verwendet wurden. Dann wurde jedes der so hergestellten Legierungsbänder unter Vakuum bei 600°C 15 Minuten hitzebehandelt und anschliessend pulverisiert, so dass ein pulverförmiges Material mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 35 μm erhalten wurde. Dann wurde mit jeder Pulverlegierung wie in Beispiel 6 eine Nitridierbehandlung ausgeführt. Die Zusammensetzung jeder der so hergestellten Pulverlegierungen wurde durch Zusammensetzungsanalyse untersucht. Die Kristallstruktur der Hauptphase in jeder Pulverlegierung wurde durch Pulver-Röntgendiffraktion analysiert. Ausserdem wurde die in der Hauptphase enthaltene Summe von Co und Fe in jeder Pulverlegierung durch TEM-Analyse gemessen. Wo Fe teilweise durch ein anderes Element ersetzt war, schliesst die oben angegebene Summe die Menge des ersetzenden Elements mit ein. Die Ergebnisse werden in Tabelle 2 gezeigt.
Ein Röntgendiffraktionsmuster, das dem in der Figur gezeigten ähnlich war, wurde für jedes Legierungsband erhalten, was darauf hinwies, dass die Hauptphase in jedem Legierungsband die TbCu₇-Kristallstruktur hatte.
Drei Arten von Verbundmagneten wurden wie in Beispiel 1 unter Verwendung der so erhaltenen Magnetpulver hergestellt. Tabelle 2 zeigt ebenfalls die magnetische Restflussdichte, Koerzitivkraft und das maximale Energieprodukt jedes Verbundmagneten unter Raumtemperatur.
BEISPIELE 9 BIS 13
Fünf Arten von Legierungsbändern wurden nach einem schnellen Abkühlverfahren wie in Beispiel 1 unter Verwendung vorgegebener Mengen hochreiner Metalle aus Nd, Pr, Sm, Co, Fe, W, Sn, Cu, Mn, Ag, Nb, Ti, Ga, Ni, Mo, Al, Ta und C hergestellt. Dann wurde jedes dieser Legierungsbänder unter Vakuum bei 600°C 15 Minuten hitzebehandelt und anschliessend pulverisiert, so dass ein pulverförmiges Material mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 35 μm erhalten wurde. Ausserdem wurde jede Pulverlegierung wie in Beispiel 6 einer Nitridierbehandlung unterworfen.
Die Zusammensetzung der so hergestellten Pulverlegierungen wurde jeweils durch Zusammensetzungsanalyse untersucht. Die Kristallstruktur der Hauptphase der jeweiligen Pulverlegierung wurde durch Pulver-Röntgendiffraktion analysiert. Ausserdem wurde die in der Hauptphase in jeder Pulverlegierung enthaltene Summe von Co und Fe durch TEM-Analyse gemessen. Wenn Fe teilweise durch ein anderes Element ersetzt war, schliesst die oben angegebene Summe die Menge des ersetzenden Elements ein. Die Ergebnisse werden in Tabelle 3 gezeigt.
Ein Röntgendiffraktionsmuster, das dem in der Figur gezeigten ähnlich war, wurde für jedes Legierungsband erhalten, was darauf hinwies, dass die Hauptphase in jedem Legierungsband eine TbCu₇-Kristallstruktur hatte.
Fünf Verbundmagneten wurden wie in Beispiel 1 unter Verwendung der so erhaltenen Magnetpulver hergestellt. Tabelle 3 zeigt ebenfalls die magnetische Restflussdichte, Koerzitivkraft und das maximale Energieprodukt jedes Verbundmagneten unter Raumtemperatur.
KONTROLLEN 1 UND 2
Zwei Arten von Legierungsbändern wurden nach einem schnellen Abkühlverfahren wie in Beispiel 1 unter Verwendung vorgegebener Mengen hochreiner Metalle aus Nd, Sm, Zr, Fe und Co hergestellt. Dann wurde jedes der so hergestellten Legierungsbänder unter Vakuum bei 600°C 15 Minuten hitzebehandelt und anschliessend pulverisiert, so dass ein Pulvermaterial mit einem mittleren Partikeldurchmesser von 35 μm erhalten wurde.
Die Zusammensetzung der so hergestellten Pulverlegierungen wurde jeweils durch Zusammensetzungsanalyse untersucht. Die Kristallstruktur der Hauptphase der jeweiligen Pulverlegierung wurde durch Pulver-Röntgendiffraktion analysiert. Ausserdem wurde die in der Hauptphase in jeder Pulverlegierung enthaltene Summe von Co und Fe durch TEM-Analyse gemessen. Die Ergebnisse werden in Tabelle 4 gezeigt.
Ein Röntgendiffraktionsmuster, das dem in der Figur gezeigten ähnlich war, wurde für jeden Legierungsfilm erhalten, was darauf hinwies, dass die Hauptphase in jedem der Legierungspulver die TbCu₇-Kristallstruktur hatte.
Zwei Verbundmagneten wurden wie in Beispiel 1 unter Verwendung der so erhaltenen Magnetpulver hergestellt. Tabelle 4 zeigt ebenfalls die magnetische Restflussdichte, Koerzitivkraft und das maximale Energieprodukt jedes Verbundmagneten unter Raumtemperatur.
Wie aus den Tabellen 1 bis 3 und den Beispielen 1 und 6 hervorgeht, weisen die in den Beispielen 1 bis 13 erhaltenen Verbundmagneten ausgezeichnete magnetische Charakteristika auf. In diesem Zusammenhang sollte vermerkt werden, dass der nach jedem der Beispiele 1 bis 6 erhaltene Verbundmagnet unter Verwendung eines pulverförmigen magnetischen Materials und eines Epoxyharzes hergestellt wurde. Die Summe von Fe und Co, die in der Hauptphase des magnetischen Materials, die eine TbCu₇-Kristallstruktur hatte, enthalten war, betrug 90 Atomprozent, bezogen auf die Gesamtmenge der Hauptphase. Als Ergebnis war die magnetische Sättigungsflussdichte der Hauptphase mit mindestens 1,62 T sehr hoch, was zur Herstellung von Verbundmagneten mit den oben angegebenen ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften führte. Andererseits wurde der in jedem der Beispiele 7 bis 13 erhaltene Verbundmagnet unter Verwendung eines pulvermagnetischen Materials und eines Epoxyharzes hergestellt. Die Summe des in der Hauptphase mit TbCu₇-Kristallstruktur, die gleichzeitig ein Element A, z.B. N oder C, enthielt, des magnetischen Materials enthaltenen Fe und Co betrug mindestens 90 Atomprozent, bezogen auf die Gesamtmenge der Hauptphase, mit Ausnahme des Elements A. Als Ergebnis war die magnetische Sättigungsflussdichte der Hauptphase mit mindestens 1,58 T sehr hoch, was zur. Herstellung von Verbundmagneten mit den oben erwähnten ausgezeichneten magnetischen Charakteristika führte.
Tabelle 4 zeigt auch, dass der Verbundmagnet für die Kontrolle 2 eine niedrige Koerzitivkraft hatte. Es sollte vermerkt werden, dass Zr, das teilweise die Seltenerdelemente Nd und Sm ersetzte, in einer grossen Menge im magnetischen pulverförmigen Material, das zur Herstellung des Verbundmagneten für Kontrolle 2 verwendet wurde, enthalten war, was zu einer Verringerung der im Verbundmagneten enthaltenen Seltenerdelemente führte. Man vermutet, dass dies zu einer Verringerung der magnetischen Anisotropie des Verbundmagneten und so zu der oben erwähnten niedrigen Koerzitivkraft führte.
Wie oben beschrieben, stellt die vorliegende Erfindung ein magnetisches Material zur Verfügung, das eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte und eine ausgezeichnete magnetische Anisotropie aufweist. Natürlich ist das erfindungsgemässe magnetische Material zur Herstellung eines Permanentmagneten, z.B. eines Verbundmagneten, sehr gut geeignet.

Claims

Magnetisches Material, dargestellt durch die allgemeine Formel: R_xA_zCo_yFe_100-x-y-z (I)worin R mindestens ein Seltenerdelement ist; A mindestens ein Element aus H, N, C und P ist; x, y und z Atomprozente darstellen, die definiert sind als 4 ≦ x ≦ 20, 0,01 ≦ y ≦ 70 und 0 ≦ z ≦ 20; worin ferner Fe im magnetischen Material der allgemeinen Formel (I) durch das Element M ausgewählt aus Ti, Cr, V, Mo, W, Mn, Sn, Ag, Cu, Ni, Ga, Al, Nb und Ta, in einer Menge von höchstens 20 Atomprozent, bezogen auf die Gesamtmenge des im magnetischen Materials der allgemeinen Formel (I) enthaltenen Fe, ersetzt ist, wobei das magnetische Material ein c/a-Verhältnis von mehr als 0,85 aufweist und c bzw. a die Gitterkonstanten der Hauptphase des magnetischen Materials bedeuten und die Hauptphase eine TbCu₇-Kristallstruktur aufweist.
Magnetisches Material gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß x in der allgemeinen Formel (I) definiert ist durch 4 ≤ x ≤ 16.
Magnetisches Material gemäß Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß y in der allgemeinen Formel (I) definiert ist durch 4 ≦ y ≦ 40.
Magnetisches Material gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß y in der allgemeinen Formel (I) definiert ist durch 10 ≦ y ≦ 40.
Magnetisches Material gemäß einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das durch die allgemeine Formel (I) dargestellte magnetische Material Fe in einer Menge von 70 bis 95,09 Atomprozent enthält.
Magnetisches Material gemäß einem der vorangehenden Ansprüche, worin das c/a-Verhältnis 0,86 übersteigt.
Magnetisches Material gemäß einem der vorangehenden Ansprüche, worin Co, Fe und M 90 Atomprozent oder mehr bezogen auf alle Elemente außer A in der Hauptphase ausmachen.
Magnetisches Material gemäß einem der vorangehenden Ansprüche, worin z in besagter allgemeiner Formel (I) definiert ist als 0 ≤ z ≤ 10.
Magnetisches Material gemäß einem der vorangehenden Ansprüche, worin das magnetische Material mindestens 25 Atomprozent Fe, bezogen auf die Gesamtmenge des in der Hauptphase des magnetischen Materials enthaltenen Co, Fe und M, enthält.
Magnetisches Material gemäß Anspruch 9, worin das magnetische Material mindestens 50 Atomprozent Eisen, bezogen auf die Gesamtmenge des in der Hauptphase des magnetischen Materials enthaltenen Co, Fe und M, enthält.
Magnetisches Material gemäß Anspruch 10, worin das magnetische Material 60 bis 80 Atomprozent Eisen, bezogen auf die Gesamtmenge des in der Hauptphase des magnetischen Materials enthaltenen Co, Fe und M, enthält.