CN103312054B - 永磁体以及使用所述永磁体的电动机和发电机 - Google Patents

永磁体以及使用所述永磁体的电动机和发电机 Download PDF

Info

Publication number
CN103312054B
CN103312054B CN201310037671.0A CN201310037671A CN103312054B CN 103312054 B CN103312054 B CN 103312054B CN 201310037671 A CN201310037671 A CN 201310037671A CN 103312054 B CN103312054 B CN 103312054B
Authority
CN
China
Prior art keywords
phase
atom
concentration
born
permanent magnet
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201310037671.0A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103312054A (zh
Inventor
堀内阳介
樱田新哉
小林刚史
冈本佳子
萩原将也
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Toshiba Corp
Original Assignee
Toshiba Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Toshiba Corp filed Critical Toshiba Corp
Publication of CN103312054A publication Critical patent/CN103312054A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103312054B publication Critical patent/CN103312054B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/012—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials adapted for magnetic entropy change by magnetocaloric effect, e.g. used as magnetic refrigerating material
    • H01F1/015—Metals or alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/0555—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together
    • H01F1/0557—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together sintered

Abstract

在本发明实施方式中，永磁体包括由RpFeqMrCusCo100?p?q?r?s(R是稀土元素，M是选自Zr,Ti和Hf的至少一种元素，10原子%≤p≤13.5原子%，28原子%≤q≤40原子%，0.88原子%≤r≤7.2原子%，以及3.5原子%≤s≤13.5原子%)表示的组成；和金属结构，所述金属结构包括具有Th2Zn17晶相的胞相和胞壁相。所述胞相中Fe浓度(C1)的范围为28原子％至45原子％，所述胞相中Fe浓度(C1)和所述胞壁相中Fe浓度(C2)之差(C1－C2)大于10原子％。

Description

永磁体以及使用所述永磁体的电动机和发电机
相关申请的交叉参考
本申请基于并要求2012年3月15日提交的在先日本专利申请第2012-058866号的优先权，该申请全文通过引用纳入本文。
技术领域
本文公开的实施方式总体上涉及一种永磁体，以及使用所述永磁体的电动机和发电机。
背景技术
已知稀土磁体如Sm-Co基磁体和Nd-Fe-B基磁体可以作为高性能永磁体。永磁体用于混合电动车(HEV)或电动车(EV)中的发动机时，需要所述永磁体具有耐热性。在用于HEV或EV的发动机中，使用通过Dy代替Nd-Fe-B基磁体中的部分Nd而提高其耐热性的永磁体。由于Dy是一种稀有元素，因此需要不使用Dy的永磁体。已知使用可变磁体和固定磁体的可变磁通电动机和可变磁通发电机是具有高效率的电动机和发电机。为了改进可变磁通电动机和可变磁通发电机的性能和效率，需要提高可变磁体和固定磁体的矫顽力和磁通密度。
已知由于Sm-Co基磁体的居里温度高，Sm-Co基磁体在不使用Dy的情况下表现出优异的耐热性，并且在高温下能实现良好的电动机特性等等。Sm-Co基磁体中Sm2Co17型磁体由于其矫顽力显示机理等等可以用作可变磁体。Sm-Co基磁体也需要改进矫顽力和磁通密度。为了增加Sm-Co基磁体的磁通密度，增大Fe浓度是有效的，但组成中Fe浓度高时矫顽力会减小。在这种情况下，需要一种制备具有高Fe浓度同时具有高矫顽力的Sm-Co基磁体的技术。
附图简要说明
图1示出一个实施方式的永磁体电动机。
图2示出一个实施方式的可变磁通电动机。
图3示出一个实施方式的发电机。
具体实施方式
根据本发明的一个实施方式，提供一种永磁体，其包括：组成由以下组成式表示：RpFeqMrCusCo100-p-q-r-s...(1)，其中R是选自稀土元素的至少一种元素，M是选自Zr,Ti和Hf的至少一种元素，p满足10原子％≤p≤13.5原子％，q满足28原子％≤q≤40原子％，r满足0.88原子％≤r≤7.2原子％，s满足3.5原子％≤s≤13.5原子％；并且其金属结构包括胞相(cell phase)和胞壁相(cell wall phase)。所述胞相具有Th2Zn17晶体相。所述胞壁相包围(surround)所述胞相。在本发明实施方式的永磁体中，所述胞相中Fe浓度(C1)的范围为28原子％-45原子％，所述胞相中Fe浓度(C1)和所述胞壁相中Fe浓度(C2)之差(C1－C2)大于10原子％。
下面将更详细地描述本发明实施方式的永磁体。在组成式(1)中，使用选自稀土元素的至少一种元素作为元素R，所述稀土元素包括钇(Y)。任一元素R能使所述永磁体具有大的磁各向异性和高矫顽力。优选使用选自钐(Sm)、铈(Ce)、钕(Nd)和镨(Pr)的至少一种元素作为元素R，特别优选使用Sm。当大于或等于50原子％的元素R是Sm时，可以提高永磁体的性能，特别是矫顽力，同时具有良好的再现性。此外，优选大于或等于70原子％的元素R是Sm。
元素R的含量p的范围为10原子％≤p≤13.5原子％。当元素R的含量p小于10原子％时，由于各种原因，例如大量α-Fe相沉淀，不能获得足够的矫顽力。另一方面，当元素R的含量p大于13.5原子％时，饱和磁化强度明显降低。元素R的含量p的优选范围为10.2原子％≤p≤13原子％，更优选10.5原子％≤p≤12.5原子％。
永磁体磁化主要归功于铁(Fe)元素。含有大量Fe时，可以增加永磁体的饱和磁化强度。但是，含Fe量过大时，α-Fe相会发生沉淀，难以得到下述所需的两相分离结构，可能导致矫顽力变小。因此，Fe的含量q的范围为28原子％≤q≤40原子％。Fe的含量q的优选范围为29原子％≤q≤38原子％，更优选30原子％≤q≤36原子％。
使用选自钛(Ti)、锆(Zr)和铪(Hf)的至少一种元素作为元素M。配混元素M能使其具有高矫顽力，即使在组成中具有高Fe浓度时也可以具有高矫顽力。元素M的含量r的范围为0.88原子％≤r≤7.2原子％。将元素M的含量r设定为大于或等于0.88原子％时，可以使具有高Fe浓度组成的永磁体具有高的矫顽力。另 一方面，当元素M的含量r大于7.2原子％时，磁化强度明显降低。元素M的含量r的优选范围为1.3原子％≤r≤4.3原子％，更优选1.5原子％≤r≤2.6原子％。元素M可以是Ti,Zr和Hf中的任一种或多种，优选至少包含Zr。尤其是当大于或等于50原子％的元素M是Zr时，可以进一步改进提高永磁体矫顽力的效果。另一方面，元素M中Hf特别昂贵，因此即使使用Hf，其用量优选较少。Hf的含量优选为小于元素M的20原子％。
铜(Cu)是使得永磁体具有高矫顽力的一种元素。Cu的含量s的范围为3.5原子％≤s≤13.5原子％。Cu的含量s小于3.5原子％时，难以得到高矫顽力。Cu的含量s超过13.5原子％时，磁化强度大幅降低。Cu的配混量s的优选范围为3.9原子％≤s≤9原子％，更优选4.2原子％≤s≤7.2原子％。
钴(Co)元素不仅影响永磁体磁化强度，同时也是使其具有高矫顽力所必需的。此外，包含大量Co时，居里温度变高，能提高永磁体的热稳定性。Co含量过少时，不能充分地得到这些效果。但是，Co含量过大时，Fe含量的比例相对减少，使磁化强度降低。因此，在考虑元素R、元素M和Cu含量的情况下确定Co含量，以使Fe含量满足上述范围。
部分Co被选自镍(Ni)、钒(V)、铬(Cr)、锰(Mn)、铝(Al)、镓(Ga)、铌(Nb)、钽(Ta)和钨(W)的至少一种元素A取代。这些取代元素A有利于改进磁性质，例如矫顽力。但是，Co被元素A过量取代容易导致磁化强度变差，因此，被元素A取代的量优选为小于或等于Co的20原子％。
在本发明实施方式的永磁体中，所述胞相中Fe浓度(C1)的范围为28原子％至45原子％，所述胞相中Fe浓度(C1)和所述胞壁相中Fe浓度(C2)之差(C1－C2)大于10原子％。已知Sm2Co17型磁体的矫顽力显示机理(coercive force exhibiting mechanism)为磁壁钉扎(wall pinning)型，其矫顽力来自热处理产生的纳米相分离结构。纳米-相分离结构(两相分离结构)包括胞相和胞壁相，所述胞相具有Th2Zn17晶相(具有Th2Zn17结构/2-17相的晶相)，通过形成所述胞壁相以包围所述胞相的外周，所述胞壁相具有CaCu5晶相(具有CaCu5结构/1-5相的晶相)。即Sm2Co17型磁体具有纳米-相分离结构，其中由所述胞壁相界定所述胞相。
用来界定2-17相(胞相)而形成的1-5相(胞壁相)的畴壁能量大于2-17相的畴壁能量，该畴壁能量差是畴壁移位的障碍。认为由于1-5相畴壁能量大，用作钉扎位点，因此具有畴壁钉扎型矫顽力。从这一角度出发，必须增大胞相和胞壁相之间的畴壁能量差，以提高Sm2Co17型磁体的矫顽力。通常认为使胞相的Cu 浓度不同于胞壁相的Cu浓度能有效地增加畴壁能量差。
但是，当Sm2Co17型磁体中Fe浓度变高时，趋向于难以得到高矫顽力。之所以如此的一个原因可能是例如难以形成作为钉扎位点的1-5相。认为由于Fe浓度变高时，容易形成高Cu浓度和高元素M浓度的杂相(富Cu-M相)以及两相分离结构中作为前体相(precursor phase)的主相(TbCu7晶相/1-7相)中Cu浓度减小，主相与胞相和胞壁相的相分离难以进行。
Sm2Co17型磁体的矫顽力变小的另一个可能的原因是随着Fe浓度增加，胞相和胞壁相之间的畴壁能量差变小，从而使通过胞壁相钉扎畴壁的效果变差。认为畴壁能量差源自胞相和胞壁相的组成元素的比例，特别重要的是Cu在胞壁相中浓缩形成势阱(potential well)。因此，如上所述，使胞相和胞壁相中Cu浓度有一定程度的不同被认为是有效的。但是，本发明发明人研究发现虽然这适用于常规Sm2Co17型磁体，但在Fe浓度高的组成中并非如此。
在已报道的Fe浓度约为20原子％的Sm2Co17型磁体中，胞壁相和胞相之间的Cu浓度差约为10原子％至20原子％。另一方面，根据本发明人的研究结果确认，在组成为Fe浓度大于或等于28原子％的Sm2Co17型磁体中同样存在大致同样程度的Cu浓度差。然而，在具有高Fe浓度的Sm2Co17型磁体未获得足够的矫顽力。认真观察这些磁体的微观结构发现，这些具有高Fe浓度的磁体中所述胞相和胞壁相的Fe浓度差小于或约等于常规磁体。这表明Cu在胞相中浓缩，但Fe向所述胞相的扩散不充分。
在本发明实施方式的永磁体中，所述胞相中Fe浓度(C1)的范围为28原子％至45原子％，所述胞相中Fe浓度(C1)和所述胞壁相中Fe浓度(C2)之差(C1－C2)大于10原子％。本发明人研究发现所述胞相和胞壁相之间的Fe浓度差也会影响组成范围中具有高Fe浓度情况下的畴壁能量差。当胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)大于10原子％时，所述胞相和胞壁相之间的畴壁能量差较大。因此，可以提高具有高Fe浓度的Sm2Co17型磁体的矫顽力。
此外，Fe在胞相中浓缩表示Cu和Fe的互相扩散充分进行。因此，增加胞相和胞壁相之间的Fe浓度差也使得胞相和胞壁相之间的Cu浓度差增大。相应地，所述胞相和胞壁相之间的畴壁能量差也变大，因此能提高具有高Fe浓度的Sm2Co17型磁体的矫顽力。通常认为Cu和Fe互相扩散，但本发明人新发现所述胞相和胞壁相之间的Fe浓度差影响畴壁能量差，从而影响矫顽力。
将所述胞相中Fe浓度(C1)设定为大于或等于28原子％，以提高永磁体的磁 化强度。为了增加所述胞相和胞壁相之间的Fe浓度差，所述胞相中的Fe浓度(C1)优选为大于或等于28.5原子％，更优选大于或等于29原子％。该胞相中的Fe浓度(C1)可以通过Fe向所述胞相充分地扩散而实现。所述胞相和胞壁相之间的Fe浓度差优选大于或等于12原子％，更优选大于或等于14原子％。
调节所述胞壁相中的Fe浓度(C2)，以使其与所述胞相中的Fe浓度(C1)的差大于10原子％。所述胞壁相的Cu浓度优选为所述胞相的Cu浓度的1.2倍，更优选大于或等于2倍。这样能使所述胞壁相充分地用作畴壁的钉扎位点。所述胞壁相的典型实例是1-5相，但胞壁相不限于此。如果胞相和胞壁相之间的Fe浓度差和Cu浓度差足够大，所述胞壁相可以用作畴壁的钉扎位点。仅需胞壁相是这样的相即可。除了1-5相之外，所述胞壁相的实例还包括作为高温相的1-7相(相分离之前的结构)、1-7相的两相分离的初始阶段产生的1-5相的前体相等。
另外，为了使Fe和Cu的互相扩散充分进行，以实现由具有组成式(1)表示的组成的烧结压实体制作的永磁体中胞相和胞壁相之间的上述Fe浓度差，增加所述烧结压实体的密度来增加可扩散面积是有效的。但是，具有高Fe浓度的Sm-Co基磁粉(合金粉末)的可烧结性差，因此难以得到高密度的烧结压实体。当合金粉末中Fe浓度高时，容易产生包含高浓度Cu和元素M的杂相，认为该杂相使可烧结性变差。为了使Fe和Cu互相扩散，重要的是抑制所述杂相产生，以改进具有高Fe浓度的磁粉(合金粉末)的可烧结性。本文提及的杂相的实例是富Zr和Cu相，如2-7相(其中元素R如Sm与过渡金属元素如Co和Fe的比例为2：7)，1-13相(比例为1：13)等。
烧结Sm-Co基磁粉(合金粉末)的操作通常在惰性气体如Ar气气氛或真空气氛下进行。在惰性气体气氛中烧结的优点是能抑制具有高蒸发压的Sm的蒸发，使得组成偏差(composition deviation)难以发生。但是在惰性气体气氛中很难避免杂相生成。此外，惰性气体如Ar气留在气孔中，使气孔难以消失，这样很难增加烧结压实体的密度。另一方面，已知在真空中烧结能抑制杂相产生。但是，具有高蒸气压的Sm的蒸发量在真空中变大，难以控制烧结压实体组合物成为适合用作永磁体的合金组合物。
作为解决这种问题的手段，在真空中进行预处理步骤(暂时烧结步骤)之后在惰性气体Ar气等气氛中进行最终烧结步骤(主烧结步骤)是有效的。通过采用这种在真空中的预处理步骤和在惰性气体气氛中的主烧结步骤，可以抑制具有高蒸气压的Sm等蒸发，同时抑制具有高Cu和元素M浓度的杂相生成。因此，使 用高Fe浓度的磁粉(合金粉末)时可以得到密度高且组成偏差小的烧结压实体。通过获得密度高且组成偏差小的烧结压实体，可以使得Fe和Cu的互相扩散在之后的溶液处理步骤和老化步骤中充分进行。这可以增加胞相和胞壁相之间的Fe浓度差。
烧结Fe浓度约为20原子％的磁粉(合金粉末)时，将暂时烧结步骤的温度设定为低于主烧结步骤的温度特定的水平能有效增加所述密度。另一方面，烧结Fe浓度大于或等于28原子％的磁粉(合金粉末)时，优选保持真空直至温度变得尽可能接近所述主烧结步骤的温度为止。此外，保持真空直至达到所述主烧结步骤的温度也是有效的。同样在这种情况下，在达到主烧结温度的同时转变为惰性气体能抑制烧结压实体中Sm等蒸发。认为当组合物具有高Fe浓度时优选保持真空气氛，直至温度接近主烧结温度的原因在于，保持真空直至温度变得尽可能高，能更有效地抑制杂相生成。以下将详细描述磁粉(合金粉末)烧结步骤中的具体条件。
对上述高密度烧结压实体进行溶液处理和老化，可以增加所述胞相和胞壁相之间的Fe浓度差，同时该浓度差的再现性高。这能提高具有高Fe浓度组成的Sm-Co基磁体的矫顽力。具体地，由于所述胞相和胞壁相之间的Fe浓度差，本实施方式的永磁体的矫顽力增大，同时Fe浓度大于或等于28原子％，能实现提高的磁化强度，使Sm-Co基磁体中同时具有高矫顽力和高磁化强度。本实施方式的永磁体的矫顽力优选大于或等于800kA/m，残余磁化强度优选大于或等于1.15T。
从实际的角度出发，所述Sm-Co基磁粉(合金粉末)的烧结压实体的密度优选为等于或大于8.2×103kg/m3。得到这种密度的烧结压实体能使得Fe和Cu的互相扩散作用在溶液处理步骤和老化步骤中充分进行，以使所述胞相和胞壁相之间的Fe浓度增大。本实施方式的永磁体优选是包括烧结压实体的烧结磁体，具有由组成式(1)表示的组成以及包括胞相和胞壁相的金属结构，其中所述烧结压实体的密度为大于或等于8.2×103kg/m3。
在本实施方式的永磁体中，可以使用透射电子显微镜(TEM)观察具有胞状(cell-like)结构的金属结构。TEM观测优选在100k-200k倍的放大倍数下进行。在由通过磁场进行取向的烧结压实体制备的永磁体中，优选观察到包括2-17相的c-轴的横截面，该2-17相作为胞相。所述胞壁相区域中Cu浓度是所述胞相中Cu浓度的1.2倍或更多。所述胞相和胞壁相中这些元素如Fe和Cu的组成分析采用例 如TEM-能量分散型X射线光谱(TEM-EDX)进行。对烧结压实体内部进行TEM-EDX观测。
对烧结压实体内部的测试如下。首先，测量表面部分以及在具有最大面积的表面中最长边的中心部分垂直于所述边(在曲线的情况下与中心部分的切线垂直)切割得到的横截面内部的组成。测量点如下。从作为起始点的上述横截面中各边的1/2位置，向朝向垂直于该边的内侧的端部画出基准线1，从作为起始点的各角中心，向朝向角部的内角1/2位置处的内侧端部画出基准线2，将从基准线1，2的起始点开始的基准线长度的1％的位置定义为表面部分，长度的40％的位置定义为内部。应注意，当角部由于斜角等具有曲率时，相邻边延长的交点定义为各边的端部(角部的中心)。在这种情况下，测量点的位置不是从交点开始，而是从与基准线接触的部分开始。
根据以上内容确定测量点时，在横截面例如是四边形的情况下，基准线总数为8，4条基准线1和4条基准线2，各表面部分和内部的测量点数为8。在本实施方式中，各表面和内部的8个点都优选具有符合上述范围的组成，但至少各表面部分和内部中四个或更多个点具有符合上述范围的组成。在这种情况下，未限定一条基准线的表面部分和内部之间的关系。在通过抛光对如上定义的烧结压实体的内部观察表面进行平滑之后进行TEM观测。TEM-EDX中的观察点是胞相和胞壁相中的任意20个点，计算这些点的测量值(除去最大值和最小值)的平均值，取该平均值作为各元素的浓度。
本实施方式的永磁体例如根据以下方法制备。首先，制备包含预定量元素的合金粉末。对通过电弧熔炼法或高频熔炼法锻造熔融金属获得的合金铸块进行研磨来制备合金粉末。可以通过铸带法(strip cast method)制备薄片形式的合金薄带，之后研磨所述合金薄带来制备所述合金粉末。在铸带法中，优选将合金熔融金属倾斜地注入以0.1-20米/秒圆周速度旋转的冷却辊，连续地得到厚度小于或等于1mm的薄带。当所述冷却辊的圆周速度小于0.1米/秒时，薄带中容易发生组成变化，当圆周速度大于20米/秒时，晶体颗粒变细至小于或等于单磁畴尺寸，无法获得良好的磁性。所述冷却辊的圆周速度的范围优选为0.3-15米/秒，更优选0.5-12米/秒。
制备所述合金粉末的其它方法的例子有机械压延法、机械研磨法、气体原子化法，还原扩散法等。可以使用这些方法中的任一种制备合金粉末。必要时，可以对这样得到的合金粉末或研磨之前的合金进行热处理以使其均化。使用喷 射研磨或球磨来研磨所述薄片或铸块。研磨优选在惰性气体气氛中或有机溶剂中进行，以防止金属粉末氧化。
接着，将合金粉末填充入安装在电磁体或类似物中的模具，并在施加磁场的情况下压制成形。从而制备晶轴取向的模压体。在适当的条件下烧结所述模压体，可以得到具有高密度的烧结压实体。所述模压体的烧结步骤优选包括上述在真空条件下的预处理步骤和在惰性气体气氛下的主烧结步骤。主烧结温度Ts优选低于或等于1215℃。Fe浓度高时，预期熔点降低，因此当主烧结温度Ts过高时Sm等容易蒸发。所述主烧结温度Ts更优选低于或等于1205℃，更优选低于或等于1195℃。但是，为了增加所述烧结压实体的密度，主烧结温度Ts优选高于或等于1170℃，更优选高于或等于1180℃。
在惰性气体气氛中进行的主烧结步骤中，在上述主烧结温度Ts条件下的烧结时间优选为0.5-15小时。这样能获得密实的烧结压实体。当烧结时间小于0.5小时时，所述烧结压实体的密度变得不均一。若烧结时间超过15小时，合金粉末中Sm等蒸发，容易无法获得良好的磁性。所述烧结时间更优选为1-10小时，更优选1-4小时。主烧结步骤在Ar气等惰性气体气氛下进行。
如前所述，为了将高Fe浓度的合金粉末的模压体转变为高密度烧结压实体，优选在所述主烧结步骤之前在真空条件下进行所述预处理步骤。此外，优选保持真空直至温度变得接近主烧结温度为止。具体地，为了使烧结压实体的密度大于或等于8.2×103kg/m3，在真空气氛变成惰性气体气氛时的温度(预处理温度)T[℃]优选的温度范围为大于等于主烧结温度Ts[℃]减40℃的温度(Ts-40℃)并且小于等于主烧结温度Ts(Ts-40℃≤T≤Ts)。当气氛转变温度T低于主烧结温度Ts的温度差超过40℃(T<Ts-40℃)时，不能使烧结压实体的密度增加到足够大。此外，模压体中存在的杂相或者烧结步骤中温度增加时产生的杂相即使在主烧结步骤之后仍然存在，容易降低磁化强度。
当气氛转变温度T与主烧结温度相比低得过多时，不能得到完全抑制杂相在真空条件下在预处理步骤中产生的效果。因此，无法增加烧结压实体的密度，会同时降低磁化强度和矫顽力。气氛转变温度T更优选大于或等于主烧结温度减30℃的温度(Ts-30℃)。但是，当真空气氛中处理温度T高于主烧结温度Ts时，Sm蒸发使磁性质变差，因此，将气氛转变温度T设定为小于或等于主烧结温度Ts。从真空气氛至惰性气体气氛的转变可以在达到主烧结温度Ts的同时发生。
所述预处理步骤中真空气氛(真空度)优选小于或等于9×10-2Pa。当预处理 步骤的真空度超过9×10-2Pa时，容易形成过多的元素R(如Sm)的氧化物。将预处理步骤的真空度设定为小于或等于9×10-2Pa可以更容易地获得使所述胞相和胞壁相中Fe浓度差增加的效果。所述预处理步骤的真空度更优选小于或等于5×10-2Pa，更优选小于或等于1×10-2Pa。
此外，当真空气氛转变为惰性气体气氛时保持真空气氛预定的时间也是有效的。这可以进一步促进所述烧结压实体的密度增大，也能改善所述胞相和胞壁相之间Fe浓度差增大的效果。真空气氛中的保留时间优选根据所述合金粉末(磁粉)组成，特别是元素R(如Sm)的组成进行设定。具体地，根据合金粉末(磁粉)中元素R的浓度(p1[原子％])，真空气氛中所述保留时间优选大于或等于满足下式(2)的时间Y[分钟]。
Y＝-5p1+62...(2)
在保持真空气氛大于或等于Y的时间之后，将真空气氛转变成惰性气体气氛并进行主烧结步骤，可以在使用Fe浓度高且元素R如Sm浓度低的合金粉末时更有效地增加烧结压实体的密度。时间Y优选短于主烧结时间。当时间Y过长时，元素R如Sm的蒸发量容易增大。在组成中元素R的浓度p1高时，Y值有时是负值。在Y值为负值的组成范围情况下，容易获得相对高的密度，但即使在这种情况下，通过保持真空气氛大于或等于1分钟，可以稳定地增加烧结压实体的密度。当气氛转变温度T低于主烧结温度Ts时，将气氛转变温度T保持预定的时间。将气氛转变温度T设定为等于主烧结温度Ts时，在保持温度低于主烧结温度Ts预定的时间之后，将温度增加至主烧结温度Ts，然后使得气氛转变。
用于制作烧结压实体的合金粉末(磁粉)中元素R的浓度p1优选通过喷磨或球磨对所述粉末进行精细研磨进行测量。可以对粗研磨粉末(未精细研磨)进行元素R的浓度p1的测量。元素R的浓度p1可以通过电感耦合等离子体(ICP)发射光谱化学分析法进行测量。对目标粉末进行10次ICP发射光谱化学分析法的测量，除去最大值和最小值，这些测量值的测量平均值定义为元素R的浓度p1。使用组成不同的两种或更多种原料粉末的混合物时，不仅要测量各原料粉末组成的元素R浓度，还要测量两种或更多种原料粉末混合之后的元素R浓度p1。
在真空气氛的预处理步骤之后是惰性气体气氛中的主烧结步骤。这种情况下，在达到主烧结温度Ts的同时真空气氛转变为惰性气体气氛，在达到气氛转变温度T(大于或等于主烧结温度Ts减40℃的温度(Ts-40℃))时真空气氛转变为惰性气体气氛，或者在保持气氛转变温度T预定的时间之后，真空气氛转变为 惰性气体气氛。真空气氛中的预处理步骤和惰性气体气氛中的主烧结步骤可以按照分开的步骤进行。这种情况下，真空气氛中温度升高至气氛转变温度(预处理温度)T，必要时在保持该温度预定的时间之后进行冷却。接着，在真空气氛转变为惰性气体气氛之后，温度升高至主烧结温度Ts，进行主烧结步骤。
接着，对得到的烧结压实体进行溶液处理和老化，以控制晶体结构。溶液处理优选是在1100-1190℃的温度范围下热处理0.5-8小时，以获得1-7相作为相分离结构的前体。温度低于1100℃或高于1190℃时，进行过溶液处理的样品中1-7相的比例小，未得到良好的磁性。所述溶液处理的温度更优选1120-1180℃，更优选1120-1170℃。
当溶液处理时间小于0.5小时时，构成相容易不均一，可能无法获得足够的密度。若溶液处理时间超过8小时，烧结压实体中元素R(如Sm)会发生蒸发，可能无法获得良好的磁性质。所述溶液处理时间更优选1-8小时，更优选1-4小时。为了防止氧化，溶液处理在真空气氛或者Ar气体等惰性气体气氛下进行。
接着，对进行过溶液处理的所述烧结压实体进行老化。老化处理用来控制晶体结构，以提高磁体的矫顽力。老化过程中，优选温度在保持700-900℃0.5-80小时之后，以0.2℃/分钟-2℃/分钟的冷却速率将温度逐渐降低至400-650℃，随后将温度降低至室温。可以通过两阶段热处理进行老化。上述热处理是第一阶段，在温度逐渐降低至400-650℃之后，进行第二阶段热处理。保持第二阶段热处理的温度一定的时间之后，通过炉冷却将温度降低至室温。为了防止氧化，优选在真空气氛或Ar气体等的惰性气体气氛下进行老化。
当老化温度低于700℃或高于900℃时，不能获得胞相和胞壁相的均匀混合结构，容易使永磁体的磁性质变差。老化温度更优选为750-800℃，更优选780-850℃。当老化时间小于0.5小时时，所述胞壁相从1-7相的沉淀可能完成得不充分。另一方面，当保留时间超过80小时时，所述胞壁相的厚度变大，因此胞相的体积分数降低，晶粒变粗，可能无法获得良好的磁性。所述老化时间更优选4-60小时，更优选8-40小时。
当老化处理的冷却速率小于0.2℃/分钟时，所述胞壁相的厚度变大，因此胞相的体积分数降低，或者晶粒变粗，可能无法获得良好的磁性质。当老化热处理之后的冷却速率大于2℃/分钟时，不能获得胞相和胞壁相的均匀混合结构，容易使永磁体的磁性质变差。老化热处理之后的冷却速率更优选为0.4-1.5℃/分钟，更优选为0.5-1.3℃/分钟。
应注意所述老化不限于二阶段热处理，它可以是更多阶段的热处理，进行多阶段冷却也是有效的。作为老化的预处理，在低于老化温度的温度条件下进行短时间预老化也是有效的。预期这能改善磁化强度曲线的正方度(squareness)。预期通过设定预老化的温度为650-790℃，设定处理时间为0.5-4小时，设定老化之后的逐步冷却速率为0.5-1.5℃/分钟，可以改善永磁体的正方度。
本实施方式的永磁体可以用于各种电动机和发电机。本实施方式的永磁体也可以用作可变磁通电动机和可变磁通发电机的固定磁体和可变磁体。应用本实施方式的永磁体构造各种电动机和发电机。将本实施方式的永磁体用于可变磁通电动机时，日本专利申请公开第2008-29148号和日本专利申请公开第2008-43172号中公开的技术可用作所述可变磁通电动机的结构和驱动系统。
接着，参照附图描述实施方式的电动机和发电机。图1示出根据一个实施方式的永磁体电动机。图1示出的永磁体电动机1中，转子(旋转部件)3位于定子(固定部件)2中。在转子3的铁芯4中，设置本实施方式的永磁体5。根据本实施方式的永磁体的性质等，永磁体电动机1可以实现提高效率，减小尺寸，降低成本等。
图2示出根据一个实施方式的可变磁通电动机。图2示出的可变磁通电动机11中，转子(旋转部件)13位于定子(固定部件)12中。在转子13的铁芯14中，设置本实施方式的永磁体作为固定磁体15和可变磁体16。可变磁体16的磁通密度(磁通量子)是可变的。由于可变磁体16的磁化方向与Q-轴方向正交，可变磁体16不受Q-轴电流影响，可以被D-轴电流磁化。在转子13中，设置磁化绕组(未示出)。当电流从磁化线路流过磁化绕组时，磁场直接作用在可变磁体16上。
按照本实施方式的永磁体，可以在固定磁体15中得到合适的矫顽力。当本实施方式的永磁体应用于可变磁体16时，通过改变上述制作方法的各种条件(老化条件等)，可以将所述矫顽力控制为例如100-500kA/m。在图2所示的可变磁通电动机11中，本实施方式的永磁体可以同时用作固定磁体15和可变磁体16，但本实施方式的永磁体也可以用作其中一种磁体。可变磁通电动机11能以小的器件尺寸输出大扭矩，因此适合用作混合动力汽车、电动汽车等的发动机，这些发动机需要具有高输出和小尺寸。
图3示出根据一个实施方式的发电机。图3所示的发电机21包括使用本实施方式的永磁体的定子(固定部件)22。位于定子(固定部件)22内的转子(旋转部 件)23通过轴25与设置在发电机21一端的涡轮机24相连。例如涡轮机24通过外部供应的流体而旋转。另外，除了用流体旋转涡轮机24，也可以通过动力旋转(例如车辆的再生能量)的传动使轴25旋转。多种已知结构可以用于定子22和转子23。
轴25与设置在转子23上的整流器(未示出)相连，转子23与涡轮机24相对，转子23旋转产生的电动作用力通过分离的相母线和牵引变压器(未示出)传输使系统电压升高，作为发电机21的输出能量。发电机21可以是普通的发电机，也可以是可变磁通发电机。另外，由于涡轮机24的静电力附带产生的轴电流和发电作用，转子23被充电。因此，发电机21包括用于对充电的转子23放电的刷26。
接下来将描述实施例及其评价结果。
(实施例1，2)
对原材料进行称量并以预定比例进行混合之后，在Ar气气氛中电弧熔融所得产物，从而制作合金铸块。将合金铸块在1180℃加热四个小时之后，对其进行粗研磨，然后通过喷磨进行细研磨，从而制备作为永磁体原材料粉末的合金粉末。在磁场中对合金粉末预成形，制备模压体。
接着，将所述合金粉末的模压体放置在燃烧炉室中，对所述室进行真空抽气直至真空度变为9.0×10-3Pa。在这种状态下，将室中温度升至1160℃，保持该温度5分钟，之后向室中引入Ar气。在Ar气气氛下将所述室的温度升高至1195℃，保持该温度2小时，进行主烧结。实施例1，2中在真空中的预处理温度(气氛转变温度)T设定为1160℃，比主烧结温度Ts的1195℃低35℃。烧结条件示于表2。
主烧结步骤之后，将烧结压实体在1140℃保持4小时，然后进行溶液处理。接着，进行过溶液处理的烧结压实体在750℃保持2小时之后，逐步冷却至室温，然后在815℃保持30小时。在该条件下进行过老化的所述烧结压实体逐步冷却至400℃，然后在炉中冷却至室温，从而获得所需的烧结磁体。烧结磁体的组成如表1所示。采用ICP法进行磁体的组成分析。上述方法之后，测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)以及胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)。另外，通过BH绘图工具(BH tracer)评价各烧结磁体的磁性质，测量其矫顽力和残留磁化强度。结果示于表3。
通过ICP方法的组成分析根据以下方法进行。首先，对研钵中预定量的样 品进行称量，并将其放入石英烧杯。将混合酸(包含硝酸和盐酸)放入石英烧杯，在加热板上加热至约140℃，从而使样品完全熔化。放置冷却之后，将其转移至PFA容量瓶中，对其进行定容成为样品溶液。使用ICP发射光谱化学分析仪通过校准曲线法确定样品溶液的组分量。使用SII纳米技术公司(SII Nano Technology Inc.)制造的SPS4000(商品名)作为ICP发射光谱化学分析仪。
(实施例3)
称量原材料并以预定比例进行混合之后，在Ar气气氛中高频熔融所得产物，从而制作合金铸块。将合金铸块在1175℃加热二个小时之后，对其进行粗研磨，然后通过喷磨进行细研磨，从而制备作为永磁体原材料的合金粉末。在磁场中对合金粉末预成形，制备模压体。
接着，将所述合金粉末的模压体放置在燃烧炉室中，对所述室进行真空抽气直至真空度变为9.0×10-3Pa。在这种状态下，将室中温度升至1185℃，保持该温度1分钟，之后向室中引入Ar气。在Ar气气氛下将所述室的温度升高至1195℃，保持该温度3小时，进行主烧结。随后，将烧结压实体在1140℃保持6小时，然后进行溶液处理。
接着，已进行溶液处理的烧结压实体在760℃保持1.5小时之后，将其逐步冷却至室温。随后，将烧结压实体在800℃保持45小时之后，将其逐渐冷却至400℃，并在炉中进一步冷却至室温，从而获得所需的烧结磁体。烧结磁体的组成如表1所示。对得到的烧结磁体采用与实施例1相同的方式测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)，胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)，矫顽力和残余磁化强度。测试结果见表3所示。
(实施例4)
对原材料进行称量并以预定比例进行混合之后，在Ar气气氛中高频熔融所得产物，从而制作合金铸块。将合金铸块加热至1180℃一个小时之后，对其进行粗研磨，然后通过喷磨进行细研磨，从而制备作为永磁体原材料的合金粉末。在磁场中对合金粉末进行压制成形，制备模压体。
接着，将所述合金粉末的模压体放置在燃烧炉室中，对所述室进行真空抽气直至真空度变为8.0×10-3Pa。在这种状态下，将室中温度升至1180℃，保持该温度20分钟，之后向室中引入Ar气。在Ar气气氛下将所述室的温度升高至 1205℃，保持该温度2小时，进行主烧结。随后，将烧结压实体在1150℃保持8小时，进行溶液处理。
接着，已进行溶液处理的烧结压实体在730℃保持3小时之后，将其逐步冷却至室温。随后，将烧结压实体在810℃保持35小时之后，将其逐渐冷却至450℃，并在炉中进一步冷却至室温，从而获得所需的烧结磁体。烧结磁体的组成如表1所示。对得到的烧结磁体采用与实施例1相同的方式测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)，胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)，矫顽力和残余磁化强度。测试结果见表3所示。
(实施例5)
对原材料进行称量并以预定比例进行混合之后，在Ar气气氛中高频熔融所得产物，从而制作合金铸块。将合金铸块在1180℃加热一个小时之后，对其进行粗研磨，然后通过喷磨进行细研磨，从而制备作为永磁体原材料粉末的合金粉末。在磁场中对合金粉末进行压制成形，以制备模压体。
接着，将所述合金粉末的模压体放置在燃烧炉室中，对所述室进行真空抽气直至真空度变为8.5×10-3Pa。在这种状态下，将室中温度升至1180℃，保持该温度1分钟，之后向室中引入Ar气。在Ar气气氛下将所述室的温度升高至1198℃，保持该温度3小时，进行主烧结。随后，将烧结过的压实体在1140℃保持4小时，进行溶液处理。
接着，已进行溶液处理的烧结压实体在750℃保持2小时之后，将其逐步冷却至室温。随后，将烧结压实体在820℃保持46小时之后，将其逐渐冷却至350℃，并在炉中进一步冷却至室温，从而获得所需的烧结磁体。烧结磁体的组成如表1所示。对得到的烧结磁体采用与实施例1相同的方式测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)，胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)，矫顽力和残余磁化强度。测试结果见表3所示。
(实施例6)
将与实施例5组成相同的合金粉末在磁场中压制成形，制备模压体。将该模压体放置在燃烧炉室中，对所述室进行真空抽气直至真空度变为8.5×10-3Pa。在这种状态下，将室中温度升至1190℃，保持该温度1分钟，之后向室中引入Ar气。在Ar气气氛下将所述室的温度升高至1198℃，保持该温度3小时，进行主烧结。随后，在与实施例5相同的条件下进行溶液处理和老化，从而获得所需的烧结磁体。烧结磁体的组成如表1所示。对得到的烧结磁体采用与实施例1相同的方式测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)，胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)，矫顽力和残余磁化强度。测试结果见表3所示。
(参考例7)
将与实施例5组成相同的合金粉末在磁场中压制成形，制备模压体。将该模压体放置在燃烧炉室中，对所述室进行真空抽气直至真空度变为8.5×10-3Pa。在这种状态下，将室中温度升至1155℃，保持该温度1分钟，之后向室中引入Ar气。在Ar气气氛下将所述室的温度升高至1198℃，保持该温度3小时，进行主烧结。随后，在与实施例5相同的条件下进行溶液处理和老化，从而获得所需的烧结磁体。烧结磁体的组成如表1所示。对得到的烧结磁体采用与实施例1相同的方式测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)，胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)，矫顽力和残余磁化强度。测试结果见表3所示。
(实施例8)
将与实施例2组成相同的合金粉末在磁场中压制成形，制备模压体。将该模压体放置在燃烧炉室中，对所述室进行真空抽气直至真空度变为2.8×10-3Pa。在这种状态下，将室中温度升至1160℃，保持该温度5分钟，之后向室中引入Ar气。在Ar气气氛下将所述室的温度升高至1195℃，保持该温度2小时，进行主烧结。随后，在与实施例2相同的条件下进行溶液处理和老化，从而获得所需的烧结磁体。烧结磁体的组成如表1所示。对得到的烧结磁体采用与实施例1相同的方式测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)，胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)，矫顽力和残余磁化强度。测试结果见表3所示。
(实施例9)
将与实施例5组成相同的合金粉末在磁场中压制成形，制备模压体。将该模压体放置在燃烧炉室中，对所述室进行真空抽气直至真空度变为1.9×10-2Pa。在这种状态下，将室中温度升至1180℃，保持该温度1分钟，之后向室中引入Ar气。在Ar气气氛下将所述室的温度升高至1198℃，保持该温度3小时，进行主烧结。随后，在与实施例5相同的条件下进行溶液处理和老化，从而获 得所需的烧结磁体。烧结磁体的组成如表1所示。对得到的烧结磁体采用与实施例1相同的方式测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)，胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)，矫顽力和残余磁化强度。测试结果见表3所示。
(实施例10)
将与实施例1组成相同的合金粉末在磁场中压制成形，制备模压体。将该模压体放置在燃烧炉室中，对所述室进行真空抽气直至真空度变为9.5×10-3Pa。在这种状态下，将室中温度升至1160℃，保持该温度15分钟，之后向室中引入Ar气。在Ar气气氛下将所述室的温度升高至1195℃，保持该温度2小时，进行主烧结。随后，在与实施例1相同的条件下进行溶液处理和老化，从而获得所需的烧结磁体。烧结磁体的组成如表1所示。对得到的烧结磁体采用与实施例1相同的方式测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)，胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)，矫顽力和残余磁化强度。测试结果见表3所示。
(实施例11)
将与实施例5组成相同的合金粉末在磁场中压制成形，制备模压体。将该模压体放置在燃烧炉室中，对所述室进行真空抽气直至真空度变为8.5×10-3Pa。在这种状态下，将室中温度升至1180℃，保持该温度10分钟，之后向室中引入Ar气。在Ar气气氛下将所述室的温度升高至1198℃，保持该温度3小时，进行主烧结。随后，在与实施例5相同的条件下进行溶液处理和老化，从而获得所需的烧结磁体。烧结磁体的组成如表1所示。对得到的烧结磁体采用与实施例1相同的方式测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)，胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)，矫顽力和残余磁化强度。测试结果见表3所示。
(实施例12)
将与实施例5组成相同的合金粉末在磁场中压制成形，制备模压体。将该模压体放置在燃烧炉室中，对所述室进行真空抽气直至真空度变为8.5×10-3Pa。在这种状态下，将室中温度升至1180℃，保持该温度10分钟，之后降至室温。接着，在室温状态下将Ar气引入所述室，温度升高至1198℃，同时保持该温度3小时，进行主烧结。随后，在与实施例5相同的条件下进行溶液处理和老化，从而获得所需的烧结磁体。烧结磁体的组成如表1所示。对得到的烧结磁 体采用与实施例1相同的方式测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)，胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)，矫顽力和残余磁化强度。测试结果见表3所示。
(比较例1)
采用与实施例1同样的制作方法制作具有表1所示组成的烧结磁体。对得到的烧结磁体采用与实施例1相同的方式测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)，胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)，矫顽力和残余磁化强度。测试结果见表3所示。
(比较例2)
采用与实施例5同样的制作方法制作具有表1所示组成的烧结磁体。对得到的烧结磁体采用与实施例1相同的方式测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)，胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)，矫顽力和残余磁化强度。测试结果见表3所示。
(比较例3)
将与实施例5组成相同的合金粉末在磁场中压制成形，制备模压体。将该模压体放置在燃烧炉室中，对所述室进行真空抽气直至真空度变为8.5×10-3Pa。在这种状态下，将室中温度升至1110℃，保持该温度1分钟，之后向室中引入Ar气。在Ar气气氛下将所述室的温度升高至1198℃，保持该温度3小时，进行主烧结。随后，在与实施例5相同的条件下进行溶液处理和老化，从而获得所需的烧结磁体。烧结磁体的组成如表1所示。对得到的烧结磁体采用与实施例1相同的方式测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)，胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)，矫顽力和残余磁化强度。测试结果见表3所示。
(比较例4)
将与实施例5组成相同的合金粉末在磁场中压制成形，制备模压体。将该模压体放置在燃烧炉室中，对所述室进行真空抽气直至真空度变为8.5×10-3Pa。在这种状态下，将室中温度升至1135℃，保持该温度1分钟，之后向室中引入Ar气。在Ar气气氛下将所述室的温度升高至1198℃，保持该温度3小时， 进行主烧结。随后，在与实施例5相同的条件下进行溶液处理和老化，从而获得所需的烧结磁体。烧结磁体的组成如表1所示。对得到的烧结磁体采用与实施例1相同的方式测量烧结压实体的密度，胞相的Fe浓度(C1)，胞相和胞壁相之间的Fe浓度差(C1－C2)，矫顽力和残余磁化强度。测试结果见表3所示。
表1
磁体组成(原子％)
实施例1 Sm11.11Fe28.89(Zr0.92Ti0.08)2.31Cu6.22Co51.47
实施例2 (Sm0.92Nd0.08)10.87Fe29.41Zr1.96Cu5.35Co52.41
实施例3 Sm11.30Fe30.07Cu5.23Zr1.95(Co0.998Cr0.002)51.45
实施例4 Sm10.31Fe28.61Zr1.97Cu5.56Co53.55
实施例5 Sm11.00Fe30.84Cu5.07Zr1.78Co51.31
实施例6 Sm11.00Fe30.84Cu5.07Zr1.78Co51.31
参考例7 Sm11.00Fe30.84Cu5.07Zr1.78Co51.31
实施例8 (Sm0.92Nd0.08)10.87Fe29.41Zr1.96Cu5.35Co52.41
实施例9 Sm11.00Fe30.84Cu5.07Zr1.78Co51.31
实施例10 Sm11.11Fe28.89(Zr0.92Ti0.08)2.31Cu6.22Co51.47
实施例11 Sm11.00Fe30.84Cu5.07Zr1.78Co51.31
实施例12 Sm11.00Fe30.84Cu5.07Zr1.78Co51.31
比较实施例1 Sm11.11Fe25.78(Zr0.92Ti0.08)2.31Cu6.22Co54.58
比较实施例2 Sm9.90Fe31.22Cu5.14Zr1.80Co51.94
比较实施例3 Sm11.00Fe30.84Zr1.78Cu5.07Co51.31
比较实施例4 Sm11.00Fe30.84Zr1.78Cu5.07Co51.31
表2
表3
从表3中明显可以看出，实施例1-12的烧结磁体都具有高密度以及胞相和胞壁相之间的大的Fe浓度差，因此它们都具有高磁化强度和高矫顽力。由于比较实施例1的烧结磁体中Fe浓度低，即使在高密度的情况下其磁化强度也较低。比较实施例2的烧结磁体中Sm浓度低，其磁化强度和矫顽力都较低。比较实施例3，4的烧结磁体中烧结压实体的密度低，即使其Fe浓度高，由于胞相和胞壁相之间的Fe浓度差小，其磁化强度和矫顽力都较低。
尽管已经描述了某些实施方式，但这些实施方式仅仅是示例性的，不是为了限制本发明的范围。实上，可以以各种其他的形式实施本文所述的新颖实施方式；除此之外，可在不背离本发明精神的情况下对本文所述实施方式的形式作出各种改变、省略和替代。所附的权利要求及其等同内容涵盖了所述形式或改进，只要这些形式或改进属于本发明的范围和精神即可。

Claims (10)

1.一种永磁体，其包括：
由以下组成式表示的组成：
RpFeqMrCusCo100-p-q-r-s
式中，R是选自稀土元素的至少一种元素，大于或等于50原子％的所述元素R是Sm；
M是选自Zr,Ti和Hf的至少一种元素，
p满足10原子％≤p≤13.5原子％，
q满足28原子％≤q≤40原子％，
r满足0.88原子％≤r≤7.2原子％，
s满足3.5原子％≤s≤13.5原子％；以及
包括胞相和胞壁相的金属结构，所述胞相具有Th2Zn17晶相，所述胞壁相包围所述胞相。
其中所述胞相中Fe浓度(C1)的范围为28原子％至45原子％，所述胞相中Fe浓度(C1)和所述胞壁相中Fe浓度(C2)之差(C1－C2)大于10原子％。
2.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，所述胞相中Fe浓度(C1)大于或等于29原子％。
3.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，所述Fe浓度之差(C1－C2)大于或等于14原子％。
4.如权利要求1所述的永磁体，其包含：具有所述组成和所述金属结构的烧结压实体。
5.如权利要求4所述的永磁体，其特征在于，所述烧结压实体的密度大于或等于8.2×103kg/m3。
6.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，所述永磁体的矫顽力大于或等于800kA/m，所述永磁体的残余磁化强度大于或等于1.15T。
7.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，大于或等于50原子％的所述元素M是Zr。
8.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，小于或等于20原子％Co被选自Ni,V,Cr,Mn,Al,Ga,Nb,Ta和W的至少一种元素A取代。
9.一种包含如权利要求1所述的永磁体的电动机。
10.一种包含如权利要求1所述的永磁体的发电机。
CN201310037671.0A 2012-03-15 2013-01-30 永磁体以及使用所述永磁体的电动机和发电机 Active CN103312054B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012058866A JP5586645B2 (ja) 2012-03-15 2012-03-15 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機
JP2012-058866 2012-03-15

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103312054A CN103312054A (zh) 2013-09-18
CN103312054B true CN103312054B (zh) 2016-08-03

Family

ID=49044134

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201310037671.0A Active CN103312054B (zh) 2012-03-15 2013-01-30 永磁体以及使用所述永磁体的电动机和发电机

Country Status (4)

Country Link
US (1) US10991491B2 (zh)
JP (1) JP5586645B2 (zh)
CN (1) CN103312054B (zh)
DE (1) DE102013200651B4 (zh)

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5487228B2 (ja) * 2012-03-15 2014-05-07 株式会社東芝 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機
JP6091957B2 (ja) * 2013-03-26 2017-03-08 株式会社東芝 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機
JP6434828B2 (ja) * 2014-03-11 2018-12-05 株式会社トーキン 希土類コバルト系永久磁石
EP3121820B1 (en) * 2014-03-19 2020-12-09 Kabushiki Kaisha Toshiba Permanent magnet, motor and generator
JPWO2015140836A1 (ja) * 2014-03-20 2017-04-06 株式会社東芝 永久磁石、モータ、および発電機
WO2016042591A1 (ja) * 2014-09-19 2016-03-24 株式会社 東芝 永久磁石、モータ、および発電機
JP5985738B1 (ja) * 2014-11-28 2016-09-06 株式会社東芝 永久磁石、モータ、および発電機
JP6606027B2 (ja) * 2015-07-14 2019-11-13 株式会社東芝 回転電機および車両
EP3355440A1 (en) * 2015-07-14 2018-08-01 Kabushiki Kaisha Toshiba Rotary electrical machine and vehicle
EP3352181B1 (en) 2015-09-15 2021-01-06 Kabushiki Kaisha Toshiba Production method for a permanent magnet
EP3352180A1 (en) 2015-09-15 2018-07-25 Kabushiki Kaisha Toshiba Permanent magnet and dynamo electric machine
DE102015218560A1 (de) 2015-09-28 2017-03-30 Robert Bosch Gmbh Hartmagnetphase, Verfahren zu ihrer Herstellung und magnetisches Material
JP6462888B2 (ja) 2016-03-22 2019-01-30 株式会社東芝 回転電機システムと回転電機の駆動装置、その駆動方法及び車両
GB2584107B (en) * 2019-05-21 2021-11-24 Vacuumschmelze Gmbh & Co Kg Sintered R2M17 magnet and method of fabricating a R2M17 magnet

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4746378A (en) * 1984-02-13 1988-05-24 Sherritt Gordon Mines Limited Process for producing Sm2 Co17 alloy suitable for use as permanent magnets
US5781843A (en) * 1992-04-13 1998-07-14 The Arnold Engineering Company Permanent magnets and methods for their fabrication

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5923803A (ja) * 1982-07-30 1984-02-07 Tohoku Metal Ind Ltd 希土類磁石の製造方法
JPS59118827A (ja) 1982-12-24 1984-07-09 Seiko Epson Corp 希土類コバルト永久磁石の製造方法
JPS63149362A (ja) * 1986-12-10 1988-06-22 Fuji Elelctrochem Co Ltd 永久磁石材料の製造方法
JPH0627308B2 (ja) * 1987-06-27 1994-04-13 富士電気化学株式会社 永久磁石材料の製造方法
JPH07138672A (ja) * 1991-11-22 1995-05-30 Aichi Steel Works Ltd 希土類永久磁石の製造方法
JP2904667B2 (ja) 1993-01-14 1999-06-14 信越化学工業株式会社 希土類永久磁石合金
JP3303044B2 (ja) * 1994-12-21 2002-07-15 エヌイーシートーキン株式会社 永久磁石とその製造方法
JP4048568B2 (ja) 1995-10-16 2008-02-20 昭和電工株式会社 希土類磁石用合金の製造方法
JPH1092617A (ja) * 1996-09-17 1998-04-10 Tokin Corp 永久磁石及びその製造方法
EP1626418A3 (en) * 2000-09-08 2007-11-07 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare-earth alloy, rare-earth sintered magnet, and methods of manufacturing
JP4936820B2 (ja) 2006-08-10 2012-05-23 株式会社東芝 可変磁束ドライブシステム
JP4965924B2 (ja) 2006-07-24 2012-07-04 株式会社東芝 可変磁束ドライブシステム
JP5259351B2 (ja) * 2008-11-19 2013-08-07 株式会社東芝 永久磁石とそれを用いた永久磁石モータおよび発電機
CN102474165B (zh) * 2009-08-06 2015-09-30 株式会社东芝 永磁体、以及使用永磁体的可变磁通电动机及发电机
JP5526222B2 (ja) 2010-03-30 2014-06-18 株式会社東芝 永久磁石とその製造方法、およびそれを用いたモータおよび発電機
JP5197669B2 (ja) 2010-03-31 2013-05-15 株式会社東芝 永久磁石およびそれを用いたモータおよび発電機
JP5469022B2 (ja) 2010-09-07 2014-04-09 株式会社日立製作所 計算機システム、計算機間メモリコピー方法、及びスイッチ
JP5504233B2 (ja) * 2011-09-27 2014-05-28 株式会社東芝 永久磁石とその製造方法、およびそれを用いたモータおよび発電機
JP5487228B2 (ja) * 2012-03-15 2014-05-07 株式会社東芝 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4746378A (en) * 1984-02-13 1988-05-24 Sherritt Gordon Mines Limited Process for producing Sm2 Co17 alloy suitable for use as permanent magnets
US5781843A (en) * 1992-04-13 1998-07-14 The Arnold Engineering Company Permanent magnets and methods for their fabrication

Also Published As

Publication number Publication date
DE102013200651A1 (de) 2013-09-19
JP2013191814A (ja) 2013-09-26
CN103312054A (zh) 2013-09-18
DE102013200651B4 (de) 2024-05-02
US10991491B2 (en) 2021-04-27
US20130241681A1 (en) 2013-09-19
JP5586645B2 (ja) 2014-09-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103312054B (zh) 永磁体以及使用所述永磁体的电动机和发电机
CN103312055B (zh) 永磁体以及使用所述永磁体的电动机和发电机
EP3046119B1 (en) Permanent magnet, motor, and power generator
EP2979280B1 (en) Permanent magnet, and motor and generator using the same
CN104685581B (zh) 永磁体以及使用所述永磁体的发动机和发电机
CN103839640B (zh) 永磁体、以及使用该永磁体的电动机和发电机
EP3121821A1 (en) Permanent magnet, motor, and generator
JP6257891B2 (ja) 永久磁石、永久磁石モータ、発電機、および車
US9773592B2 (en) Permanent magnet, and motor and generator using the same
EP3051544A1 (en) Permanent magnet, motor and power generator
EP3333859A1 (en) Permanent magnet, rotary electric machine, and vehicle
EP3239994A1 (en) Permanent magnet, rotary electrical machine, and vehicle
EP3239993B1 (en) Manufacturing method of permanent magnet
WO2017158641A1 (ja) 永久磁石、回転電機、および車両
JP6462888B2 (ja) 回転電機システムと回転電機の駆動装置、その駆動方法及び車両
EP3276640B1 (en) Permanent magnet, motor and dynamo
JP5781177B2 (ja) 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機
JP2018100450A (ja) 永久磁石とそれを用いたモータ、発電機、および車
JP6448749B2 (ja) 永久磁石、それを用いた永久磁石モータおよび発電機
JP6282761B2 (ja) 永久磁石とそれを用いたモータ、発電機、および車

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant