CN105047343A - 永久磁铁以及电动机 - Google Patents

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Abstract

本发明不使用重稀土并且通过形成大量含有Ce的晶界相，从而以资源丰富且廉价的材料而提供一种具有充分高的矫顽力的R-T-B系永久磁铁以及具备该R-T-B系永久磁铁的电动机。本发明提供的永久磁铁，其特征在于，含有由R2T14B结构构成的主相(R为Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd中的至少1种元素，T为以Fe为必须或者以Fe和Co为必须的1种以上的过渡金属元素)、和由CexM1-x(M为Mg、Al、Si、Ti、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zn、Ga、Y、Zr、Nb、Mo、Ag、In、Sn、La、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Hf、Ta、W、Bi中的至少1种元素，x为0.20≤x≤0.55)构成的晶界相，并且所述晶界相相对于全部磁铁结构组织的截面积比Atre为0.03＜Atre＜0.07。

Description

永久磁铁以及电动机
技术领域
本发明涉及具有高矫顽力的永久磁铁以及使用其的电动机。
背景技术
一直以来，作为永久磁铁，已知有铝镍钴磁铁、铁氧体磁铁、Sm-Co磁铁、Nd-Fe-B磁铁等，根据其规格，作为VCM、主轴电动机等各种电动机、测量仪、扬声器、医疗用MRI等其它各种电气设备的关键零部件，分别使用适当的磁铁。这些磁铁中Sm-Co磁铁、Nd-Fe-B磁铁等稀土类磁铁含有大量的Fe或Co；和稀土元素。Fe、Co有助于饱和磁通密度(Br)的增加，另外，因为稀土元素带来了晶体场中的来自4f电子运动的非常大的磁各向异性，所以有助于矫顽力(HcJ)的增大并且实现了良好的磁铁特性。
近年来，各种电气设备的小型化和节能化的要求不断提高，并且要求与作为这些设备的关键零部件材料的永久磁铁相比更高的最大磁能积[(BH)max]、以及更大的矫顽力。因此，在高性能的稀土类磁铁中，尤其是R-T-B系磁铁被多方面应用，更进一步的高矫顽力化也在被广泛地研究。
作为提高R-T-B系磁铁的矫顽力的技术，例如有添加Dy或Tb等重稀土的技术，提案有从烧结体的外部蒸镀Dy并使该Dy扩散到内部的晶界的方法(专利文献1)和将Dy的氟化物等涂布于烧结体表面的方法(专利文献2)等。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4831074号公报
专利文献2：日本专利第4450239号公报
然而，Dy和Tb等重稀土元素其资源缺乏而且分布又不均匀，所以在供给·价格方面缺乏稳定性。因此，强烈要求有一种既能够维持到达目前为止那样高的磁特性而且有能够削减重稀土元素使用量的R-T-B系烧结磁铁。
发明内容
发明所要解决的技术问题
发明是鉴于上述状况而完成的，其目的在于提供一种不使用重稀土，具有比现有产品高的矫顽力的R-T-B系永久磁铁。
解决技术问题的手段
为了解决上述技术问题并实现上述目的，本发明的永久磁铁，其特征在于，含有由R2T14B结构构成的主相(R为Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd中的至少1种元素，T为以Fe为必须或者以Fe和Co为必须的1种以上的过渡金属元素)、和由CexM1-x(M为Mg、Al、Si、Ti、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zn、Ga、Y、Zr、Nb、Mo、Ag、In、Sn、La、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Hf、Ta、W、Bi中的至少1种元素，x为0.20≤x≤0.55)构成的晶界相，并且所述晶界相相对于全部磁铁结构组织的截面积比Atre为0.03＜Atre＜0.07。
本发明人发现：在R-T-B系永久磁铁中，在晶界相中含有规定量的作为资源量丰富且比重稀土廉价的Ce的情况下，即使不添加重稀土也能够提高矫顽力。
本发明人认为其原因在于，由于含有稀土中尤其熔点低的Ce的晶界相显示出与主相的高浸润性，所以通过利用规定的热处理来充分覆盖主相颗粒，从而促使磁分离。
另外，根据这样的构成比，不会使剩余磁通密度降低，并且能够表现出由含有上述Ce的晶界相所起到的矫顽力的效果。
本发明的永久磁铁优选三晶交(triplejunction)处的所述主相颗粒所成的二面角为90°以下的截面频率Fgb为0.5≤Fgb。
根据这样的结构，晶界相的与主相的浸润性充分高，并且由晶界相所起到的磁分离效果得到促进，而且显示出充分高的矫顽力。
另外，本发明提供一种具备上述永久磁铁的电动机。本发明的电动机由于具备具有上述特征的永久磁铁，因此能够获得高输出、高效率的电动机。
发明效果
根据本发明，不使用重稀土并且通过形成大量含有Ce的晶界相，从而能够以资源丰富且廉价的材料而提供充分高的矫顽力的R-T-B系永久磁铁以及具备该R-T-B系永久磁铁的电动机。
附图说明
图1是表示本发明所涉及的电动机的实施方式的截面图。
图2是表示构成本发明所涉及的永久磁铁的主相颗粒所成的二面角的模式图。
符号说明
1…埋入式永久磁铁电动机
2…定子
3…转子
4…铁心
5…永久磁铁
6…主相颗粒
7…二面角
具体实施方式
以下对于用于实施本发明的方式(实施方式)，根据不同情况参照附图进行详细说明。还有，本发明不限于以下的实施方式以及实施例所记载的内容。另外，在以下所记载的实施方式以及实施例的构成要素中包含本领域技术人员能够容易想到的内容、实质上相同的内容、所谓均等范围的内容。再有，可以将以下所记载的实施方式以及实施例所公开的构成要素进行适当组合，也可以进行适当选择来使用。
首先，对本实施方式所涉及的优选的永久磁铁进行说明。本实施方式所涉及的R-T-B系永久磁铁含有12～18at％的稀土元素(R)。如果R的量小于12at％，则R-T-B系烧结磁铁的成为主相的R2T14B相的生成不充分并且具有软磁性的α-Fe等会析出，矫顽力显著降低。另一方面，如果R超过18at％，则作为主相的R2T14B相的体积比率降低并且剩余磁通密度降低。另外，R与氧反应，所含的氧量增加，与此相伴对于矫顽力发生而言有效的富R相减少，导致矫顽力的降低。R以Ce为必须，含有选自Y、La、Pr、Nd、Sm、Eu以及Gd中的元素。在此，Ce相对于永久磁铁含有0.5～5at％。在Ce的量小于0.5at％的情况下，基本不形成含有对于矫顽力提高有效的Ce的晶界相，在Ce的量大于5at％的情况下，晶界相中的Ce量过多或者固溶向主相进展，使得剩余磁通密度降低。R可以作为来源于原料的杂质或者在制造时混入的杂质的其它成分而含有。
本实施方式所涉及的R-T-B系永久磁铁含有73～83at％的以Fe为必须或者以Fe和Co为必须的1种以上的过渡金属元素(T)。如果T的量小于73at％，则会有剩余磁通密度降低的倾向。另外，如果T的量超过83at％，则无法获得高的矫顽力。Co量相对于T量优选为0at％以上且10at％以下。通过Co量的增加能够提高居里温度，并且能够将相对于温度上升的矫顽力的降低抑制小。另外，通过Co量的增加能够提高稀土永久磁铁的耐蚀性。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁含有5～8at％的硼(B)。在B小于5at％的情况下，无法获得高的矫顽力。另一方面，如果B超过8at％，则会有剩余磁通密度降低的倾向。因此，B的上限设为8at％。B可以用C来置换其一部分。C的置换量相对于B优选为10原子％以下。
本实施方式所涉及的R-T-B系永久磁铁包含由R2T14B构成的主相、和由Ce以及与Ce不同的元素M构成的晶界相CexM1-x。M可以与Ce一起形成熔点低于主相的合金，并且选自Mg、Al、Si、Ti、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zn、Ga、Y、Zr、Nb、Mo、Ag、In、Sn、La、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Hf、Ta、W、Bi中的至少1种元素。从制造上的观点出发，优选从Al、Fe、Cu中选择，从耐蚀性的观点出发，优选含有Co。该晶界相中所占的Ce的量x为0.20≤x≤0.55。在范围内，Ce充分提高晶界相的浸润性并且容易覆盖主相颗粒。其结果促进主相的磁分离，并且提高矫顽力。另一方面，如果x小于0.2，则不会表现出由Ce起到的晶界相的浸润性的改善效果，并且，根据所选择的M的种类而产生软质相(softphase)，并且矫顽力降低。X更优选为0.33≤x≤0.55。
在本实施方式所涉及的永久磁铁中，相对于全部磁铁结构组织的上述全部晶界相的截面积比Atre为0.04＜Atre＜0.07。在此，所谓全部磁铁结构组成是指主相、主相以外的副相以及孔穴。因为通过Atre的增加而使得由晶界相产生的主相颗粒的覆盖率有所增加，所以矫顽力提高。然而，如果Atre超过0.07，则由于主相颗粒的减少而引起的剩余磁通密度的降低会变得显著。
本实施方式所涉及的永久磁铁的其三晶交处的所述主相颗粒所成的二面角为90°以下的截面频率Fgb优选为Fgb≥0.5。通过增加Fgb从而能够充分提高晶界相的与主相的浸润性，促进由晶界相起到的磁分离效果，并且显示出充分高的矫顽力。
本实施方式所涉及的永久磁铁优选为极力减少氧、氮、碳等杂质元素。特别是损害磁特性的氧，其量优选设为5000ppm以下，进一步优选设为3000ppm以下。如果氧量多，则作为非磁性成分的稀土氧化物相增大，从而使磁特性降低。
本实施方式所涉及的永久磁铁可以在磁铁主体的表面上形成保护膜。本实施方式所涉及的保护膜并没有特别的限定，特别优选使用由电解电镀形成的保护膜。作为电解电镀的材质，能够使用Ni、Ni-P、Cu、Zn、Cr、Sn、Al中的任意种。特别是本实施方式中特征性的晶界相的Ce与Ni形成Ce3Ni等，因为与Ni的亲和性高，所以作为镀膜，最优选为Ni。由电解电镀形成的保护膜是本实施方式所涉及的典型的方式，还可以设置由其它方法形成的保护膜。作为由其它方法形成的保护膜，以无电解电镀、铬酸盐处理为首的化学转化处理以及树脂涂料中的任意种或者组合都是实用的。保护膜的厚度有必要根据稀土烧结磁铁主体的尺寸、所要求的耐蚀性的等级等进行变动，可以在1～100μm的范围内进行适当设定。优选的保护膜的厚度为1～50μm。
接着，对本实施方式所涉及的永久磁铁的优选的制造方法进行说明。在本实施方式的R-T-B系永久磁铁的制造中，首先，准备具有能够得到所希望的组成的R-T-B系磁铁的原料合金。原料合金能够在真空或者惰性气体，优选为Ar气氛中通过薄带连铸(stripcasting)法、其它公知的熔化法来制作。薄带连铸法是将原料金属在Ar气氛围等非氧化性气氛中熔化而获得的金属熔液喷出至旋转的滚筒的表面。在滚筒上被急冷的金属熔液被急冷凝固成薄板或者薄片(鳞片)状。冷却滚筒的圆周速度优选为0.3～15m/秒的范围，更加优选为0.5～12m/秒的范围。在极端慢的情况下容易产生α-Fe或合金不均匀性，另外，在极端快的情况下结晶粒小并且产生等轴状的激冷晶体(chillcrystal)，因而无法得到良好的磁特性。被急冷凝固的合金成为0.1～1mm左右的厚度的薄板，并且具有结晶粒径为1～50μm的均质组织。原料合金不限定于薄带连铸法，能够通过高频感应熔化(highfrequencyinductionmelting)等熔化法来得到。还有，为了防止熔化后的偏析，例如可以将金属熔液倾注于水冷铜板上使其凝固。另外，也能够将通过还原扩散法得到的合金作为原料合金来使用。
在本发明中，在得到R-T-B系永久磁铁的情况下，作为原料合金，基本应用将R2T14B结晶粒作为主体的合金(主相合金)、和在烧结时成为液相且在烧结后形成晶界相的合金(晶界相合金)来制作烧结磁铁的二合金法。与从一种合金来制作烧结磁铁的一合金法相比，二合金法容易生成晶界相。本发明所涉及的CexM1-x晶界相通过调节将Ce和M作为主成分的晶界相合金并且适用二合金法，从而能够容易地实现。
将原料合金供给粉碎工序。在适用二合金法的情况下，主相合金和晶界相合金被分别或者一起粉碎。在粉碎工序中，有粗粉碎工序和微粉碎工序。首先，将原料合金粗粉碎至粒径为数百μm左右。粗粉碎优选使用捣碎机、颚式破碎机、布朗磨等在惰性气体氛围中进行。在粗粉碎之前，通过在原料合金中吸附氢之后再使之释放来进行粉碎是有效的。氢释放处理以将作为稀土类烧结磁铁减少成为杂质的氢为目的而进行。用于氢吸附的加热保持温度为200℃以上，优选为350℃以上。保持时间根据与保持温度之间的关系、原料合金的厚度等而改变，但至少为30分钟以上，优选为1小时以上。氢释放处理在真空中或者Ar气流中进行。另外，氢吸附处理、氢释放处理不是必须的处理。还可以将该氢粉碎定位为粗粉碎，从而省略机械性的粗粉碎。
粗粉碎工序之后转移至微粉碎工序。在微粉碎中，作为干式粉碎主要使用喷射磨(jetmill)，将粒径为数百μm左右的粗粉碎粉末做成平均粒径为1～6μm，优选为3～5μm。喷射磨是一种将高压惰性气体通过狭窄的喷嘴放出从而产生高速气流，并且通过该高速气流来加速粗粉碎粉末，使粗粉碎粉之间的碰撞、或者粗粉碎粉与靶材或容器壁的碰撞发生来粉碎的方法。作为粉碎用惰性气体，可以选择使用He、N2、Ar等。另外，为了粉碎时的粉末的凝集防止或流动性的提高、成形时的润滑或取向性的提高、C量的调节而可以添加润滑剂。作为润滑剂，可以选择使用硬脂酸锌、硬脂酸钙、硬脂酸铝、硬脂酸镁、硬脂酸酰胺、油酸酰胺、芥酸酰胺、亚甲基双硬脂酸酰胺、亚乙基双硬脂酸酰胺、石蜡、萘等。作为添加量，相对于粉碎投入粗粉碎粉末优选为0.01～0.5wt％。
微粉碎中也可以使用湿式粉碎。湿式粉碎中使用球磨或者湿式磨碎机等，将粒径数百μm左右的粗粉碎粉末做成平均粒径为0.1～5μm，优选为2～4.5μm。在湿式粉碎中通过选择适当的分散介质来生成浆料，从而使磁铁粉末不接触氧而进行粉碎，因此能够得到氧浓度低的微粉末。作为分散介质，可以选择使用异丙醇、乙醇、甲醇、乙酸乙酯、磷酸酯、戊烷、己烷、苯、甲苯、二甲苯、丙酮、甲基乙基酮等。作为浆料浓度为1～50wt％，优选为20～45wt％。
将上述微粉供给混合。混合时可以使用诺塔混合机(Nauta-mixer)、行星混合机等。在上述粉碎时同时粉碎主相合金以及晶界相合金的情况下，则可以省略混合。
将上述微粉供至磁场中成形。将磁场中成形的成形压力设为0.3～3ton/cm2(30～300MPa)的范围即可。成形压力从成形开始到结束为止，既可以是一定的，也可以是逐渐增加或者逐渐减少，或者也可以不规则变化。成形压力越低则取向性越好，但是如果成形压力过低，则成形体的强度不足，会在操作处理上产生问题，因此考虑这一点而从上述范围选择成形压力。磁场中成形所得到的成形体的最终相对密度通常为40～60％。
将所施加的磁场设为10～20kOe(960～1600kA/m)左右即可。所施加的磁场并不限定于静磁场，也可以做成脉冲状的磁场。另外，也可以并用静磁场和脉冲状磁场。
接着，在真空或者惰性气体氛围中烧结成形体。烧结温度有必要根据组成、粉碎方法、平均粒径和粒度分布的差异等诸条件进行调节，可以在1000～1200℃下烧结30分钟～8小时。如果烧结时间小于30分钟，则不能达到充分致密化。另外，如果烧成8小时以上，则晶界相成分向主相颗粒的扩散，异常颗粒成长会不断进展，并且对磁特性带来坏的影响。为了抑制不用的扩散或颗粒成长，还可以使用两阶段烧结法、SPS(放电等离子烧结法(SparkPlasmaSintering))、微波烧结法等。
在烧结后，可以对所获得的烧结体施以时效处理。该工序是使含有CexM1-x的晶界相最优化并且控制矫顽力的重要工序。在将时效处理分为2个阶段来进行的情况下，在800℃～950℃(高温时效)以及500℃～700℃(低温时效)下保持规定时间是有效的。如果在烧结后进行高温时效，则对于矫顽力的增大存在有效的情况。在二合金法中特别有效。另外，由于大多数情况下以低温时效来大大增加矫顽力，因此在以1个阶段进行时效处理的情况下，可以进行低温时效处理。
将经过以上处理的烧结体切断成规定尺寸·形状。烧结体表面的加工方法并没有特别的限定，能够进行机械加工。作为机械性的加工，例如可以列举使用磨刀石的研磨处理等。
再有，根据必要可以将保护膜形成于烧结体表面。保护膜的形成可以根据保护膜的种类按照公知的方法来进行。例如，在电解电镀的情况下，可以采用脱脂、水洗、腐蚀(例如硝酸)、水洗、由电解电镀形成的成膜、水洗、干燥这样的常用方法。能够实施脱脂处理、由酸完成的化学腐蚀从而对烧结体的表面进行清洁化。作为Ni的电解电镀中使用的电镀浴，例如可以列举不含氯化镍的瓦特浴(Watt’sbath)(即，将硫酸镍以及硼酸作为主成分)、氨基磺酸浴(sulfamineacidbath)、氟化硼浴、溴化镍浴等。但是，在此情况下因为阳极的溶解变少，所以优选将镍离子补充到浴中。镍离子优选作为硫酸镍或者溴化镍的溶液来进行补充。
接着，对本实施方式所涉及的电动机进行说明。图1是表示本发明所涉及的优选的电动机的一个实施方式的截面图。在图1所表示的埋入式永久磁铁电动机1中，在定子(stator)2内配置有转子(rotor)3。在转子3内的铁心4中配置有使用了高磁通密度并且高矫顽力的永久磁铁的永久磁铁5。永久磁铁5中由于使用了上述本实施方式所涉及的永久磁铁并且显示出充分高的矫顽力，因此能够获得高输出、高效率的电动机。
实施例
以下使用实施例以及比较例来详细说明本发明的内容，但是本发明并不限定于以下的实施例。
(比较例1)
分别称量纯度为99.9％的Nd、Fe、FeB、Co、Cu、Al原料，以使得主相合金的组成成为Nd11.8at％-Fe82.4at％-B5.8at％并且晶界相合金的组成成为Nd64at％-Fe23.7at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％，通过薄带连铸法来熔解并铸造原料合金薄板。
对所获得的主相合金、晶界相合金的薄板分别施以氢粉碎并获得粗粉碎粉末。作为润滑剂，添加0.1wt％的油酸酰胺至该粗粉碎粉末中。接着，以重量比为9∶1的比例配合主相合金和晶界相合金，使用气流式粉碎机(喷射磨)，在高压氮气氛围中实行微粉碎并获得微粉碎粉末。在用粒度分布仪测定所获得的微粉末的粒径之后，确认D50值为3.6μm。
接着，在15kOe磁场中以140MPa的压力将制作成的微粉碎粉末进行成形，并获得20mm×18mm×13mm的成形体。磁场方向为与压制方向垂直的方向。在1030℃下将所获得的成形体烧成6小时。之后，进行850℃下1小时、600℃下1.5小时的时效处理，并获得烧结体。
所获得的烧结体的矫顽力HcJ和剩余磁通密度Br是从由B-H示踪器获得的退磁曲线的测定结果来求得。将其结果示于表1中。
所获得的烧结体用X射线衍射法确认其主要生成相为正方晶R2T14B结构。
另外，将烧结体填埋至环氧树脂中，并研磨其截面。研磨使用市售的砂纸，并且一边从目数低的砂纸变换到高的砂纸一边进行研磨。最后使用抛光轮(buff)和金刚石磨粒进行研磨。此时，为了避免晶界相成分发生腐蚀，不沾水等进行研磨。
使用FE-SEM(场发射扫描电子显微镜)来观察树脂填埋并研磨过的烧结体截面的背散射电子图像(backscatteredelectronimage)。通过图像解析法，对于观察图像中的100个三晶交，测定主相颗粒的二面角(参照图2)，将二面角成为90°以下的测定数相对于全部测定数的比例设定为Fgb。另外，使用附属于FE-SEM的EDS(X-射线能量分散谱仪)，以背散射电子图像的浓淡来设置阈值并对结构相的组成实施分类。确认除了主相之外的1种富Nd的晶界相。用图像解析法求得截面上的全部晶界相的比率Atre，将结果示于表1中。
(比较例2)
除了晶界相合金的组成为Ce10.1at％-Nd71.1at％-Fe6.5at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％以外，其余均以与比较例1同样地制作合金薄板并粉碎。在用粒度分布仪来测定所获得的微粉碎粉末的粒径之后，确认D50值为3.5μm。
接着，与比较例1同样地制作成形体。通过2阶段烧结法来对所获得的成形体实施烧成。升温到1100℃之后立即急冷至1000℃，在1000℃下烧成4小时。通过使用2阶段烧结法，从而抑制晶界相合金中的Ce向主相颗粒扩散，并且变得容易被分布于晶界相。之后，进行850℃下1小时、600℃下1.5小时的时效处理，并获得烧结体。
然后，与比较例1同样地从B-H示踪器的测定结果来求得Br、HcJ。所获得的烧结体的主要生成相被确认为正方晶R2T14B结构。从FE-SEM、EDS的结果确认，除了主相之外还存在有富Nd的晶界相，并求得该晶界相中的Ce浓度x。之后，求得Fgb以及Atre。结果如表1所示。
(实施例1)
除了晶界相合金的组成为Ce13.5at％-Nd25.5at％-Fe48.7at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％之外，其余均以与比较例1同样地制作合金薄板并粉碎。在用粒度分布仪来测定所获得的微粉末的粒径之后，确认D50值为3.6μm。
接着，与比较例2同样地制作成形体，实行烧成以及时效处理并获得烧结体。
然后，与比较例1同样地从B-H示踪器的测定结果来求得Br、HcJ。所获得的烧结体的主要生成相被确认为正方晶R2T14B结构。从FE-SEM、EDS的结果确认，除了主相之外还存在有富Ce的晶界相和富Nd的晶界相，并求得该晶界相中的Ce浓度x。因为Ce基本上集中于富Ce的晶界相中，所以本例的x是以富Ce的晶界相中的Ce浓度为代表。之后，求得Fgb以及Atre。结果如表1所示。
(实施例2)
除了晶界相合金的组成为Ce23.2at％-Nd27.7at％-Fe36.8at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％之外，其余均以与比较例1同样地制作合金薄板并粉碎。在用粒度分布仪来测定所获得的微粉末的粒径之后，确认D50值为3.5μm。
接着，与比较例2同样地制作成形体，实行烧成以及时效处理并获得烧结体。
然后，与比较例1同样地从B-H示踪器的测定结果来求得Br、HcJ。所获得的烧结体的主要生成相被确认为正方晶R2T14B结构。从FE-SEM、EDS的结果确认，除了主相之外还存在有富Ce的晶界相和富Nd的晶界相，与实施例1同样地求得x、Fgb以及Atre。结果如表1所示。
(实施例3)
除了晶界相合金的组成为Ce54.5at％-Fe33.2at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％之外，其余均以与比较例1同样地制作合金薄板并粉碎。在用粒度分布仪来测定所获得的微粉末的粒径之后，确认D50值为3.5μm。
接着，与比较例2同样地制作成形体，实行烧成以及时效处理并获得烧结体。
然后，与比较例1同样地从B-H示踪器的测定结果来求得Br、HcJ。所获得的烧结体的主要生成相被确认为正方晶R2T14B结构。从FE-SEM、EDS的结果确认，除了主相之外还存在有富Ce的晶界相，求得该晶界相中的Ce浓度x。之后，求得Fgb以及Atre。结果如表1所示。
(比较例3)
除了晶界相合金的组成为Ce61.6at％-Fe26.1at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％之外，其余均以与比较例1同样地制作合金薄板并粉碎。在用粒度分布仪来测定所获得的微粉末的粒径之后，确认D50值为3.5μm。
接着，与比较例2同样地制作成形体，实行烧成以及时效处理并获得烧结体。
然后，与比较例1同样地从B-H示踪器的测定结果来求得Br、HcJ。所获得的烧结体的主要生成相被确认为正方晶R2T14B结构。从FE-SEM、EDS的结果确认，除了主相之外还存在有富Ce的晶界相，求得该晶界相中的Ce浓度x。之后，求得Fgb以及Atre。结果如表1所示。
(比较例4)
除了晶界相合金的组成为Ce93.0at％-Co5.0at％-Cu1.0at％-Al1.0at％之外，其余均以与比较例1同样地制作合金薄板并粉碎。在用粒度分布仪来测定所获得的微粉末的粒径之后，确认D50值为3.6μm。
接着，与比较例2同样地制作成形体，实行烧成以及时效处理并获得烧结体。
然后，与比较例1同样地从B-H示踪器的测定结果来求得Br、HcJ。所获得的烧结体的主要生成相被确认为正方晶R2T14B结构。从FE-SEM、EDS的结果确认，除了主相之外还存在有富Ce的晶界相，求得该晶界相中的Ce浓度x。之后，求得Fgb以及Atre。结果如表1所示。
(比较例5)
除了晶界相合金的组成为Ce28.5at％-Fe59.2at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％之外，其余均以与比较例1同样地制作合金薄板并粉碎。在用粒度分布仪来测定所获得的微粉末的粒径之后，确认D50值为3.6μm。
接着，与比较例2同样地制作成形体，实行烧成以及时效处理并获得烧结体。
然后，与比较例1同样地从B-H示踪器的测定结果来求得Br、HcJ。所获得的烧结体的主要生成相被确认为正方晶R2T14B结构。从FE-SEM、EDS的结果确认，除了主相之外还存在有富Ce的晶界相，求得该晶界相中的Ce浓度x。之后，求得Fgb以及Atre。结果如表1所示。
(实施例4)
除了晶界相合金的组成为Ce31.1at％-Fe56.6at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％之外，其余均以与比较例1同样地制作合金薄板并粉碎。在用粒度分布仪来测定所获得的微粉末的粒径之后，确认D50值为3.6μm。
接着，与比较例2同样地制作成形体，实行烧成以及时效处理并获得烧结体。
然后，与比较例1同样地从B-H示踪器的测定结果来求得Br、HcJ。所获得的烧结体的主要生成相被确认为正方晶R2T14B结构。从FE-SEM、EDS的结果确认，除了主相之外还存在有富Ce的晶界相，求得该晶界相中的Ce浓度x。之后，求得Fgb以及Atre。结果如表1所示。
(比较例6)
除了晶界相合金的组成为Ce19.6at％-Nd37.3at％-Fe30.8at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％之外，其余均以与比较例1同样地制作合金薄板并粉碎。在用粒度分布仪来测定所获得的微粉末的粒径之后，确认D50值为3.6μm。
接着，与比较例2同样地制作成形体，实行烧成以及时效处理并获得烧结体。
然后，与比较例1同样地从B-H示踪器的测定结果来求得Br、HcJ。所获得的烧结体的主要生成相被确认为正方晶R2T14B结构。从FE-SEM、EDS的结果确认，除了主相之外还存在有富Ce的晶界相和富Nd的晶界相，与实施例1同样地求得x、Fgb以及Atre。结果如表1所示。
如果比较实施例1～3和比较例1～4，则可以看到随着Ce浓度x增加，HcJ增加，在0.20≤x≤0.55的情况下，既能够具有与现有的Nd-Fe-B磁铁同等的剩余磁通密度，又能够获得矫顽力提高的磁铁。从Fgb可知，因为通过增加晶界相中的Ce浓度，从而90°以下的主相三晶交的二面角增大，所以认为与现有的Nd-Fe-B磁铁可见的晶界相相比，相对于主相颗粒的浸润性提高，并且晶界相的主相颗粒覆盖率提高，通过磁分离持续进行，从而矫顽力提高。另外，因为Atre被控制在适当的范围内，所以认为主相体积的减少比较小，并且剩余磁通密度的减少也变小。
另外，如果观察同等程度Ce浓度的实施例2、4、与比较例5以及6，则即使Fgb充分大并且晶界相的浸润性充分，也只有在0.03＜Atre＜0.07的情况下既能够具有与现有Nd-Fe-B磁铁同等的剩余磁通密度又能够获得矫顽力提高的磁铁。在Atre为0.03以下的情况下，即使晶界相的浸润性高并且具有容易覆盖主相颗粒的性质，也会因为晶界相比例小所以不能够充分覆盖主相。另外，在Atre为0.07以上的情况下，因为晶界相的比例变大并且主相颗粒的体积减小，所以矫顽力即使能提高，但剩余磁通密度降低。
[表1]
晶界相 x Atre Fgb HcJ(kOe) Br(kG)
比较例1 Nd64at％-Fe23.7at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％ 0 0.062 0.26 14.6 13.4
比较例2 Ce10.1at％-Nd71.1at％-Fe6.5at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％ 0.11 0.095 0.33 21.0 12.5
实施例1 Ce13.5at％-Nd25.5at％-Fe48.7at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％ 0.20 0.047 0.64 19.6 13.8
实施例2 Ce23.2at％-Nd27.7at％-Fe36.8at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％ 0.33 0.065 0.79 22.6 13.5
实施例3 Ce54.5at％-Fe33.2at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％ 0.55 0.069 0.92 26.3 13.4
比较例3 Ce61.6at％-Fe26.1at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％ 0.62 0.081 0.91 30.1 12.9
比较例4 Ce93.0at％-Co5.0at％-Cu1.0at％-Al1.0at％ 0.95 0.180 0.93 31.5 12.6
比较例5 Ce28.5at％-Fe59.2at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％ 0.33 0.030 0.22 12.7 14.0
实施例4 Ce31.1at％-Fe56.6at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％ 0.35 0.035 0.51 17.0 13.9
比较例6 Ce19.6at％-Nd37.3at％-Fe30.8at％-Co10.3at％-Cu1.0at％-Al1.0at％ 0.33 0.073 0.83 23.2 13.0
产业上的利用可能性
如上所述，本发明所涉及的永久磁铁不使用资源缺乏且在供给·价格方面缺乏稳定性的重稀土，并且具备高矫顽力，作为民生·产业·输送机器等驱动系统中能够获得高效率的电动机用的永久磁铁是适宜的。

Claims (3)

1.一种永久磁铁，其特征在于，
所述永久磁铁含有由R2T14B结构构成的主相、和由CexM1-x构成的晶界相，并且所述晶界相相对于全部磁铁结构组织的截面积比Atre为0.03＜Atre＜0.07，
其中，R为Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd中的至少1种元素，T为以Fe为必须或者以Fe和Co为必须的1种以上的过渡金属元素，M为Mg、Al、Si、Ti、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zn、Ga、Y、Zr、Nb、Mo、Ag、In、Sn、La、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Hf、Ta、W、Bi中的至少1种元素，x为0.20≤x≤0.55。
2.如权利要求1所述的永久磁铁，其特征在于，
三晶交处的所述主相颗粒所成的二面角为90°以下的截面频率Fgb为0.5≤Fgb。
3.一种电动机，其特征在于，
使用权利要求1或2所述的永久磁铁。
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106782969A (zh) * 2016-12-21 2017-05-31 宁波科田磁业有限公司 铈稀土永磁材料及其制备方法
CN107958760A (zh) * 2016-10-17 2018-04-24 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 一种稀土永磁材料及其制备方法
CN108696015A (zh) * 2017-03-30 2018-10-23 Tdk株式会社 电动机
CN109473248A (zh) * 2018-11-21 2019-03-15 重庆科技学院 一种NdCeFeB各向异性永磁体及其制备方法
CN110537232A (zh) * 2017-03-30 2019-12-03 Tdk株式会社 永久磁铁和旋转电机
CN111710489A (zh) * 2019-03-18 2020-09-25 Tdk株式会社 R-t-b系永久磁铁

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6380750B2 (ja) * 2014-04-15 2018-08-29 Tdk株式会社 永久磁石および可変磁束モータ
JP6468435B2 (ja) * 2015-04-15 2019-02-13 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP6536816B2 (ja) * 2015-10-14 2019-07-03 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石およびモータ
CN105427994B (zh) * 2015-12-16 2018-04-06 浙江东阳东磁稀土有限公司 一种耐腐蚀的富镧铈烧结钕铁硼磁体及制造方法
JP6645219B2 (ja) * 2016-02-01 2020-02-14 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石用合金、及びｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP6848736B2 (ja) 2016-07-15 2021-03-24 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石
JP6848735B2 (ja) 2016-07-15 2021-03-24 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石
CN106208432B (zh) * 2016-07-30 2018-06-05 珠海宏鑫泽科技有限公司 一种驱动电机
JP2020095992A (ja) * 2017-03-30 2020-06-18 Tdk株式会社 焼結磁石及び回転機
JP2020095991A (ja) * 2017-03-30 2020-06-18 Tdk株式会社 焼結磁石及び回転機
CN107221399B (zh) * 2017-06-26 2019-09-10 合肥工业大学 一种高性能富Ce烧结永磁体的制备方法
CN109082582B (zh) * 2018-09-10 2019-08-09 东北大学 一种高强韧性高硬度的镁基高熵合金及制备方法
KR20240028440A (ko) * 2021-08-04 2024-03-05 미쓰비시덴키 가부시키가이샤 희토류 소결 자석 및 희토류 소결 자석의 제조 방법, 회전자, 및 회전기
EP4177911A1 (en) * 2021-11-05 2023-05-10 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Anisotropic rare earth sintered magnet and method for producing the same

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006016646A (ja) * 2004-06-30 2006-01-19 Tdk Corp 顆粒、焼結体
CN101325109A (zh) * 2008-04-08 2008-12-17 浙江大学 晶界相重构的高强韧性烧结钕铁硼磁体及其制备方法
CN101958171A (zh) * 2010-04-14 2011-01-26 无锡南理工科技发展有限公司 一种耐腐蚀烧结钕铁硼磁体的制备方法
CN102220538A (zh) * 2011-05-17 2011-10-19 南京理工大学 一种提高内禀矫顽力和耐腐蚀性能的烧结钕铁硼制备方法
CN103123839A (zh) * 2013-01-30 2013-05-29 浙江大学 一种应用高丰度稀土Ce生产的稀土永磁体及其制备方法
CN103280290A (zh) * 2013-06-09 2013-09-04 钢铁研究总院 含铈低熔点稀土永磁液相合金及其永磁体制备方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09275004A (ja) * 1995-07-07 1997-10-21 Daido Steel Co Ltd 永久磁石とその製造方法
JP3489741B2 (ja) * 2000-10-04 2004-01-26 住友特殊金属株式会社 希土類焼結磁石およびその製造方法
US7311788B2 (en) * 2002-09-30 2007-12-25 Tdk Corporation R-T-B system rare earth permanent magnet
US7255751B2 (en) * 2002-09-30 2007-08-14 Tdk Corporation Method for manufacturing R-T-B system rare earth permanent magnet
US8211327B2 (en) 2004-10-19 2012-07-03 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Preparation of rare earth permanent magnet material
US7842140B2 (en) * 2004-12-16 2010-11-30 Hitachi Metals, Ltd. Iron-based rare-earth nanocomposite magnet and method for producing the magnet
US7988795B2 (en) * 2005-12-02 2011-08-02 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. R-T-B—C rare earth sintered magnet and making method
EP1981043B1 (en) 2006-01-31 2015-08-12 Hitachi Metals, Limited R-Fe-B RARE-EARTH SINTERED MAGNET AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME
MY149353A (en) 2007-03-16 2013-08-30 Shinetsu Chemical Co Rare earth permanent magnet and its preparations
JP2009302262A (ja) * 2008-06-12 2009-12-24 Toshiba Corp 永久磁石およびその製造方法
JP2010045068A (ja) * 2008-08-08 2010-02-25 Toshiba Corp 永久磁石およびその製造方法
JP5107198B2 (ja) * 2008-09-22 2012-12-26 株式会社東芝 永久磁石および永久磁石の製造方法並びにそれを用いたモータ
JP5057111B2 (ja) 2009-07-01 2012-10-24 信越化学工業株式会社 希土類磁石の製造方法
JP5303738B2 (ja) * 2010-07-27 2013-10-02 Ｔｄｋ株式会社 希土類焼結磁石
JP6089535B2 (ja) * 2011-10-28 2017-03-08 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
CN109300640B (zh) * 2013-06-05 2021-03-09 丰田自动车株式会社 稀土磁体及其制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006016646A (ja) * 2004-06-30 2006-01-19 Tdk Corp 顆粒、焼結体
CN101325109A (zh) * 2008-04-08 2008-12-17 浙江大学 晶界相重构的高强韧性烧结钕铁硼磁体及其制备方法
CN101958171A (zh) * 2010-04-14 2011-01-26 无锡南理工科技发展有限公司 一种耐腐蚀烧结钕铁硼磁体的制备方法
CN102220538A (zh) * 2011-05-17 2011-10-19 南京理工大学 一种提高内禀矫顽力和耐腐蚀性能的烧结钕铁硼制备方法
CN103123839A (zh) * 2013-01-30 2013-05-29 浙江大学 一种应用高丰度稀土Ce生产的稀土永磁体及其制备方法
CN103280290A (zh) * 2013-06-09 2013-09-04 钢铁研究总院 含铈低熔点稀土永磁液相合金及其永磁体制备方法

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107958760A (zh) * 2016-10-17 2018-04-24 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 一种稀土永磁材料及其制备方法
CN106782969A (zh) * 2016-12-21 2017-05-31 宁波科田磁业有限公司 铈稀土永磁材料及其制备方法
CN108696015A (zh) * 2017-03-30 2018-10-23 Tdk株式会社 电动机
CN110537232A (zh) * 2017-03-30 2019-12-03 Tdk株式会社 永久磁铁和旋转电机
CN109473248A (zh) * 2018-11-21 2019-03-15 重庆科技学院 一种NdCeFeB各向异性永磁体及其制备方法
CN111710489A (zh) * 2019-03-18 2020-09-25 Tdk株式会社 R-t-b系永久磁铁
CN111710489B (zh) * 2019-03-18 2023-01-17 Tdk株式会社 R-t-b系永久磁铁

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US9774220B2 (en) 2017-09-26
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JP6269279B2 (ja) 2018-01-31
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JP2015204390A (ja) 2015-11-16

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