CN103036323A - 永磁铁、使用该永磁铁的电动机及发电机 - Google Patents

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Abstract

在一个实施方式中，永磁铁包括：由R(FepMqCur(Co1-p-q-r)z(R：稀土元素，M：选自Ti、Zr及Hf的至少一种元素，0.3＜p≤0.45，0.01≤q≤0.05，0.01≤r≤0.1，5.6≤z≤9)表示的组成；以及含有Th2Zn17型晶相、晶界相及片晶相的金属组织。晶界相中的Cu浓度的空间分布为标准偏差在5以下。

Description

永磁铁、使用该永磁铁的电动机及发电机
相关申请的交叉引用
本申请基于2011年9月27日提交的日本专利申请第2011-2114039号并要求享有其优先权，该申请的全部内容以引用方式包含于此。
技术领域
此处揭示的实施方式一般涉及永磁铁、使用该永磁铁的电动机及发电机。
背景技术
作为高性能的永磁铁已知有Sm-Co类磁铁或Nd-Fe-B类磁铁等稀土类磁铁。在混合动力汽车(HEV)、电动汽车(EV)的电动机中使用永磁铁的情况下，要求永磁铁具有耐热性。在HEV、EV用电动机中采用以Dy置换Nd-Fe-B类磁铁的Nd的一部分以提高耐热性的永磁铁。由于Dy是稀有元素之一，因此，需求不使用Dy的永磁铁。尽管已知Sm-Co类磁铁中的不使用Dy的系列显示优秀的耐热性，但存在与Nd-Fe-B类磁铁相比(BH)max较小这样的难点。
作为决定永磁铁的(BH)max值的主要因素，除了剩余磁化和矫顽力以外，还可以例举磁滞回线的方形度。即使是剩余磁化较大的磁铁，若方形度较差，则(BH)max值也会低于根据剩余磁化的大小所能期待的理论值。为了实现较高的(BH)max值，除了要求磁化较大以外，还要求方形度较好。为了提高Sm-Co类磁铁的磁化，利用Fe来置换Co的一部分并且提高Fe浓度是有效的。但是，在Fe浓度较高的组分区域中，Sm-Co类磁铁的方形度有变差的趋势。为此，对于高Fe浓度的Sm-Co类磁铁，需要一种在确保较高的磁化和矫顽力的情况下提高其方形度的技术。
附图说明
图1是将实施方式的永磁铁的金属组织放大表示的TEM像。
图2是表示实施方式的永磁铁的磁化曲线的一个示例的图。
图3是表示实施方式的永磁电动机的图。
图4是表示实施方式的可变磁通电动机的图。
图5是表示实施方式的发电机的图。
具体实施方式
根据一个实施方式，提供一种具有由以下组成式表示的组成的永磁铁。
组成式：R(FepMqCur(Co1+-p-q-r)z…(1)
其中，R是选自稀土元素的至少一种元素，M是选自Ti、Zr及Hf的至少一种元素，p是满足0.3＜p≤0.45的数(原子比)，q是满足0.01≤q≤0.05的数(原子比)，r是满足0.01≤r≤0.1的数(原子比)，z是满足5.6≤z≤9的数(原子比)。
实施方式的永磁铁包括含有Th2Zn17型晶相、晶界相、以及片晶相(platelet phase)的金属组织。将晶界相中的Cu浓度的空间分布设为标准偏差在5以下。
以下，对实施方式的永磁铁进行详细说明。在组成式(1)中，作为R元素使用选自包含钇(Y)的稀土元素的至少一种元素。R元素使磁铁材料具有较大的磁各向异性，并赋予其高矫顽力。作为R元素，优选采用选自钐(Sm)、铈(Ce)、钕(Nd)及镨(Pr)的至少一种元素，尤其优选使用Sm。通过使R元素的50原子％以上为Sm，能重复性良好地提高永磁铁的矫顽力。优选R元素的70原子％以上为Sm。
将R元素掺和成R元素与除此之外的元素(Fe、M、Cu、Co)的原子比为1∶5.6～1∶9的范围(作为z值为5.6～9的范围/作为R元素的含量为10～15原子％的范围)。若R元素的含量小于10原子％，则会造成大量的α-Fe相析出，因而无法得到足够的矫顽力。另一方面，若R元素的含量超过15原子％，则饱和磁化显著下降。R元素的含量优选为10.2～14原子％的范围，更优选为10.5～12.5原子％的范围。
作为M元素，使用选自钛(Ti)、锆(Zr)及铪(Hf)的至少一种元素。通过掺和M元素，能在较高的Fe浓度的组分下体现较大的矫顽力。M元素的含量为R元素以外的元素(Fe、Co、Cu、M)的总量的1～5原子％的范围(0.01≤q≤0.05)。若q值超过0.05，则磁化会显著下降，此外，若q值小于0.01，则提高Fe浓度的效果较小。M元素的含量优选为0.012≤q≤0.04，更优选为0.015≤q≤0.03。
M元素可以是Ti、Zr、Hf中的任一种，但优选至少含有Zr。尤其是通过使M元素的50原子％以上为Zr，能进一步改善提高永磁铁的矫顽力的效果。另一方面，由于M元素中Hf特别昂贵，因此，即使在使用Hf的情况下，也希望减少其使用量。Hf的含量优选为小于M元素的20原子％。
铜(Cu)是用于使永磁铁体现高矫顽力的元素。Cu的掺和量为R元素以外的元素(Fe、Co、Cu、M)的总量的1～10原子％的范围(0.01≤r≤0.1)。若r值超过0.1，则磁化会显著下降，此外，若r值小于0.01，则难以获得较高的矫顽力。Cu的掺和量优选为0.02≤r≤0.1，更优选为0.03≤r≤0.08。
铁(Fe)是主要负责永磁铁磁化的元素。通过掺和大量Fe，能提高永磁铁的饱和磁化。不过，若Fe的含量过于过剩，则会造成α-Fe相析出等，导致矫顽力下降。Fe的掺和量为超过R元素以外的元素(Fe、Co、Cu、M)的总量的30原子％、且为45原子％以下的范围(0.3＜p≤0.45)。Fe的掺和量优选为0.31≤p≤0.44，更优选为0.32≤p≤0.43。
钴(Co)是用于承担永磁铁的磁化、且体现高的矫顽力所必须的元素。而且，若含有较多的Co，则居里温度上升，还能提高永磁铁的热稳定性。若Co的掺和量较少，则上述效果较小。但是，若永磁铁中过度含有Co，则Fe的含量相对减少，因此，有可能导致磁化下降。将Co的含量设为由p、q、r所规定的范围(1-p-q-r)。
对于Co的一部分，也可以用选自镍(Ni)、钒(V)、铬(Cr)、锰(Mn)、铝(Al)、硅(Si)、镓(Ga)、铌(Nb)、钽(Ta)及钨(W)的至少一种元素A来置换。这些置换元素有助于提高磁铁特性，例如矫顽力。不过，过度用A元素置换Co有可能会导致磁化下降，因此，用A元素进行置换的置换量优选为Co的20原子％以下的范围。另外，实施方式的磁铁材料允许含有氧化物等不可避免的杂质。
本实施方式的SmCo类磁铁包括以作为高温相的TbCu7型晶相(具有TbCu7型结构的晶相/1-7相)为前体、对其实施时效处理等而形成的相分离组织。相分离后的金属组织具有作为主相的Th2Zn17型晶相(具有Th2Zn17型结构的相/2-17相)、由CaCu5型晶相(具有CaCu5型结构的晶相/1-5相)等构成的晶界相、以及片晶相。相分离后的金属组织成为称作胞状结构的二次结构。
能利用从与时效处理后的试料的易磁化轴方向(晶体的c轴方向)垂直的方向观察得到的TEM像(透射电子显微镜像)对相分离后的金属组织进行观察。图1是实施方式的SmCo类磁铁的TEM像的一个示例。如图1所示，从时效处理后的TEM像中主要观察到的组织是作为主相的1-7相(胞相)、作为晶界相的1-5相(胞壁相)及片晶相。胞相是粒径为50～200nm程度的晶粒。胞相占了构成金属组织的相(全组成相)的大部分，胞相是SmCo类磁铁的主相。所谓的主相是指全组成相中体积比最大的相，其体积比优选为50％以上，更优选为70％以上。
胞壁相是以板状存在于胞相的晶界的相，相的宽度为数nm～10nm程度。片晶相是以横切多个晶粒的方式存在的板状的相，其以与胞相的c轴方向相垂直的方式存在。因此，在一个区域内，可以观察到片晶相彼此并排。各相在组分方面也有特征，胞壁相的Cu浓度数倍高于胞相(主相)。片晶相的Zr等M元素的浓度数倍高于胞相(主相)。例举具体示例，在胞相的Cu浓度为3原子％程度、Zr浓度为1.5原子％程度的试料中，胞壁相的Cu浓度为20原子％程度，片晶相的Zr浓度为4.5原子％程度。
本实施方式的Sm-Co类磁铁可以包含由2-17相所构成的主相(胞相)、由1-5相等所构成的晶界相(胞壁相)、以及片晶相以外的晶相或非晶相。作为其他的相，可以考虑M元素的浓度高于胞相的富M相或以R元素和Fe为主要成分的化合物相等，但优选其他的相的量为杂质相程度的量。优选构成实施方式的永磁铁的金属组织实质上由胞相、胞壁相及片晶相所构成。
能利用ICP(Inductively Coupled Plasma：电感耦合等离子体)的发光分光分析法来测定本实施方式的永磁铁的组成。对于各组成相的体积比率，合用电子显微镜或光学显微镜的观察、X线衍射等来综合进行判断，但亦可利用对永磁铁截面(难磁化轴面)进行拍摄而得到的透射型电子显微镜照片的面积分析法求出。作为永磁铁的截面，使用产品表面的具有最大面积的面的实质上的中央部的截面。
在2-17相(胞相)的晶界中析出的1-5相(胞壁相)的畴壁能量比2-17相的畴壁能量要大，该畴壁能量差成为畴壁移动的障碍。可以认为在Sm2Co17类磁铁中，畴壁能量较大的1-5相等作为钉扎点发挥作用，从而体现畴壁钉扎型的矫顽力。可以认为畴壁能量差主要是因Cu的浓度差而产生的。可以认为只要胞壁相的Cu浓度比胞相内的Cu浓度高，就能体现矫顽力。因此，优选胞壁相具有胞相的Cu浓度的1.2倍以上的Cu浓度。由此，能使胞壁相作为畴壁的钉扎点充分发挥作用，获得足够的矫顽力。
作为存在于胞相的晶界的胞壁相(晶界相)的典型示例可以例举上述1-5相，但并不局限于此。在胞壁相具有胞相的Cu浓度的1.2倍以上的Cu浓度的情况下，能使胞壁相作为畴壁的钉扎点充分发挥作用，由此，能获得较高的矫顽力。因此，胞壁相只要是上述那样的富Cu相即可。作为1-5相以外的胞壁相，可以例举作为高温相(相分离前的组织)的1-7相、1-7相的相分离的初始阶段产生的1-5相的前体相等。
Cu是用于使SmCo类磁铁体现高矫顽力所必须的元素。Cu被通过时效处理等而生成的胞壁相富化，由此，可以认为胞壁相作为畴壁的钉扎点发挥作用，从而体现矫顽力。对于Sm-Co类磁铁，除了磁化和矫顽力以外，还要求提高(BH)max。如上所述，作为决定永磁铁的(BH)max值的主要因素，除了剩余磁化和矫顽力以外，还可以例举磁滞回线的方形度。即使是剩余磁化较大的磁铁，若方形度较差，则(BH)max值也会低于根据剩余磁化的大小所能期待的理论值。
为了提高Sm-Co类磁铁的磁化，利用Fe来置换Co的一部分并且提高Fe浓度是有效的。因此，实施方式的Sm-Co类磁铁中，使Fe的掺和量为超过R元素以外的元素(Fe、Co、Cu、M)的总量的30原子％、且为45原子％以下的范围(0.3＜p≤0.45)。但是，在Fe浓度较高的组分区域中，Sm-Co类磁铁的磁滞回线的方形度有变差的趋势。这样的方形度的变差成为Sm-Co类磁铁的(BH)max值下降的主要原因。
本发明人员对上述方形度变差的原因作了深入的研究，结果发现：在Fe浓度较高的组分区域中，胞壁相的Cu浓度容易产生偏差，因此，产生畴壁的钉扎势较大的胞壁相和钉扎势较小的胞壁相。如上所述，胞壁相中，畴壁能量因Cu浓度而发生变化，因此，Cu浓度相差较大的胞壁相之间，畴壁的钉扎势的大小也会不同。
在畴壁的钉扎势因胞壁相而异的情况下，存在畴壁容易移动的区域和畴壁难以移动的区域。因此，在施加外部磁场时，畴壁从被Cu浓度较低的胞壁相围住的胞相朝被Cu浓度较高的胞壁相围住的胞相分阶段地移动。因此，可以认为在具有Fe浓度较高的组成的Sm-Co类磁铁中，磁滞回线的方形度变差。为了提高这样的受到胞壁相的Cu浓度分布影响的方形度，使胞壁相的Cu浓度的空间分布均匀化是有效的。
为此，在本实施方式的Sm-Co类磁铁中，将胞壁相(晶界相)中的Cu浓度的空间分布设为标准偏差在5以下。通过应用具有这样的Cu浓度的空间分布的胞壁相，能使具有高Fe浓度的Sm-Co类磁铁的磁滞回线的方形度较为良好。即，在维持基于高Fe浓度对Sm-Co类磁铁赋予的较高磁化、基于相分离组织或胞相与胞壁相的Cu浓度差等的Sm-Co类磁铁的高矫顽力的情况下，能使Sm-Co类磁铁的磁滞回线的方形度变为良好，从而能提高Sm-Co类磁铁的(BH)max值。因此，能提供高性能的Sm-Co类磁铁。
此处，作为表示方形度的指标，为了方便起见，将矩形比定义如下。即，矩形比表示(BH)max的实测值与由式(2)表示的(BH)max的理论值的比率。(BH)max的理论值用从测定得到的剩余磁化(Br)的值根据式(3)计算得到的值来表示。
矩形比＝(BH)max的实测值/(BH)max的理论值×100％…(2)
(BH)max的理论值＝Br2/16π×104…(3)
图2是将实施方式的Sm-Co类磁铁的磁化曲线的一个示例与现有的Sm-Co类磁铁进行比较来表示的图。图2中示出磁化曲线的实施方式的Sm-Co类磁铁和现有的Sm-Co类磁铁分别具有相同的组成，而且，还分别包括包含由2-17相所构成的主相(胞相)、晶界相(胞壁相)及片晶相的金属组织。不过，实施方式的Sm-Co类磁铁中，晶界相中的Cu浓度的空间分布为标准偏差在5以下，与之不同的是，现有的Sm-Co类磁铁中，晶界相中的Cu浓度的空间分布为标准偏差超过5。
从图2可见，实施方式的Sm-Co类磁铁的磁滞回线的方形度较为良好。具体而言，表示Sm-Co类磁铁的方形度的矩形比优选为85％以上。此处所说的矩形比是指由上述式(2)来表示的值。通过使Sm-Co类磁铁的矩形比为85％以上，能重复性较好地提高Sm-Co类磁铁的(BH)max值。
胞壁相(晶界相)中的Cu浓度的空间分布因熔体处理或时效处理等的热处理条件而发生变化。为了使胞壁相的Cu浓度的空间分布均匀化，如在下文中详细说明的那样，对熔体处理的处理温度、处理时间进行控制是有效的。有关时效处理，在进行正式的时效处理之前，以比其温度要低的温度进行预备时效处理是有效的。而且，对预备时效处理和正式时效处理的处理温度、处理时间、以及处理后的冷却速度进行严格控制等是有效的。
而且，Sm-Co类磁铁的磁滞回线的方形度还受到片晶相的M浓度(β)与晶界相的M浓度(α)之比(β/α)的影响。即，晶界相与片晶相的M浓度比(β/α)过高意味着由Zr所代表的M元素没有进行充分的扩散。在这样的情况下，不仅M元素的组成均匀性容易下降，而且Cu的组成均匀性也容易下降。
因此，为了提高Cu浓度的空间分布的均匀性，优选晶界相和片晶相的M浓度比(β/α)小于3。不过，若晶界相和片晶相的M浓度比(β/α)为1以下，则原本M浓度较高的片晶相与晶界相的M浓度会发生逆转，片晶相无法作为扩散路径发挥作用。因此，优选晶界相和片晶相的M浓度比(β/α)超过1。
根据利用透射电子显微镜的能量分散型X线分析对上述各组成相的元素浓度进行测定。以下示出透射电子显微镜像及能量分散型X线分析的具体的测定方法。首先，对实施了时效处理的烧结体或合金在消磁状态下与易磁化轴平行地进行切割，从而形成板状试料。此时，从相距烧结体或合金表面1mm以上内侧采取试料。之后，利用FIB(集束离子束)制成薄板，从而获得透射电子显微镜用观察试料。利用透射电子显微镜，以200kV的加速电压、10万倍的倍率进行测定，并调整为能清楚地看见胞状结构。利用能量分散型X线分析对上述视界中的各组成相的元素浓度进行分析。
按照以下的方法测定晶界相中的Cu浓度的空间分布。首先，对胞壁相部分的Cu浓度(原子％)进行分析。此时，作为测定部位，选择胞壁相厚度的中心，对10个以上的部位进行测定。不过，作为各个测定点，以彼此相隔150nm以上的方式进行选择。从上述测定数据算出Cu浓度的标准偏差(σ)。
按照以下的方法测定晶界相的M浓度(α)与片晶相的M浓度(β)之比(β/α)。首先，对胞壁相部分的M浓度(原子％)进行分析。此时，作为测定部位，选择胞壁相厚度的中心，对10个以上的部位进行测定。作为测定点，以彼此相隔150nm以上的方式进行选择。对片晶相部分的M浓度(原子％)进行分析。作为测定部位，选择片晶相厚度的中心，对10根以上的平行观察到的片晶相进行测定。从胞壁相及片晶相各自的测定数据算出M浓度的平均值，将这些平均值分别作为晶界相的M浓度(α)和片晶相的M浓度(β)，从而算出它们的比值(β/α)。
本实施方式的永磁铁例如用以下的方法制作。首先，制作含有规定量的元素的合金粉末。合金粉末例如由如下方法制成：利用带钢连铸法制造薄片状的合金薄带，然后将其粉碎并进行调制。在带钢连铸法中，优选将合金液倾倒在以0.1～20m/秒的周速进行旋转的冷却辊上，从而得到连续凝固成厚度为1mm以下的薄带。若冷却辊的周速小于0.1m/秒，则容易在薄带中产生组成的偏差，若周速超过20m/秒，则晶粒被细微化为单磁区尺寸以下，从而无法获得良好的磁特性。冷却辊的周速更优选为0.3～15m/秒的范围，最优选为0.5～12m/秒的范围。
合金粉末也可以由以下方法制成：对利用电弧熔解法或高频熔解法得到的金属液进行铸造，从而获得合金锭块，将其粉碎并进行调制。作为合金粉末的其他调制方法，可以例举机械合金化法、机械研磨法、气体雾化法、还原扩散法等，可以使用利用这些方法调制的合金粉末。可以根据需要对如此得到的合金粉末或粉碎前的合金实施热处理，使其均匀化。对薄片或锭块的粉碎是使用气流粉碎机或球磨机等来实施的。为了防止合金粉末的氧化，优选在惰性气体的气氛中或有机溶剂中进行粉碎。
接下来，向设于电磁铁等中的模具内填充合金粉末，一边施加磁场一边进行加压成形，从而制作使晶轴进行了取向的压粉体。将该压粉体在1100～1300℃的温度下烧结0.5～15小时，从而得到致密的烧结体。若烧结温度小于1100℃，则烧结体的密度变得不足，若超过1300℃，则Sm等稀土元素发生蒸发，从而无法得到良好的磁特性。烧结温度优选为1150～1250℃的范围，更优选为1180～1230℃的范围。
在烧结时间小于0.5小时的情况下，烧结体的密度有可能会产生不均匀。另一方面，若烧结时间超过15小时，则Sm等稀土元素会发生蒸发，从而无法得到良好的磁特性。烧结时间优选为1～10小时的范围，更优选为1～4小时的范围。为了防止氧化，优选在真空中或氩气等惰性气体的气氛中进行压粉体的烧结。
对所得到的烧结体进行熔体处理及时效处理来控制晶体组织。为了得到相分离组织的前体即1-7相，熔体处理优选在1100～1200℃的范围的温度下进行0.5～24小时的热处理。若是小于1100℃的温度及超过1200℃的温度，则熔体处理后的试料中的1-7相的比例较小，无法得到良好的磁特性。而且，也有可能使1-7相内的各元素的浓度分布无法充分均匀化。熔体处理温度更优选为1120～1180℃的范围，最优选为1120℃～1170℃的范围。
在熔体处理时间小于0.5小时的情况下，组成相容易不均匀，而且，也有可能使1-7相内的各元素的浓度分布无法充分均匀化。若熔体处理超过24小时，则烧结体中的Sm等稀土元素会发生蒸发等，有可能无法得到良好的磁特性。熔体处理时间优选为1～12小时的范围，更优选为1～8小时的范围。为了防止氧化，优选在真空中或氩气等惰性气体的气氛中进行熔体处理。
接下来，对熔体处理后的烧结体实施时效处理。时效处理是对晶体组织进行控制、以提高磁铁的矫顽力的处理。为了使晶界相的Cu浓度的空间分布均匀化，优选在正式时效处理(第二时效处理)之前以比其低的温度进行预备时效处理(第一时效处理)。第一时效处理优选在500～900℃的温度下保持0.5～10小时，然后以0.1～5℃/分钟的冷却速度慢冷至20～450℃的温度。通过实施这样的第一时效处理，能使晶界相的Cu浓度的空间分布均匀化。也能将晶界相和片晶相的M浓度比(β/α)控制在良好的范围。
第二时效处理优选在700～900℃的温度下保持10～100小时，然后以0.1～5℃/分钟的冷却速度慢冷至20～600℃的温度，继而冷却至室温。通过实施这样的第二时效处理，能提高具有相分离组织的Sm-Co类磁铁的矫顽力。优选将第二时效处理的处理温度T2设定得比第一时效处理的处理温度T1高(T2＞T1)，从而能使晶界相的Cu浓度的空间分布均匀化。为了防止氧化，优选在真空中或氩气等惰性气体的气氛中进行时效处理。
在第一时效处理温度小于500℃或超过900℃的情况下，有可能会导致矫顽力的下降或方形度的变差。第一时效处理温度更优选为600～850℃，最优选为700～850℃。在第一时效处理时间小于0.5小时的情况下，有可能导致矫顽力的下降或方形度的变差。另一方面，在第一时效处理时间超过10小时的情况下，会使生产率下降，成本增大。第一时效处理时间更优选为1～5小时。
在第一时效热处理后的冷却速度小于0.1℃/分钟的情况下，生产率下降，成本增大。若第一时效热处理后的冷却速度超过5℃/分钟，则有可能导致方形度的变差。第一时效热处理后的冷却速度更优选为0.5～4℃/分钟的范围，最优选为1～3℃/分钟的范围。
在第二时效处理温度小于700℃或超过900℃的情况下，无法得到均匀的胞相和胞壁相的混合组织，永磁铁的磁特性有可能会下降。时效处理温度更优选为750～880℃，最优选为780～850℃。在第二时效处理时间小于10小时的情况下，则胞壁相有可能无法充分完成从1-7相的析出。另一方面，在保持时间超过100小时的情况下，胞壁相的厚度增厚，导致胞相的体积分率下降，或晶粒粗大化，因而有可能无法得到良好的磁铁特性。第二时效处理时间更优选为10～90小时，最优选为20～80小时。
在第二时效热处理后的冷却速度小于0.1℃/分钟的情况下，生产率下降，成本增大。若第二时效热处理后的冷却速度超过5℃/分钟，则无法得到均匀的胞相和胞壁相的混合组织，永磁铁的磁特性有可能会下降。第二时效热处理后的冷却速度更优选为0.3～4℃/分钟的范围，最优选为0.5～3℃/分钟的范围。
本实施方式的永磁铁能用于各种电动机或发电机。而且，还可作为可变磁通电动机或可变磁通发电机的固定磁铁或可变磁铁进行使用。通过使用本实施方式的永磁铁，能构成各种电动机或发电机。在将本实施方式的永磁铁应用于可变磁通电动机的情况下，对可变磁通电动机的结构或驱动系统能应用日本专利特开2008-29148号公报或日本专利特开2008-43172号公报所揭示的技术。
接下来，参照附图说明实施方式的电动机和发电机。图3表示实施方式的永磁电动机。在图3所示的永磁电动机1中，在定子2内配置有转子3。在转子3的铁心4中配置有实施方式的永磁铁5。基于实施方式的永磁铁的特性等，能实现永磁电动机1的高效化、小型化、低成本化等。
图4表示实施方式的可变磁通电动机。在图4所示的可变磁通电动机11中，在定子12内配置有转子13。在转子13的铁心14中，作为固定磁铁15和可变磁铁16配置有实施方式的永磁铁。可变磁铁16的磁通密度(磁通量)可以改变。可变磁铁16由于其磁化方向与Q轴方向正交，因此，不会受Q轴电流的影响，能根据D轴电流进行磁化。在转子13上设有磁化绕组(未图示)。成为电流从磁化电路流过该磁化绕组，从而其磁场直接作用于可变磁铁16的结构。
根据实施方式的永磁铁，通过变更上述制造方法的各种条件，能够获得例如矫顽力超过500kA/m的固定磁铁15和矫顽力为500kA/m以下的可变磁铁16。在图4所示的可变磁通电动机11中，固定磁铁15及可变磁铁16均可使用实施方式的永磁铁，但也可以是其中的任意一方的磁铁使用实施方式的永磁铁。由于能以较小的装置尺寸输出较大的转矩，因此，可变磁通电动机11适用于要求电动机输出功率大、小型化的混合动力汽车或电动汽车等的电动机。
图5表示实施方式的发电机。图5所示的发电机21包括使用了实施方式的永磁铁的定子22。配置于定子22内侧的转子23通过转轴25与设于发电机21一端的涡轮机24相连接。涡轮机24例如在外部提供的流体的作用下进行旋转。另外，也可取代在流体作用下进行旋转的涡轮机24，通过传递汽车的再生能量等动态的旋转，来使转轴25旋转。定子22和转子23可以采用各种公知的结构。
转轴25与相对于转子23配置于涡轮机24的相反侧的整流子(未图示)相接触，转子23的旋转所产生的电动势作为发电机21的输出经由相分离母线及主变压器(未图示)被升压至系统电压后送出。发电机21可以是通常的发电机及可变磁通发电机中的任意一种。另外，转子23上会产生来自涡轮机2的静电或伴随发电的轴电流所引起的带电。因此，发电机21包括用于使转子23的带电进行放电的电刷26。
接下来，对实施例及其评价结果进行说明。
(实施例1)
将各原料按照表1所示的组成进行称量，然后在Ar气体气氛中将其电弧熔解来制作合金锭块。利用研钵将合金锭块进行粗粉碎，然后进一步利用气流粉碎机进行细微粉碎，从而调制得到平均粒径为5μm的合金粉末。将合金粉末在1.5T的磁场中用1t(吨)的载荷进行冲压而制成压粉体，然后在Ar气氛中以1200℃保持3小时进行烧结，接着以1170℃进行3小时的熔体处理。
接下来，作为第一时效处理，在780℃×3小时的条件下对熔体处理之后的烧结体施加热处理，然后，以1℃/分钟的冷却速度慢冷至200℃。接着，作为第二时效处理，在850℃×10小时的条件下施加热处理，然后，以1℃/分钟的冷却速度慢冷至300℃，继而冷却至室温。第一时效处理及第二时效处理均在Ar气氛中实施。将如此得到的烧结磁铁提供给后述的特性评价。
(实施例2)
按照与实施例1相同组成称量各原料，然后在Ar气体气氛中将其电弧熔解来制作合金锭块。利用研钵将合金锭块进行粗粉碎，然后进一步利用气流粉碎机进行细微粉碎，从而调制得到平均粒径为4μm的合金粉末。将合金粉末在1.5T的磁场中用1t(吨)的载荷进行冲压而制成压粉体，然后在Ar气氛中以1190℃保持3小时进行烧结，接着以1150℃进行5小时的熔体处理。
接下来，作为第一时效处理，在730℃×1.5小时的条件下对熔体处理之后的烧结体施加热处理，然后，以1.5℃/分钟的冷却速度慢冷至300℃。接着，作为第二时效处理，在850℃×15小时的条件下施加热处理，然后，以1.5℃/分钟的冷却速度慢冷至500℃，继而冷却至室温。第一时效处理及第二时效处理均在Ar气氛中实施。将所得到的烧结磁铁提供给后述的特性评价。
(实施例3～6)
按照表1所示的组成称量各原料，然后在Ar气体气氛中将其电弧熔解来制作合金锭块。将所得到的合金锭块在Ar气氛中以1170℃进行1小时的热处理，然后利用研钵将合金锭块进行粗粉碎，进一步利用球磨机进行细微粉碎，从而调制得到平均粒径为4μm的合金粉末。将合金粉末在1.5T的磁场中用1t(吨)的载荷进行冲压而制成压粉体。对压粉体在Ar气氛中以1190℃保持3小时进行烧结，接着以1150℃进行3小时的熔体处理。
接下来，作为第一时效处理，在720℃×2小时的条件下对熔体处理之后的烧结体施加热处理，然后，以1.5℃/分钟的冷却速度慢冷至200℃。接着，作为第二时效处理，在810℃×50小时的条件下施加热处理，然后，以1℃/分钟的冷却速度慢冷至400℃，继而冷却至室温。第一时效处理及第二时效处理均在Ar气氛中实施。将如上所述地得到的烧结磁铁提供给后述的特性评价。
(实施例7～9)
按照表1所示的组成称量各原料，然后在Ar气体气氛中将其电弧熔解来制作合金锭块。将合金锭块装填在由石英制成的喷嘴中，用高频感应加热使其熔化，然后，将金属液倾倒在以0.6m/秒的周速进行旋转的冷却辊上，使其连续凝固，从而制作了合金薄带。将该合金薄带进行粗粉碎，然后利用气流粉碎机进行细微粉碎，从而调制得到平均粒径为4μm的合金粉末。将合金粉末在1.5T的磁场中用1t(吨)的载荷进行冲压而制成压粉体。对压粉体在Ar气氛中以1200℃保持1小时进行烧结，接着以1170℃进行10小时的熔体处理。
接下来，作为第一时效处理，在750℃×2小时的条件下对熔体处理之后的烧结体施加热处理，然后，以1.5℃/分钟的冷却速度慢冷至200℃。接着，作为第二时效处理，在850℃×10小时的条件下施加热处理，然后，以1℃/分钟的冷却速度慢冷至600℃，继而冷却至室温。第一时效处理及第二时效处理均在Ar气氛中实施。将如上所述地得到的烧结磁铁提供给后述的特性评价。
(比较例1)
使用与实施例1相同组成的合金粉末，在与实施例1相同条件下制作了压粉体。对该压粉体在Ar气氛中以1220℃保持3小时进行烧结，接着以1180℃实施8小时的熔体处理，从而制作了烧结体。接下来，作为第一时效处理，在780℃×10小时的条件下对熔体处理之后的烧结体施加热处理，然后，以7℃/分钟的冷却速度慢冷至300℃。接着，作为第二时效处理，在850℃×5小时的条件下施加热处理，然后，以0.5℃/分钟的冷却速度慢冷至400℃，继而冷却至室温。第一时效处理及第二时效处理均在Ar气氛中实施。将如上所述地得到的烧结磁铁提供给后述的特性评价。
(比较例2)
使用与实施例2相同组成的合金粉末，在与实施例1相同条件下制作了压粉体。对该压粉体在Ar气氛中以1220℃保持1小时进行烧结，接着以1210℃实施8小时的熔体处理，从而制作了烧结体。接下来，作为第一时效处理，在800℃×8小时的条件下对熔体处理之后的烧结体施加热处理，然后，以7℃/分钟的冷却速度慢冷至200℃。接着，作为第二时效处理，在840℃×3小时的条件下施加热处理，然后，以0.5℃/分钟的冷却速度慢冷至400℃，继而冷却至室温。第一时效处理及第二时效处理均在Ar气氛中实施。将如上所述地得到的烧结磁铁提供给后述的特性评价。
(比较例3～9)
使用与实施例3～9相同组成的合金粉末，在与实施例3～9相同条件下制作了压粉体。对该压粉体在Ar气氛中以1220℃保持3小时进行烧结，接着以1210℃实施2小时的熔体处理，从而制作了烧结体。接下来，作为第一时效处理，在400℃×7小时的条件下对熔体处理之后的烧结体施加热处理，然后，以3℃/分钟的冷却速度慢冷至200℃。接着，作为第二时效处理，在850℃×5小时的条件下施加热处理，然后，以5℃/分钟的冷却速度慢冷至600℃，继而冷却至室温。第一时效处理及第二时效处理均在Ar气氛中实施。将如上所述地得到的烧结磁铁提供给后述的特性评价。
表1
  磁铁组成(原子％)
  实施例1   Sm(Fe0.32Zr0.02Cu0.05Co0.61)7.8
  实施例2   Sm(Fe0.32Zr0.02Cu0.05Co0.61)7.8
  实施例3   Sm(Fe0.33Zr0.018Cu0.05Co0.602)7.5
  实施例4   Sm(Fe0.31(Zr0.7Ti0.2Hf0.1)0.03Cu0.07Co0.59)8.0
  实施例5   Sm(Fe0.32(Zr0.9Ti0.1)0.04Cu0.06Co0.58)8.2
  实施例6   (Sm0.8Nd0.2)(Fe0.32Zr0.03Cu0.05Co0.60)7.5
  实施例7   (Sm0.8Pr0.2)(Fe0.32(Zr0.8Ti0.2)0.035Cu0.06Co0.585)7.7
  实施例8   (Sm0.8Ce0.2)(Fe0.31Zr0.025Cu0.06Co0.605)8.0
  实施例9   (Sm0.7Y0.1Nd0.2)(Fe0.32Zr0.027Cu0.06Co0.593)7.7
  比较例1   Sm(Fe0.32Zr0.02Cu0.05Co0.61)7.8
  比较例2   Sm(Fe0.32Zr0.02Cu0.05Co0.61)7.8
  比较例3   Sm(Fe0.33Zr0.018Cu0.05Co0.602)7.5
  比较例4   Sm(Fe0.31(Zr0.7Ti0.2Hf0.1)0.03Cu0.07Co0.59)8.0
  比较例5   Sm(Fe0.32(Zr0.9Ti0.1)0.04Cu0.06Co0.58)8.2
  比较例6   (Sm0.8Nd0.2)(Fe0.32Zr0.03Cu0.05Co0.60)7.5
  比较例7   (Sm0.8Pr0.2)(Fe0.32(Zr0.8Ti0.2)0.035Cu0.06Co0.585)7.7
  比较例8   (Sm0.8Ce0.2)(Fe0.31Zr0.025Cu0.06Co0.605)8.0
  比较例9   (Sm0.7Y0.1Nd0.2)(Fe0.32Zr0.027Cu0.06Co0.593)7.7
利用TEM对实施例1～9及比较例1～9的烧结磁铁的金属组织进行了观察。其结果是，确认均具有2-17相(胞相)、晶界相(胞壁相)及片晶相。确认晶界相具有2-17相的Cu浓度的1.2倍以上的Cu浓度。根据上述方法，求出了晶界相中的Cu浓度的空间分布的标准偏差、晶界相与片晶相的M浓度比(β/α)。表2中示出这些结果。接着，利用BH仪(测磁仪)对各种烧结磁铁的磁特性进行评价，测定了剩余磁化、矫顽力及(BH)max。进一步根据上述的方法从测定得到的剩余磁化和(BH)max的实测值求出矩形比。在表2中示出各例的矩形比。
表2
Figure BSA00000685896300171
从表2可见，实施例1～9的烧结磁铁均矩形比较高。与之不同的是，比较例1～9的永磁铁由于晶界相中的Cu浓度的空间分布的标准偏差较低，因此无法得到足够的矩形比。实施例1～5及比较例1～5中，剩余磁化为1.14～1.20T，实施例6～9及比较例6～9中，剩余磁化为1.16～1.23T。实施例1～5的矫顽力为1100～2000kA/m，实施例6～9的矫顽力为800～1500kA/m，比较例1～5的矫顽力为800～2000kA/m，比较例6～9的矫顽力为500～1500kA/m。可见比较例1～9的永磁铁的(BH)max值低于从剩余磁化的大小所能期待的理论值。
尽管已经描述了特定实施例，但这些实施例仅作为示例而呈现，并且不旨在限制本发明的范围。实际上，本文中所描述的新颖方法可以各种其他形式来体现；此外，可作出以本文中所描述的方法的形式的各种省略、替代和改变，而不背离本发明的精神。所附权利要求及其等效方案旨在覆盖落入本发明的范围和精神内的这些形式或修改。

Claims (10)

1.一种永磁铁，其特征在于，包括：
由组成式：R(FepMqCur(Co1-p-q-r)z表示的组成，
其中，R是选自稀土元素的至少一种元素，
M是选自Ti、Zr及Hf的至少一种元素，
p是满足0.3＜p≤0.45的数，该p是原子比，
q是满足0.01≤q≤0.05的数，该q是原子比，
r是满足0.01≤r≤0.1的数，该r是原子比，
z是满足5.6≤z≤9的数，该z是原子比；以及
含有Th2Zn17型晶相、晶界相及片晶相的金属组织，
所述晶界相中的Cu浓度的空间分布为标准偏差在5以下。
2.如权利要求1所述的永磁铁，其特征在于，所述片晶相的M元素的浓度β与所述晶界相的M元素的浓度α之比β/α在超过1且小于3的范围内。
3.如权利要求2所述的永磁铁，其特征在于，所述永磁铁的矩形比为85％以上。
4.如权利要求1所述的永磁铁，其特征在于，所述晶界相具有所述Th2Zn17型晶相的Cu浓度的1.2倍以上的Cu浓度。
5.如权利要求1所述的永磁铁，其特征在于，所述晶界相具有CaCu5型晶相。
6.如权利要求1所述的永磁铁，其特征在于，所述组成式中的R元素的50原子％以上是钐。
7.如权利要求1所述的永磁铁，其特征在于，所述组成式中的M元素的50原子％以上是锆。
8.如权利要求1所述的永磁铁，其特征在于，所述组成式中的Co的20原子％以下由选自Ni、V、Cr、Mn、Al、Ga、Nb、Ta及W的至少一种元素A来置换。
9.一种电动机，其特征在于，包括权利要求1所述的永磁铁。
10.一种发电机，其特征在于，包括权利要求1所述的永磁铁。
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