CN104685581A - 永磁体以及使用所述永磁体的发动机和发电机 - Google Patents
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Abstract
在一个实施方式中，永磁体具有如下组成化学式表示的组成：RpFeqMrCusCo100-p-q-r-s，其中R是稀土元素，M是选自Zr、Ti和Hf的至少一种元素，p大于或等于8.0原子％且小于或等于13.5原子％，q大于或等于25原子％且小于或等于40原子％，r大于或等于0.88原子％且小于或等于7.2原子％，以及s大于或等于3.5原子％且小于或等于13.5原子％，所述永磁体具有如下金属结构，所述金属结构包括具有Th2Zn17晶相的胞相、胞壁相以及沿着Th2Zn17晶相的c平面存在的薄层相。薄层相的平均厚度范围为2.5-20nm。
Description
发明领域
本文所述的实施方式一般地涉及一种永磁体，以及使用所述永磁体的发动机和发电机。
背景技术
已知稀土磁体，例如Sm-Co磁体和Nd-Fe-B磁体，作为高性能的永磁体。当永磁体用于混合电动车(HEV)或电动车(EV)中的发动机中时，需要所述永磁体具有耐热性。在用于HEV或EV的发动机中，在使用的永磁体中，通过用镝(Dy)代替Nd-Fe-B磁体中的一部分钕(Nd)来增加其耐热性。Dy是一种稀有元素，因此需要不使用Dy的永磁体。
Sm-Co磁体具有高居里温度，因而已知作为不采用Dy的磁体展现出优异的耐热性，并且预期在高温下实现令人满意的操作特性。Sm-Co磁体相比于Nd-Fe-B磁体是低磁化的，无法实现足够的最大磁化能量产品的值((BH)最大)。为了增加Sm-Co磁体的磁化，有效的是用铁(Fe)替换一部分的钴(Co)，并增加Fe浓度。但是，在具有高的Fe浓度的组成区域中，Sm-(Co,Fe)基磁体的矫顽磁力倾向于下降。因此，需要一种技术以实现具有高的Fe浓度的组成的Sm-(Co,Fe)基磁体中发挥大的矫顽磁力，以及良好的再现性。
附图简要说明
图1
图1是显示一个实施例的永磁体的金属结构的放大TEM图。
图2
图2是显示一个比较例的永磁体的金属结构的放大TEM图。
图3
图3所示是一个实施方式的永磁体发动机。
图4
图4所示是一个实施方式的可变磁通量发动机。
图5
图5所示是实施方式的发电机。
图6
图6显示Sm-(Co,Fe)永磁体的薄层相的平均厚度与矫顽磁力之间的关系。
图7
图7显示Sm-(Co,Fe)永磁体的薄层相的平均厚度与残留磁化之间的关系。
图8
图8显示Sm-(Co,Fe)永磁体的薄层相的平均厚度与最大磁能产品之间的关系。
发明详述
根据一个实施方式，提供了一种永磁体，所述永磁体包含由如下组成化学式表示的组合物以及金属结构：
RpFeqMrCusCo100-p-q-r-s...(1)
其中，R是至少一种选自稀土元素的元素，M是至少一种选自下组的元素：Zr、Ti和Hf，p是大于或等于8.0原子％且小于或等于13.5原子％，q是大于或等于25原子％且小于或等于40原子％，r是大于或等于0.88原子％且小于或等于7.2原子％，以及s是大于或等于3.5原子％且小于或等于13.5原子％；以及
所述金属结构包括胞相(cell phase)、胞壁相(cell wall phase)和薄层相(platelet phase)。在所述实施方式的永磁体中，胞相具有Th2Zn17晶相，胞壁相以绕着胞相的形式存在，以及薄层相沿着Th2Zn17晶相的c平面存在。薄层相的平均厚度范围为2.5-20nm。
下面将更详细地描述所述实施方式的永磁体。在组成化学式(1)中，使用选自稀土元素的至少一种元素作为元素R，所述稀土元素包括钪(Sc)和钇(Y)。元素R使得永磁体具有大的磁各向异性，并具有高的矫顽磁力。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，特别是矫顽磁力，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8.0-13.5原子％。当元素R的含量p小于8原子％时，大量的α-Fe相沉淀，无法获得足够的矫顽磁力。当元素R的含量超过13.5原子％时，饱和磁化显著下降。元素R的含量p优选在10.2-13.0原子％的范围内，更优选在10.5-12.5原子％的范围内。
铁(Fe)是主要负责永磁体磁化的元素。当含有大量Fe时，可以增加永磁体的饱和磁化。但是，当含有Fe过多时，矫顽磁力可能下降，因为α-Fe相的沉淀，并且因为其变得难以获得所需的两相分离结构，这会在下文描述。Fe的含量q的范围为25-40原子％。Fe的含量q优选在28-38原子％的范围内，更优选在30-36原子％的范围内。
使用选自钛(Ti)、锆(Zr)和铪(Hf)的至少一种元素作为元素M。掺混元素M使得磁体在高的Fe浓度的组成范围内，发挥大的矫顽磁力。元素M的含量r的范围为0.88-7.2原子％。当元素M的含量r大于或等于0.88原子％时，具有高的Fe浓度的组成的永磁体能够发挥大的矫顽磁力。当元素M的含量r大于7.2原子％时，磁化显著下降。元素M的含量r优选在1.3-4.3原子％的范围内，更优选在1.5-2.6原子％的范围内。
元素M可以是Ti、Zr和Hf中的任一种，但是优选至少含有Zr。当大于或等于50原子％的元素M是Zr时，可以进一步改进增加永磁体的矫顽磁力的效果。元素M中Hf是特别昂贵的，因此当使用Hf时，Hf的用量优选是小的。优选地，Hf的含量小于元素M的20原子％。
铜(Cu)是使得永磁体发挥高的矫顽磁力的元素。Cu的掺混量的范围为3.5-13.5原子％。当Cu的掺混量s小于3.5原子％时，难以得到高的矫顽磁力。当Cu的掺混量s超过13.5原子％时，磁化显著下降。Cu的掺混量优选在3.9-9原子％的范围内，更优选在4.2-7.2原子％的范围内。
钴(Co)是负责永磁体磁化的元素，并且对于实现发挥高的矫顽磁力是所需的。当含有大量Co时，居里温度变高，提高了永磁体的热稳定性。当Co含量过小时，无法获得足够的这些作用。但是，当Co的含量过大时，Fe的含量比相对下降，使得磁化下降。因此，在考虑元素R、元素M和Cu含量的情况下确定Co含量，以使得Fe的含量满足上述范围。
一部分的Co可以被选自镍(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。取代元素A有利于改进磁特性，例如矫顽磁力。但是，Co被元素A过度取代可能导致磁化下降，从而被元素A的取代量优选为小于或等于20原子％的Co。
所述实施方式的永磁体(Sm-(Co,Fe)基磁体)具有通过对前体进行老化处理形成的金属结构，所述前体是通过溶体处理(solution treatment)形成的TbCu7晶相(1-7相/高温相)。通过老化处理形成的金属结构具有相分离结构，所述相分离结构具有由Th2Zn17晶相(2-17)相构成的胞相、主要由CaCu5晶相(1-5相)构成的胞壁相以及薄层相。优选地，所述实施方式的Sm-(Co,Fe)基磁体是烧结磁体。
在Sm-(Co,Fe)基磁体的相分离结构中，胞壁相以绕着胞相的形式存在，以及薄层相沿2-7相的c平面存在。胞壁相的Cu浓度优选大于或等于胞相的Cu浓度的1.2倍。胞壁相的一个代表性例子是1-5相，但这不是限制性的。薄层相是具有Th2Ni17晶相的组成区域，其中元素M的浓度大于或等于胞相的元素M的浓度的1.2倍。例如，薄层相具有大于或等于2原子％的元素M浓度。
在所述实施方式的永磁体中，薄层相的平均厚度范围为2.5-20nm。这实现了具有高的Fe浓度的组成的Sm-(Co,Fe)基磁体，以发挥大的矫顽磁力。在高的Fe浓度的组成区域中，当薄层相的平均厚度大于或等于2.5nm时，有利地进行相分离成胞相和胞壁相，从而改进了Sm-(Co,Fe)基磁体的磁化和矫顽磁力。薄层相的平均厚度优选大于或等于3nm，更优选大于或等于5nm。但是，当薄层相的厚度过大时，矫顽磁力相反地下降，因而薄层相的平均厚度小于或等于20nm。薄层相的平均厚度优选小于或等于15nm，更优选小于或等于10nm。
下面将详细描述Sm-(Co,Fe)基磁体中的Fe浓度与薄层相的厚度之间的关系。通常来说，已知在Sm-(Co,Fe)基磁体中，在老化处理过程中产生的亚微米级的复杂相分离结构是高磁力的来源。因此，必定要控制微小(minute)金属结构。对1-7相作为前体进行老化处理引起的相分离经受两个阶段的过程。例如，当保持在约为800摄氏度的高温时，发生第一相分离，并且形成薄层相。薄层相含有高浓度的元素M。在这之后的缓慢冷却步骤中，发生由于拐点(spinodal)分解的第二阶段的相分离，并且由于Fe和Cu的相互扩散，具有高的Fe浓度的2-17相(胞相)和具有高的Cu浓度的1-5相(胞壁相)形成，所述1-5相(胞壁相)以绕着胞相的形式存在。
2-17相(胞相)具有晶体结构，所述晶体结构展现出高的磁化并具有高的Fe浓度，因而是所述实施方式的永磁体的高饱和磁化的原因。胞壁相起了磁壁钉扎位点的功能，防止磁壁移动并实现发挥矫顽磁力。磁壁钉扎的部分物理机制仍然是未知的，但是实验证实高浓度的Cu在胞壁相中的均匀分布有效地发挥了高的矫顽磁力。此外，通过控制结构使得胞相相对于胞壁相具有足够的体积分数，增加了饱和磁化。出于这些原因，对于Sm-(Co,Fe)基磁体的高磁化，重要的是通过刺激在拐点(spinodal)分解的过程中的Fe和Cu的相互扩散，获得高的浓度差和长的浓度波动波长。
在Fe和Cu的相互扩散中，认为薄层相起了扩散路径的作用。因此，通过增加元素M，例如Zr、Ti和Hf的浓度，将薄层相作为厚的膜是常规做法。但是，已经变得清楚的是，虽然这对于具有常规Fe组成的Sm-(Co,Fe)基磁体是有效的，但是就目前而言，这对于具有高的Fe浓度的组成的Sm-(Co,Fe)基磁体并非如此。具体地，由于Fe浓度的增加，元素M的溶解度极限下降，从而容易地产生含有丰富量的元素M的杂相(合金相)。作为结果，在Fe浓度高的组成区域中，相比于常规组成，可以加入的元素M的量下降。因此，可以想到Sm-(Co,Fe)基磁体中的薄层相的体积比下降，Fe和Cu的相互扩散变得不充分。
在由高的Fe浓度的烧结压实体构成的Sm-(Co,Fe)基磁体(烧结磁体)中，为了增加薄层相的体积比，即，使其作为厚的膜，重要的是使得元素M更有效地进入晶体。为此目的，有效的是对具有高的Fe浓度的磁粉末(合金粉末)的烧结步骤中的气氛、冷却速率等进行控制。通常来说，Sm-(Co,Fe)基磁体的烧结是在Ar气体等的惰性气氛或者真空气氛中进行的。当在惰性气氛中烧结时，可以抑制高度挥发性的Sm等的蒸发，存在组成变化小的优势。但是，在惰性气氛中，会容易地形成杂相。此外，惰性气体留在孔中，使得难以消除孔，烧结压实体的致密化是困难的。另一方面，发现在真空气氛中烧结能抑制杂相的产生。但是，在真空气氛中，Sm等的蒸发量变大，难以将烧结压实体的组成控制成作为永磁体的合适的合金组成。
考虑到这些原因，在真空气氛中进行预处理步骤(初步烧结步骤)之后在Ar气体等的惰性气氛中进行最终烧结步骤(主烧结步骤)是有效的。通过应用具有在真空气氛中的初步烧结步骤以及在惰性气氛中的主烧结步骤的烧结步骤，可以获得密度是例如大于或等于8.2g/cm3的高密度的烧结压实体，同时抑制高的Fe浓度的组成区域中杂相的形成以及Sm等的蒸发。此外，通过真空气氛中的初步烧结之后的快速冷却，并且在惰性气氛中进行主烧结步骤和溶体处理步骤，之后进行老化处理步骤，在最终拐点分解之前的烧结压实体中的薄层相可以制成厚的膜。
通过真空气氛中的初步烧结之后的快速冷却，将大量的孔引入初步烧结压实体中。通过在惰性气氛中对这种初步烧结压实体进行主烧结以消除孔，发生了元素R(例如Sm)的浓度分布。通过对致密化的烧结压实体进行老化处理，容易地进行相分离，因为晶体中的自由能是不稳定的，此外，薄层相变得能量上稳定的，因而变得易于产生。在具有高的Fe浓度的组成区域中，可以获得平均厚度为2.5-20nm的薄层相。在老化处理步骤中进行冷却时，薄层相是厚膜状态作为扩散路径，发生Fe和Cu的相互扩散，因此可以实现相分离成胞相和胞壁相的有效进行。
薄层相最终沿着2-17相的c平面存在。图1是透视电子显微镜(TEM)图，显示实施例1的烧结磁体的金属结构的放大图，这会在下文详述。图2是显示比较例1的烧结磁体的金属结构的放大TEM图。在图1和图2中，胞相、胞壁相以及薄层相如箭头所示。图1的薄层相相对于图2的薄层相是明显的，并且具有大的厚度。
如上所述，所述实施方式的永磁体具有平均厚度范围为2.5-20nm的薄层相，并且其可以基于该薄层相，使得相分离成胞相和胞壁相有效地进行。利用高的Fe浓度的胞相改进了磁化，同时促进了相分离成胞相和胞壁相，从而实现了Sm-(Co,Fe)永磁体(烧结磁体)，向所述Sm-(Co,Fe)永磁体(烧结磁体)增加了高的矫顽磁力。根据所述实施方式，可以提供同时实现了高的矫顽磁力和高磁化的Sm-(Co,Fe)基永磁体。所述实施方式的永磁体的矫顽磁力优选大于或等于650kA/m，更优选大于或等于800kA/m。永磁体的残留磁化优选大于或等于1.15T，更优选大于或等于1.17T。
采用例如TEM，可以观察所述实施方式的永磁体中的具有相分离结构的金属结构。优选地，进行TEM观察的放大倍数为200k倍。在由通过磁场进行取向的烧结压实体构成的永磁体中，对包括2-17相作为胞相的c-轴的横截面进行TEM观察。薄层相区域中元素M的浓度大于或等于胞相中元素M的浓度的1.2倍。对于元素的组成分析，可以采用半定量测量，例如TEM-能量分散型X射线光谱(TEM-EDX)。
当使用TEM-EDX时，平行于2-17相的c轴绘制直线，即垂直于TEM图像上的薄层相，在直线和薄层相之间选取大于或等于20个交点。使用多条直线。使得可以用TEM图像鉴别所有薄层相分别具有至少一个交点。在每个交点，每20点进行元素分析，对每种元素获得除了最大值和最小值之外的测量值的平均值，该平均值作为各元素的浓度。然后，获得元素M的浓度大于或等于胞相的元素M的浓度的1.2倍的区域的宽度，它们的平均值作为薄层相的平均厚度。薄层相的厚度定义为2-17相的c轴方向的厚度。
对于烧结压实体的内部进行TEM或TEM-EDX测量。对烧结压实体内部的测量按照如下方式进行。在易磁化轴平面的最长侧的中心部分，在垂直于所述侧(在曲线的情况下，垂直于中心部分的切线)选取的截面的表面部分和内部部分测量组成。作为测量的位置，提供基准线1和基准线2，所述基准线1垂直于一侧并且从上述截面上的各侧的1/2的位置作为起点向内绘制到端部分，所述基准线2从各角落的中心在角落的内角的1/2的位置作为起点向内绘制到端部分，从这些基准线1、2的各个起点开始的基准线长度的1％的位置定义为表面部分，其40％的位置定义为内部分。当角落具有斜切等曲率时，延长的相邻侧的交点取作侧的端部分(角落的中心)。在此情况下，测量位置不是来自交点的位置，而是来自与基准线接触的部分。
通过如上所述设定测量位置，当截面是例如四边形时，存在四条基准线1和四条基准线2，总计八条基准线，存在八个测量位置分别作为表面部分和内部分。在该实施方式中，优选分别作为表面部分和内部分的所有八个位置都落在上述组成范围内，但是如果分别作为表面部分和内部分的至少四个或更多个位置落在上述组成范围内就是足够的了。在这种情况下，未限定一条基准线上的表面部分和内部分之间的关系。通过抛光使得烧结压实体中如此定义的观察表面光滑化，然后进行观察。例如，TEM-EDX的观察位置设定为胞相和胞壁相中的任意20个点，从这些点的测量值得到测量值(除去最大值和最小值)的平均值，该平均值取作各元素的浓度。同样据此进行TEM测量。
该实施方式的永磁体根据例如以下方法生产。首先，制备含有预定量的元素的合金粉末。研磨通过电弧熔炼法或高频熔炼法铸造熔融金属获得的合金锭块来制备合金粉末。可以通过铸带法(strip cast method)形成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。优选地，在铸带法中，通过倾斜将合金熔融金属倒到以0.1-20m/s的圆周速度转动的冷却辊上，然后从而获得厚度小于或等于1mm的薄带。当冷却辊的圆周速度小于0.1m/s时，组成容易地在薄带中分散，而当冷却辊的圆周速度超过20m/s时，晶体颗粒微粉化至小于或等于单磁畴尺寸，无法获得良好的磁特性。
用于制备合金粉末的其他方法包括机械合金法、机械研磨法、气体原子化法以及还原扩散法等，可以使用通过它们中的一种制备的合金粉末。对于如此获得合金粉末或者在研磨之前的合金，可以按需进行热处理以均匀化。采用喷射研磨或者球磨等对薄片或者锭块进行研磨化。为了防止合金粉末的氧化，优选地，研磨化是在惰性气氛或者有机溶剂中进行。
接着，将合金粉末填充入放在电磁体等中的金属模具内，进行压模同时施加磁场，从而产生具有取向的晶轴的压模体。通过在适当的条件下烧结该压模体，可以获得具有高密度的烧结压实体。优选地，压模体的烧结步骤具有在真空气氛中的初步烧结步骤和在惰性气氛中的主烧结步骤，如上文所述。主烧结温度优选小于或等于1215摄氏度。当Fe浓度高时，预期降低熔点，从而当主烧结温度过高时，容易发生Sm等的蒸发。主烧结温度优选小于或等于1205摄氏度，更优选小于或等于1195摄氏度。但是，为了使得烧结压实体致密化，主烧结温度优选大于或等于1170摄氏度，更优选大于或等于1180摄氏度。
在惰性气氛中的主烧结步骤中，上述主烧结温度的烧结时间优选为0.5-15小时。因此，可以获得良好的烧结压实体。当烧结时间小于0.5小时时，烧结压实体的密度存在不均匀。此外，当烧结时间超过15小时时，合金粉末中的Sm等蒸发，因此可能无法获得良好的磁特性。更优选的烧结时间为1-10小时，更优选为1-4小时。主烧结步骤在Ar气等惰性气氛中进行。
为了将高Fe浓度的合金粉末的压模体制成高密度的烧结压实体，优选在主烧结步骤之前，在真空气氛中进行初步烧结步骤。此外，优选地，真空气氛维持最高至接近主烧结温度的温度。具体来说，真空气氛中的初步烧结温度优选是如下温度范围，该温度范围高于或等于比主烧结温度低50摄氏度的温度，并且低于或等于主烧结温度。当初步烧结温度低于比主烧结温度低50摄氏度的温度时，可能无法对烧结压实体进行足够的致密化，并且可能无法充分地抑制杂相的产生且磁化下降。更优选地，初步烧结温度高于或等于比主烧结温度低40摄氏度的温度。当真空气氛中的初步烧结温度超过主烧结温度时，Sm等蒸发，磁特性下降。初步烧结温度优选设定为低于或等于主烧结温度。
初步烧结步骤中的真空气氛(真空度)优选小于或等于9x10-2Pa。当初步烧结步骤中的真空度大于9x10-2Pa时，过度地形成元素R(例如Sm)的氧化物，可能降低磁特性。初步烧结步骤中的真空度优选小于或等于5x10-2Pa，更优选小于或等于1x10-2Pa。初步烧结温度的保持时间优选小于或等于60分钟。在真空气氛中进行初步烧结之后，进行从大于或等于800摄氏度的温度快速冷却至室温。在进行了该快速冷却步骤之后，可以进行主烧结步骤、溶体处理步骤和老化处理步骤，从而使得薄层相变厚。在初步烧结之后的冷却速率优选大于或等于5摄氏度/秒。更优选地，冷却速率大于或等于10摄氏度/秒，更优选地，大于或等于15摄氏度/秒。将初步烧结压实体从高温快速冷却至低温导致初步烧结压实体含有大量的孔。因此，晶体中的自由能变得不稳定，在后续进行的老化处理中容易地发生相分离。
接着，对得到的烧结压实体进行溶体处理和老化处理，以控制晶体结构。作为溶体处理，优选地，热处理在1100-1200摄氏度的温度范围内进行0.5-40小时，从而获得1-7相，作为相分离结构的前体。在温度低于1100摄氏度和温度高于1200摄氏度时，在溶体处理之后1-7相在样品中的比例变小，无法获得良好的磁特性。溶体处理温度更优选在1110-1190摄氏度的范围内，更优选在1120-1180摄氏度的范围内。当溶体处理时间小于0.5小时，构成相容易变得不均匀。当进行的溶体处理时间大于40小时，烧结压实体中的元素R(例如Sm)的蒸发量增加。更优选地，溶体处理时间为1-12小时，更优选为1-8小时。为了防止氧化，优选地，溶体处理在真空气氛或者Ar气体等惰性气体气氛中进行。
接着，在溶体处理之后对烧结压实体进行老化处理。老化处理是为了控制晶体结构，以增加磁体的矫顽磁力。优选地，老化处理是使得烧结压实体在700-900摄氏度的温度保持0.5-80小时，之后以0.2-2摄氏度/分钟的冷却速率缓慢冷却至400-650摄氏度的温度，之后冷却至室温。可以通过两阶段热处理进行老化处理。具体地，上述热处理是第一阶段，在其缓慢冷却至400-650摄氏度的温度之后，后续进行第二阶段的热处理。在第二步骤的热处理温度保持一定的时间之后，通过炉冷却冷却至室温。为了防止氧化，优选地，老化处理在真空气氛或者Ar气体等惰性气体气氛中进行。
当老化处理温度低于700摄氏度或者高于900摄氏度时，无法获得胞相和胞壁相的均匀混合的结构，从而永磁体的磁特性可能下降。老化处理温度更优选为750-880摄氏度，更优选为780-850摄氏度。当老化处理时间小于0.5小时，胞壁相从1-7相的沉淀可能完成得不充分。另一方面，当保持时间超过80小时，胞壁相变厚，因而胞相的体积分数下降。此外，晶体颗粒变粗，这可能导致无法获得良好的磁特性。老化处理时间更优选为4-60小时，更优选为8-40小时。
当老化处理之后的冷却速率小于0.2摄氏度/分钟，胞壁相变厚，因而胞相的体积分数下降。此外，晶体颗粒变粗，这可能导致无法获得良好的磁特性。当老化处理之后的冷却速率超过2摄氏度/分钟，可能无法获得胞相和胞壁相的均匀混合的结构，从而永磁体的磁特性可能下降。更优选地，老化处理之后的冷却速率范围为0.4-1.5摄氏度/分钟，更优选的范围为0.5-1.3摄氏度/分钟。老化处理不限于二阶段热处理，可以是更多阶段的热处理，或者进行多阶段的冷却也是有效的。此外，作为老化处理之前的预处理，在低于老化处理的温度下和比老化处理短的时间进行初步老化处理也是有效的。
所述实施方式的永磁体可用于各种发动机和发电机。此外，永磁体可用作可变磁通量发动机或者可变磁通量发电机的可变磁体或者固定磁体。采用本实施方式的永磁体形成各种发动机和发电机。当将本实施方式的永磁体用于可变磁通量发动机时，日本专利申请公开第2008-29148号和日本专利申请公开第2008-43172号中揭示的技术可用作可变磁通量发动机的结构和/或驱动系统。
接着，参照附图描述实施方式的发动机和发电机。图3显示根据所述实施方式的永磁体发动机。在图3所示的永磁体发动机1中，转子3置于定子2中。在转子3的铁芯4中，设置所述实施方式的永磁体5。基于所述实施方式的永磁体的特性等，可以实现永磁体发动机1的高效率、小型化以及成本降低等。
图4所示是所述实施方式的可变磁通量发动机。在图4所示的可变磁通量发动机11中，转子3置于定子12中。在转子13的铁芯14中，设置所述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)是可变的。可变磁体16的磁化方向与Q轴方向正交，因此不受Q-轴电流的影响，可以被D轴电流磁化。在转子13上提供磁化绕组(magnetization winding)(未示出)。其结构使得电流通过磁化绕组，其磁场直接操作在可变磁体16上。
所述实施方式的永磁体使得固体磁体15获得优选的矫顽磁力。当所述实施方式的永磁体用于可变磁体16时，上文所述的制造方法的各种条件(老化处理条件等)可以发生改变以将矫顽磁力控制在例如100-500kA/m的范围内。应注意的是，在图4所示的可变磁通量发动机11中，所述实施方式的永磁体可同时用于固定磁体15和可变磁体16，但是所述实施方式的永磁体可用于任一一个磁体。可变磁通发电机11能以小的器件尺寸输出大扭矩，因此优选作为混合动力汽车或者电动汽车等的发动机，这些发动机需要具有高输出量和小的发动机尺寸。
图5显示根据所述实施方式的发电机。图5所示的发电机21包括采用所述实施方式的永磁体的定子22。设置在定子22内的转子23与提供在发电机21一端的涡轮24通过轴25相连。通过例如从外部供给的流体使得涡轮24转动。除了通过流体转动的涡轮24，轴25可以通过汽车的再生能源等的传动动态旋转进行转动。定子22和转子23可采用各种公开已知的结构。
轴25与设置在涡轮24的相对于转子23的相对侧上的转向器(未示出)接触，转子23旋转产生的电动作用力通过分离的相母线和主变压器(未示出)传输使系统电压升高而增加，作为发电机21的输出量输出。发电机21可以是普通的发电机，也可以是可变磁通发电机。在转子23上发生来自涡轮24的静电或者伴随电能产生的轴电流。因此，发电机21具有用于对转子23的电荷放电的刷26。
接下来将描述具体实施例及其评价结果。
(实施例1-6)
通过预定的比例称重和混合各种材料之后，将它们电弧熔于Ar气氛中以产生合金锭。合金锭进行粗磨，之后浸入乙醇中并用球磨进行研磨，从而制备合金粉末(磁材料粉末)作为永磁体的原材料粉末。在磁场中对合金粉末进行压模，以产生压模体。接着，将合金粉末的压模体放在烧制炉的室内，所述室抽真空直至其到达真空状态，使得室内的真空度小于或等于9.0x 10-3Pa。在该状态下，将室的温度增加到1160摄氏度，通过在该温度保持5分钟来进行初步烧结，之后将Ar气体引入室内，以快速冷却烧结压实体。增加引入的Ar气体量，降低辐射加热，从而增加烧结压实体的快速冷却速率。冷却速率约为10摄氏度/秒。之后，Ar气氛的室中的温度增加到1195摄氏度，通过在该温度保持3小时进行主烧结。
在主烧结步骤之后，通过将烧结压实体在1140-1150摄氏度保持4小时，来进行溶体处理。接着，将溶体处理之后的烧结压实体在750摄氏度保持2小时，之后缓慢冷却至室温，在850摄氏度进一步保持10小时。将在该条件下进行老化处理的烧结压实体缓慢冷却至400摄氏度，进一步炉冷却至室温，从而获得目标烧结磁体。烧结磁体的组成如表1所示。通过ICP方法对磁体进行组成分析。分析结果如表1所示。根据如上所述的方法，测量薄层相的平均厚度。此外，用BH绘图工具(BH tracer)评价烧结磁体的磁特性，并测量矫顽磁力Hcj、残留磁化Mr、(BH)最大和正方度(squareness)。测量结果示于表2。
根据如下过程通过ICP法进行组成分析。首先，对研钵中研磨的预定量的样品进行称量，并将其放入石英烧杯。将混合酸(含有硝酸和盐酸)放入其中，在热板上将烧杯加热至约140摄氏度，从而使得样品完全熔化。在使得样品冷却之后，将样品移动到具有恒定体积的PFA容量瓶中，其是样品溶液。在该样品溶液中，采用ICP发射光谱仪，通过校准曲线法对所含组分进行定量化。使用SII纳米技术公司(SII Nano Technology)制造的SPS4000(商品名)作为ICP发射光谱仪。
(比较例1)
类似于实施例1生产具有表1所示组成的烧结磁体，不同之处在于，在压模体的真空气氛中的初步烧结之后的冷却速率减慢至约3摄氏度/秒。类似于实施例1，测量所得到的烧结磁体的薄层相的平均厚度、矫顽磁力Hcj、残留磁化Mr、(BH)最大和正方度(squareness)。测量结果一起示于表2。
表1
| 磁体组成(原子％) | |
| 实施例1 | Sm12.2Fe28.9Zr1.8Cu5.1Co52.0 |
| 实施例2 | Sm12.2Fe28.9Zr1.8Cu5.1Co52.0 |
| 实施例3 | Sm12.2Fe28.9Zr1.8Cu5.1Co52.0 |
| 实施例4 | Sm12.2Fe28.6Zr1.9Cu5.2Co52.1 |
| 实施例5 | Sm12.2Fe28.6Zr1.9Cu5.2Co52.1 |
| 实施例6 | Sm12.2Fe29.9Zr1.8Cu4.7Co51.4 |
| 比较例1 | Sm12.1Fe29.9Zr1.9Cu5.2Co50.9 |
表2
从表2可以清楚地看出，实施例1-6的烧结磁体都具有大厚度的薄层相且具有基于厚度的高的磁化和高的矫顽磁力。图6显示薄层相的厚度(平均厚度)与矫顽磁力之间的关系。图7显示薄层相的厚度(平均厚度)与残留磁化之间的关系。图8显示薄层相的厚度(平均厚度)与(BH)最大之间的关系。从这三幅图可以清楚地看出，在薄层相的厚度小于或等于5nm的区域中，矫顽磁力、残留磁化和(BH)最大相对于薄层相的厚度单调增加。当薄层相的厚度小于2.5nm时，可以看出矫顽磁力和残留磁化都是小的，无法获得足够的磁特性。
在薄层相的厚度为5-10nm的区域中，残留磁化和(BH)最大是明显的恒定值，但是矫顽磁力非常依赖于薄层相的厚度。也就是说，当薄层相的厚度超过20nm，无法获得实现用作永磁体的矫顽磁力。出于这些原因，可以看出薄层相的平均厚度优选在2.5-20nm的范围内。但是，伴随着薄层相的体积分数的增加，存在饱和磁化下降的考虑，因此薄层相的平均厚度更优选在3-15nm的范围内。此外，薄层相的平均厚度有利地处于5-10nm的范围内，这实现更稳定地获得具有高磁化和高矫顽磁力的Sm-(Co,Fe)基磁体。
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。事实上，可以以各种其他的形式实施本文所述的新颖方法；除此之外，可在不背离本发明精神的情况下对本文所述方法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：
由如下组成化学式表示的组成：
RpFeqMrCusCo100-p-q-r-s
其中，R是至少一种选自稀土元素的元素，
M是至少一种选自下组的元素：Zr、Ti和Hf，
p大于或等于8.0原子％且小于或等于13.5原子％，
q大于或等于25原子％且小于或等于40原子％，
r大于或等于0.88原子％且小于或等于7.2原子％，以及
s大于或等于3.5原子％且小于或等于13.5原子％；以及
金属结构，所述金属结构包括具有Th2Zn17晶相的胞相、以绕着胞相的形式存在的胞壁相以及沿着Th2Zn17晶相的c平面存在的薄层相，
其中，薄层相的平均厚度范围为2.5-20nm。
2.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，薄层相中的元素M的浓度是胞相中的元素M的浓度的1.2倍或更高。
3.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，薄层相中的元素M的浓度大于或等于2原子％。
4.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，薄层相的平均厚度范围为3-15nm。
5.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，所述永磁体的矫顽磁力大于或等于650kA/m，所述永磁体的残留磁化大于或等于1.15T。
6.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％的元素R是Sm。
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％的Co元素被选自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所述的永磁体的发动机。
10.一种包含如权利要求1所述的永磁体的发电机。
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