CN106062898A - 永久磁铁以及使用该永久磁铁的电动机和发动机 - Google Patents

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Abstract

本发明的实施方式的永久磁铁具有以组成式：R(FepMqCurCtCo1‑p‑q‑r‑t)z表示的组成，以及包括主相和副相的金属组织，所述主相包含Th2Zn17型晶相，所述副相是具有30原子％以上的M元素浓度的M元素的副相。M元素的副相在金属组织中析出。M元素的副相的周长相对于析出面积的比值在1以上10以下。以上的组成式中，R是选自稀土元素的至少一种元素，M是选自Ti、Zr和Hf的至少一种元素，0.27≤p≤0.45，0.01≤q≤0.05，0.01≤r≤0.1，0.002≤t≤0.03，6≤z≤9。

Description

永久磁铁以及使用该永久磁铁的电动机和发动机
技术领域
本发明的实施方式涉及一种永久磁铁以及使用该永久磁铁的电动机和发动机。
背景技术
作为高性能的永久磁铁，已知Sm-Co系磁铁和Nd-Fe-B系磁铁等稀土类磁铁。在混合动力汽车(Hybrid Electric Vehicle：HEV)、电动汽车(Electric Vehicle：EV)、铁路车辆等的电动机中使用永久磁铁的情况下，对于永久磁铁要求耐热性。在HEV、EV、铁路车辆等的电动机中，使用将Nd-Fe-B系磁铁的Nd(钕)的一部分用Dy(镝)置换而提高了耐热性的永久磁铁。Dy是稀有元素之一，因此要求开发出不使用Dy的永久磁铁。
已知Sm-Co系磁铁的居里温度高，因此作为不使用Dy的组成体系显示出优良的耐热性，期待在高温下实现良好的动作特性。然而，Sm-Co系磁铁与Nd-Fe-B系磁铁相比磁化强度低，最大磁能积((BH)max)也无法实现足够的值。为了提高Sm-Co系磁铁的磁化强度，有效的是将Co的一部分用Fe置换并且提高Fe浓度。然而，在Fe浓度高的组成区域内，有Sm-Co系磁铁的矫顽力减小的倾向。于是，对于具有高Fe浓度的组成的Sm-Co系磁铁，要求在保持高磁化强度的同时呈现出足够的矫顽力。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利特开2012-204599号公报
专利文献2：日本专利特开2013-138258号公报
发明内容
本发明所要解决的课题是提供一种在保持Sm-Co系磁铁的高磁化强度的同时进一步提高了矫顽力的永久磁铁、以及使用该永久磁铁的电动机和发电机。
实施方式的永久磁铁具有以组成式：R(FepMqCurCtCo1-p-q-r-t)z表示的组成，以及包括主相和副相的金属组织，所述主相包含Th2Zn17型晶相，所述副相是具有30原子％以上的M元素浓度的M元素的副相。M元素的副相在金属组织中析出，副相的周长相对于析出面积的比值在1以上10以下的范围内。
(式中，R是选自稀土元素的至少一种元素，M是选自Ti、Zr和Hf的至少一种元素，p是满足0.27≤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)，t是满足0.002≤t≤0.03的数(原子比)，z是满足6≤z≤9的数(原子比)。)
附图说明
图1是将实施方式的永久磁铁的金属组织放大表示的扫描电子显微镜图像。
图2是表示实施方式的永久磁铁的磁化曲线的一例的图。
图3是表示实施方式的永久磁铁电动机的图。
图4是表示实施方式的可变磁通量电动机的图。
图5是表示实施方式的永久磁铁发电机的图。
具体实施方式
下面，对实施形态的永久磁铁进行说明。本实施方式的永久磁铁具有
以组成式：R(FepMqCurCtCo1-p-q-r-t)z…(1)
(式中，R是选自稀土元素的至少一种元素，M是选自Ti、Zr和Hf的至少一种元素，p是满足0.27≤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)，t是满足0.002≤t≤0.03的数(原子比)，z是满足6≤z≤9的数(原子比)。)
表示的组成，以及包括主相和副相的金属组织，所述主相包含Th2Zn17型晶相，所述副相是具有30原子％以上的M元素浓度的M元素的副相。
组成式(1)中，R元素使用选自包括钇(Y)在内的稀土元素中的至少一种元素。R元素都是赋予永久磁铁以较大的磁各向异性、赋予较高的矫顽力的元素。作为R元素，优选使用选自钐(Sm)、铈(Ce)、钕(Nd)和镨(Pr)的至少一种，特别优选使用Sm。通过使R元素的50原子％以上为Sm，可提高永久磁铁的性能、尤其是矫顽力。此外，优选R元素的70原子％以上为Sm。
含有R元素，以使R元素和其以外的元素(Fe、Co、M、Cu、C)的原子比在1:6～1:9的范围内(以z的值计在6～9的范围内)。如果R元素和其以外的元素的原子比z大于9，则大量的α-Fe相析出，得不到足够的矫顽力。如果原子比z小于6，则饱和磁化强度的下降显著。原子比z优选为6.5以上，更优选为7以上。此外，原子比z优选为8.5以下，更优选为8以下。
铁(Fe)是主要承担永久磁铁的磁化的元素。通过大量含有铁，可提高永久磁铁的饱和磁化强度。但是，如果Fe的含量过量，则因α-Fe相的析出等而矫顽力下降。Fe的含量以将R元素以外的元素(Fe、Co、Cu、M、C)的总量设为1时的原子比计，在0.27≤p≤0.45的范围内。Fe的含量更优选为0.29≤p≤0.43，进一步优选为0.30≤p≤0.40。
M元素使用选自钛(Ti)、锆(Zr)和铪(Hf)的至少一种元素。通过含有M元素，可在高Fe浓度的组成中呈现出较大的矫顽力。M元素的含量以将R元素以外的元素(Fe、Co、Cu、M、C)的总量设为1时的原子比计，在0.01≤q≤0.05的范围内。如果q值大于0.05，则磁化强度的下降显著。如果q值小于0.01，则提高Fe浓度的效果小。M元素的含量更优选为0.012≤q≤0.03，进一步优选为0.015≤q≤0.025。
M元素可以是Ti、Zr、Hf中的任意一种，优选至少含有Zr。特别是通过使M元素的50原子％以上为Zr，可进一步增大提高永久磁铁的矫顽力的效果。由于M元素中Hf尤其昂贵，因此即使在使用Hf的情况下，也优选减少其用量。优选Hf的含量小于M元素的20原子％。
铜(Cu)是用于使永久磁铁呈现出高矫顽力的元素。Cu的含量以将R元素以外的元素(Fe、Co、Cu、M、C)的总量设为1时的原子比计，在0.01≤r≤0.1的范围内。如果r值大于0.1，则磁化强度的下降显著。如果r值小于0.01，则难以得到高矫顽力。Cu的含量更优选为0.02≤r≤0.1，进一步优选为0.03≤r≤0.08。
钴(Co)承担永久磁铁的磁化，并且也是呈现出高矫顽力所必需的元素。如果含Co多，则居里温度变高，永久磁铁的热稳定性也提高。如果Co的含量少，则这些效果减小。但是，如果永久磁铁中含有过量的Co，则Fe的含量相对减少，因此可能会导致磁化强度的下降。Co的含量是由p、q、r、t规定的范围(1-p-q-r-t)。
Co的一部分可以被选自镍(Ni)、钒(V)、铬(Cr)、锰(Mn)、铝(Al)、硅(Si)、镓(Ga)、铌(Nb)、钽(Ta)和钨(W)的至少一种元素A置换。这些置换元素有助于磁铁特性、例如矫顽力的提高。但是，用元素A过量置换Co可能会导致磁化强度的下降，因此元素A的置换量优选在Co的20原子％以下的范围内。
实施方式的永久磁铁含有微量的碳(C)。通过使Sm-Co系磁铁中存在微量的碳，永久磁铁的机械强度提高。碳的含量以将R元素以外的元素(Fe、Co、Cu、M、C)的总量设为1时的原子比计，在0.002≤t≤0.03的范围内。如果t值大于0.03，则碳化物的析出量过多，磁化强度的下降显著，并且主相中的M元素量减少，难以呈现出矫顽力。如果t值小于0.002，则碳化物的析出量过少，难以得到足够的机械强度。碳的含量更优选为0.003≤t≤0.02，进一步优选为0.004≤t≤0.01。另外，实施方式的永久磁铁允许含有氧化物等不可避免的杂质。
实施方式的永久磁铁优选是由具有以式(1)表示的组成的烧结体构成的烧结磁铁。Sm-Co系烧结磁铁具有包含Th2Zn17型晶相(2-17相)的区域作为主相。永久磁铁的主相是指所有构成相中体积比最大的相。主相的体积比优选为70％以上，进一步优选为90％以上。图1所示为实施方式的Sm-Co系磁铁的扫描型电子显微镜(SEM：Scanning ElectronMicroscope)图像的一例。Sm-Co系磁铁如图1所示，除了由Sm2Co17相的晶粒构成的主相以外，还包含形成晶界的晶界相、M元素的副相(主要包含M元素的碳化物的相)、Sm等R元素的氧化物相、Sm2Co7相之类的低熔点相等作为副相。
永久磁铁的组成可通过ICP(高频电感耦合等离子体：Inductively CoupledPlasma)发射光谱法、SEM-EDX(扫描电子显微镜-能量色散型X射线光谱法：SEM-EnergyDispersive X-ray Spectroscop)、TEM-EDX(透射电子显微镜-能量色散型X射线光谱法：Transmission Electron Microscope-EDX)等来测定。各相的体积比例可以将电子显微镜或光学显微镜的观察与X射线衍射等并用来综合地判断，可通过拍摄永久磁铁的截面而得的电子显微镜照片的面积分析法来求得。永久磁铁的截面采用试样的具有最大面积的表面的实质上的中央部的截面。
实施方式的永久磁铁中，主相是承担磁铁特性的相，具有以作为高温相的TbCu7型晶相(1-7相)为前体、对其实施时效处理而形成的纳米尺度的相分离组织。相分离组织由胞相、胞壁相、片状相构成，所述胞相由Th2Zn17型晶相(2-17相)构成，所述胞壁相由CaCu5型晶相(1-5相)等构成。相分离后的金属组织具有被称为晶胞结构的二次结构。胞壁相的磁畴壁能比胞相大，因此该磁畴壁能之差成为磁畴壁移动的障碍。认为在Sm-Co系磁铁中，磁畴壁能大的胞壁相起到钉扎点的作用，因而呈现出磁畴壁钉扎型的矫顽力。
胞壁相是以板状存在于胞相的边界的相，相的宽度为数nm～10nm左右。认为胞相和胞壁相的磁畴壁能之差主要因Cu的浓度差而产生。认为如果胞壁相的Cu浓度比胞相内的Cu浓度高，则呈现出矫顽力。实施方式的永久磁铁中，胞壁相的Cu浓度优选相对于胞相高出2倍以上。如果要举出具体例，则在胞相的Cu浓度为3原子％左右的试样中，胞壁相的Cu浓度为20原子％左右。
片状相是以横贯多个晶粒的方式存在的板状的相，相对于胞相的c轴方向垂直地存在。因此，在一个畴内可以观察到彼此平行的片状相。片状相的M元素浓度优选相对于胞相高出数倍。如果要举出具体例，则在胞相的Zr浓度为1.5原子％左右的试样中，片状相的Zr浓度为4.5原子％左右。认为片状相承担着形成相分离组织时的原子的扩散通路的作用。通过形成片状相来进行相分离。因为片状相富含M元素，所以对于Sm-Co系磁铁的矫顽力的呈现而言，重要的是控制主相的M元素浓度。
Sm-Co系磁铁的构成相中，晶界相是存在于作为主相的晶粒周围的相，是在烧结时形成的、熔点比主相低的相。晶界相主要由Sm2Co7相和SmCo5相等构成。Sm2Co7相等低熔点相如图1所示，通过从晶界开始生长变大而形成。低熔点相有时形成金属组织的一部分。低熔点相存在Cu浓度和M元素浓度比主相高的倾向。低熔点相虽然由与主相大致相同的元素构成，但Cu和M元素的浓度比主相高，而且是非磁性相。因此，如果大量地形成低熔点相，则会招致主相的Cu浓度和M元素浓度的下降，Sm-Co系磁铁的矫顽力和方形度下降。
M元素的副相是在主相的晶粒内或晶界处析出的相，通过主相中的主要是M元素(特别是Zr)与碳反应并析出而形成。M元素的副相包含ZrC等M元素的碳化物。M元素的副相(以下也记作包含M碳化物的相)以具有0.5～5μm左右的直径的粒状析出。包含M碳化物的相大致由M元素和碳构成，M元素浓度在30原子％以上。包含M碳化物的相与低熔点相同样是非磁性相，因此认为其会析出而招致磁化强度的减小。还有，在包含M碳化物的相的周边，因为发生主相中的M元素浓度的下降，所以难以形成片状相。因此可以预测，主相内的元素的扩散通路减少，难以形成晶胞结构，并且难以产生胞相和胞壁相的Cu浓度差。因此认为会招致Sm-Co系磁铁的矫顽力和方形度的下降。认为如果包含M碳化物的相析出，则在其体积以上的区域内发生磁铁特性的下降。但是，因为碳和碳化物相是提高永久磁铁的机械强度的成分，所以并不希望将碳和碳化物相完全除去。
如上所述，为了提高Sm-Co系磁铁的磁化强度，有效的是将Co的一部分用Fe置换并且提高Fe浓度。实施方式的Sm-Co系磁铁中，Fe含量相对于R元素以外的元素(Fe、Co、Cu、M、C)的总量在27～45原子％的范围内(0.27≤p≤0.45)。然而，在Fe浓度高的组成区域内，有Sm-Co系磁铁的矫顽力难以呈现的倾向。矫顽力的下降是使Sm-Co系磁铁的(BH)max和耐热性下降的主要原因。对该矫顽力的下降原因进行了认真研究，结果发现，在Fe浓度高的组成区域内，包含M碳化物的相容易析出。发现非磁性的包含M碳化物的相不仅使磁铁特性下降，而且在其周边的主相中也难以形成用于呈现矫顽力的金属组织、即具有晶胞结构的相分离组织。
对包含M碳化物的相的析出形态进行了详细研究，结果发现，通过使包含M碳化物的相不是在空间上均匀地析出、而是使其偏析或粗大化而析出，可使难以呈现矫顽力的区域实质性地减少。即使包含M碳化物的相的析出量相同，与以微细状态分散存在相比，也是偏析或粗大化存在的情况下的包含M碳化物的相(析出粒)的表面积更小，与主相接触的面积更少。即，可使包含M碳化物的相对主相中的M元素浓度造成影响的区域缩小。藉此，可使具有高Fe浓度的Sm-Co系磁铁呈现出1400kA/m以上的矫顽力。
实施方式的Sm-Co系磁铁中，以粒状析出的包含M碳化物的相(析出粒)的周长L相对于面积S(析出面积)的比值(以下记作L/S比)在1以上10以下的范围内。包含M碳化物的相的周长L表示包含M碳化物的相与主相接触的区域的大小。包含M碳化物的相的面积S表示包含M碳化物的相的析出量。周长L相对于析出面积S的比值(L/S比)在10以下是指相对于包含M碳化物的相的析出量，包含M碳化物的相与主相接触的区域小。因此，主相中的具有晶胞结构的相分离组织的比例增大，Sm-Co系磁铁的矫顽力提高。L/S比优选为10以下，更优选为8以下。但是，如果L/S比小于1，则析出物的量过少，磁铁的强度下降。L/S比优选为1以上，更优选为2以上。
还有，包含M碳化物的相(析出粒)优选在Sm-Co系磁铁的金属组织的单位面积(50μm×50μm)内存在2个以上。如果包含M碳化物的相的单位面积的析出数少于2个，则无法充分地得到提高磁铁的机械强度的效果，而且可能无法满足上述L/S比。但是，如果包含M碳化物的相的单位面积的析出数过多，则主相的面积相对地减少，因而Sm-Co系磁铁的矫顽力等特性下降。包含M碳化物的相的单位面积的析出数优选在40个以下。
通过实现上述的包含M碳化物的相，在具有高Fe浓度的Sm-Co系磁铁中可呈现出较大的矫顽力。即，在基于高Fe浓度而赋予了高磁化强度的Sm-Co系磁铁中，可增大用于呈现矫顽力的相分离组织的比例。因此，可提供在维持高磁化强度的同时提高了矫顽力的Sm-Co系磁铁。还有，基于这样的磁化强度和矫顽力，可提高Sm-Co系磁铁的(BH)max的值。藉此，可提供高性能的Sm-Co系磁铁。
包含M碳化物的相的L/S比和析出数如下所述求得。对试样的SEM图像通过EDX进行构成相的组成分析。将SEM图像内M元素浓度在30原子％以上的连续的区域认定为包含M碳化物的相。接着，将观察到的包含M碳化物的相用可以容纳下它的最小半径的圆(包含M碳化物的相与其它相的界面与圆周相接的圆)近似。根据该圆的半径(ri)[单位：μm]算出包含M碳化物的相的周长L(2πri)和面积S(π(ri)2)。求出SEM图像内观察到的所有包含M碳化物的相的周长L(2πri)和面积S(π(ri)2)，求出周长L的总和Ltotal(Σ2πri)和面积S的总和Stotal(Σπ(ri)2)的比值(Ltotal/Stotal)作为L/S比。进而求出包含M碳化物的相的析出数。
SEM-EDX观察如下所述进行。在试样的具有最大面积的面的最长边的中央部，在与边垂直(为曲线的情况下是与中央部的切线垂直)地切割的截面的表面部和内部进行测定。作为测定部位，在上述截面上设置以各边的1/2的位置为起点与边垂直地向内侧延伸至端部的基准线1、以各角部的中央为起点在角部的内角的角度的1/2的位置向内侧延伸至端部的基准线2，将从这些基准线1、2的起点起算的、基准线的长度的1％的位置定义为表面，将40％的位置定义为内部。另外，角部因倒角等而具有曲率的情况下，将相邻的边延长而得的交点作为边的端部(角部的中央)。此时，测定部位不是从交点起算的位置，而是从与基准线相接的部分起算的位置。
通过如上所述设置测定部位，例如截面为四边形的情况下，基准线是基准线1和基准线2各4根，共计8根，测定部位是表面部和内部的各8处。本实施方式中，优选表面部和内部的各8处全都在上述L/S比的范围内，但只要表面部和内部至少各有4处以上在上述范围内即可。此时，不对1根基准线上的表面部和内部的关系作规定。对如上所述规定的观察面进行研磨使其平滑后，以倍率2500倍进行SEM观察。SEM的观察区域(单位面积)为50μm×50μm。加速电压优选为20kV。在各测定部位测定Ltotal/Stotal比，求出这些测定值中除最大值和最小值外的值的平均值，将该平均值作为L/S比。还测定各测定部位的单位面积(50μm×50μm)内存在的包含M碳化物的相的析出数，求出这些测定值中除最大值和最小值外的值的平均值，将该平均值作为析出数。
图2是将实施方式的Sm-Co系磁铁的磁化曲线的一例和现有的Sm-Co系磁铁比较表示的图。图2所示的实施方式的Sm-Co系磁铁和比较例的Sm-Co系磁铁分别具有相同组成，且包括具有二相分离组织的主相、晶界相、包含M碳化物的相、氧化物相。但是，实施方式的Sm-Co系磁铁的包含M碳化物的相的L/S比在10以下，相对地，比较例的Sm-Co系磁铁的L/S比大于10。由图2可知，实施方式的Sm-Co系磁铁维持着高磁化强度，具有优良的矫顽力和方形度。
包含M碳化物的相的析出形态根据原料组成(原料中所含有的碳量和M元素量等)、烧结处理和固溶化处理中的热处理条件而变化。为了使包含M碳化物的相偏析或粗大地析出，优选选择以下所示的条件。关于原料组成，优选制造M元素浓度高的粉末和M元素浓度低的粉末，将这两者混合而得到所要的组成。因为M元素浓度高的粉末优先与碳反应，所以包含M碳化物的相容易偏析或粗大地析出。关于热处理条件，有效的是加快烧结速度，加快M元素与碳的反应。还有，有效的是通过延长烧结时间和固溶化时间、使主相的晶体粒径粗大化，从而使包含M碳化物的相容易在粒界处析出。这些具体的条件在下文中详述。
实施方式的永久磁铁例如可以如下所述来制造。首先，制造含有规定量的元素的合金粉末。可以将由电弧熔化法或高频熔化法得到的熔液进行铸造得到合金铸锭，将该合金铸锭粉碎制成合金粉末。合金粉末可以将不同组成的多种粉末混合成所要的组成。特别优选通过将M元素浓度不同的粉末混合来制成具有所要的组成的合金粉末。例如所要的组成中的M元素浓度为2.3质量％的情况下，可以考虑将M元素浓度为2.0质量％的合金粉末和M元素浓度为3.0质量％的合金粉末混合等。
作为合金粉末的其它制备方法，可例举机械合金化法、机械研磨法、气体雾化法、还原扩散法等。也可以使用通过这些方法制备的合金粉末。通过使用薄带连铸(stripcast)法，可实现合金粉末的均一性的提高。对于如上所述得到的合金粉末或粉碎前的合金，也可以根据需要实施热处理使其均质化。薄片或铸锭的粉碎使用喷射磨或球磨机等来实施。为了防止合金粉末的氧化，粉碎优选在惰性气体气氛中或有机溶剂中进行。
接着，向设置于电磁铁等中的模具内填充合金粉末，一边施加磁场一边加压成形，藉此制造晶轴发生了取向的压粉体。作为成形方式，有以干法进行的方法和以湿法进行的方法。以干法成形的情况下，为了提高粉末的流动性和防止氧化，优选添加微量的润滑剂。作为润滑剂，可例举硅油和矿物油等。将所述压粉体在1100～1300℃的温度下烧结1～15小时，得到致密的烧结体。
如果烧结温度低于1100℃，则烧结体的密度不足。如果烧结温度高于1300℃，则Sm等稀土元素蒸发，得不到良好的磁特性。烧结温度更优选在1150～1250℃的范围内，进一步优选在1180～1230℃的范围内。烧结时间少于1小时的情况下，烧结体的密度可能会不均匀。如果烧结时间多于15小时，则Sm等稀土元素蒸发，得不到良好的磁特性。烧结时间更优选在1～10小时的范围内，进一步优选在1～7小时的范围内。为了防止氧化，压粉体的烧结优选在真空中或氩气等惰性气体气氛中进行。
烧结时的升温速度优选在5～25℃/分钟的范围内。通过使烧结时的升温速度在5℃/分钟以上，M元素与碳的反应加快，包含M碳化物的相容易偏析或粗大地析出。如果烧结时的升温速度大于25℃/分钟，则可能会有损烧结体的致密性。烧结时的升温速度更优选在10℃/分钟以上，进一步优选在13℃/分钟以上。此外，烧结时的升温速度更优选在23℃/分钟以下，进一步优选在20℃/分钟以下。
接着，对所得的烧结体实施固溶化处理和时效处理，控制晶体组织。为了得到作为相分离组织的前体的1-7相，固溶化处理优选通过在1110～1200℃的范围的温度下保持1～24小时来实施。如果固溶化处理温度低于1110℃或高于1200℃，则固溶化处理后的试样中的1-7相的比例减小，得不到良好的磁特性。此外，1-7相内的各元素的浓度分布可能无法充分地均一化。固溶化处理温度更优选在1120～1190℃的范围内，进一步优选在1130℃～1180℃的范围内。
固溶化处理时间少于1小时的情况下，主相的晶粒可能无法充分地生长。此外，构成相容易不均匀，而且1-7相内的各元素的浓度分布可能无法充分地均一化。如果固溶化处理时间多于24小时，则可能会发生烧结体中的Sm等稀土元素的蒸发等，得不到良好的磁特性。固溶化处理时间更优选在1～24小时的范围内，进一步优选在2～20小时的范围内。为了防止氧化，固溶化处理优选在真空中或氩气等惰性气体气氛中进行。
时效处理优选通过将固溶化处理后的烧结体在700～900℃的温度下保持10～100小时后、以-0.1～-5℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至20～600℃的温度、然后冷却至室温来实施。通过在这样的条件下实施时效处理，能以良好的再现性得到具有相分离组织的Sm-Co系磁铁。为了防止氧化，时效处理优选在真空中或氩气等惰性气体气氛中进行。
时效处理温度低于700℃或高于900℃的情况下，可能无法得到均质的胞相和胞壁相的混合组织，永久磁铁的磁特性下降。时效处理温度更优选为750～880℃，进一步优选为780～850℃。时效处理时间少于10小时的情况下，胞壁相从1-7相的析出可能无法充分地完成。时效处理时间多于100小时的情况下，胞壁相的厚度增厚，胞相的体积分数下降，且晶粒粗大化，因此可能得不到良好的磁铁特性。时效处理时间更优选为10～90小时，进一步优选为20～80小时。
如果时效处理后的冷却速度过慢，则永久磁铁的生产性可能会下降，成本可能会增加。如果时效处理后的冷却速度过快，则可能无法得到均质的胞相和胞壁相的混合组织，永久磁铁的磁特性下降。时效处理后的冷却速度更优选在-0.3～-4℃/分钟的范围内，进一步优选在-0.5～-3℃/分钟的范围内。
在上述时效处理之前，也可以在比时效处理温度更低的温度下进行预时效处理。预时效处理优选通过在500～900℃的温度下保持0.5～10小时后、以-0.1～-5℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至20～450℃的温度来实施。通过进行预时效处理，可提高永久磁铁的方形度。
实施方式的永久磁铁可用于各种电动机和发电机。此外，也可用作可变磁通量电动机和可变磁通量发电机的固定磁铁和可变磁铁。通过使用实施方式的永久磁铁，可构成各种电动机和发电机。将实施方式的永久磁铁应用于可变磁通量电动机的情况下，在可变磁通量电动机的结构和驱动系统中，可以应用日本专利特开2008-29148公报或特开2008-43172公报中公开的技术。
接着，参照附图对实施方式的电动机和发电机进行说明。图3所示为实施方式的永久磁铁电动机。图3所示的永久磁铁电动机11中，在定子(固定子)12内配置有转子(旋转子)13。在转子13的铁芯14中配置有实施方式的永久磁铁15。基于实施方式的永久磁铁的特性等，可实现永久磁铁电动机11的高效率化、小型化、低成本化等。
图4所示为实施方式的可变磁通量电动机。图4所示的可变磁通量电动机21中，在定子(固定子)22内配置有转子(旋转子)23。在转子23的铁芯24中配置有实施方式的永久磁铁作为固定磁铁25和可变磁铁26。实施方式的永久磁铁适合作为固定磁铁25。可变磁铁26可以改变磁通密度(磁通量)。可变磁铁26由于其磁化方向与Q轴方向正交，因此不受Q轴电流的影响，可利用D轴电流进行磁化。转子23上设置有磁化绕组(未图示)。通过使电流从磁化电路流向该磁化绕组，其磁场成为直接作用于可变磁铁26的结构。
利用实施方式的永久磁铁，通过改变上述制造方法的各种条件，可获得例如矫顽力大于500kA/m的固定磁铁25和矫顽力在500kA/m以下的可变磁铁26。另外，图4所示的可变磁通量电动机21中，固定磁铁25和可变磁铁26可以均使用实施方式的永久磁铁，但也可以任一方的磁铁使用实施方式的永久磁铁。可变磁通量电动机21能以较小的装置尺寸输出较大的转矩，因此适合用于要求电动机的高输出功率和小型化的混合动力汽车和电动汽车等的电动机。
图5所示为实施方式的发电机。图5所示的发电机31具有使用实施方式的永久磁铁的定子(固定子)32。配置于定子(固定子)32内侧的转子(旋转子)33经由轴35与设置于发电机31的一端的涡轮34连接。涡轮34例如在从外部供给的流体的作用下旋转。另外，也可以传递汽车的回收能量等动态旋转来代替在流体的作用下旋转的涡轮34，以使轴35旋转。定子32和转子33可采用各种公知的构成。
轴35与相对于转子33配置于涡轮34的相反侧的整流子(未图示)接触，通过转子33的旋转而产生的电动势作为发电机31的输出经由相分离母线和主变压器(未图示)被升压至系统电压，然后供电。发电机31可以是普通的发电机和可变磁通量发电机中的任一种。另外，转子33因来自涡轮34的静电和伴随发电产生的轴电流而发生带电。因此，发电机31具有用于使转子33的带电释放的电刷36。
实施例
接着，描述实施例及其评价结果。
(实施例1)
按照“Sm(Fe0.31Zr0.15Cu0.05Cobal.C0.01)7.5”的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频熔化，制成合金铸锭1。同样地制成具有“Sm(Fe0.31Zr0.027Cu0.05Cobal.C0.01)7.5”的组成的合金铸锭2。将各合金铸锭粗粉碎，进而用喷射磨微粉碎，从而制成平均粒径分别为4μm的合金粉末1和合金粉末2。按照表1所示的组成称量这些合金粉末1和合金粉末2，进而加入旋转搅拌机中混合。将所得的混合粉末在1.5T的磁场中以2t的加压力加压成形，制成压粉体。
接着，将混合粉末的压粉体配置在烧成炉的炉腔内，在Ar气体气氛中以10℃/分钟的升温速度升温至1200℃，在该温度下保持3小时进行烧结，然后在1170℃下保持10小时进行固溶化处理。将固溶化处理后的烧结体在Ar气体气氛中在830℃下保持20小时后，以-0.7℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至300℃，进而炉冷至室温，从而得到目标烧结磁铁。烧结磁铁的组成如表1所示。将所得的烧结磁铁用于后述的特性评价。
(实施例2)
按照表1所示的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频熔化，制成合金铸锭。将合金铸锭粗粉碎，进而用喷射磨微粉碎，从而制成平均粒径为4μm的合金粉末。将合金粉末在1.5T的磁场中以2t的加压力加压成形，制成压粉体。接着，将压粉体配置在烧成炉的炉腔内，在Ar气体气氛中以20℃/分钟的升温速度升温至1200℃，在该温度下保持5小时进行烧结，然后在1170℃下保持20小时进行固溶化处理。将固溶化处理后的烧结体在Ar气体气氛中在830℃下保持20小时后，以-0.7℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至300℃，进而炉冷至室温，从而得到目标烧结磁铁。将所得的烧结磁铁用于后述的特性评价。
(实施例3～6)
除了采用表1所示的组成以外，与实施例2同样地制成烧结磁铁。将所得的烧结磁铁用于后述的特性评价。
(实施例7)
按照表1所示的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频熔化，制成合金铸锭。将合金铸锭在Ar气体气氛中在1170℃下热处理1小时后，进行粗粉碎，进而用球磨机微粉碎，从而制成平均粒径为3μm的合金粉末。将合金粉末在1.5T的磁场中以1t的加压力加压成形，制成压粉体。接着，将压粉体配置在烧成炉的炉腔内，在Ar气体气氛中以13℃/分钟的升温速度升温至1190℃，在该温度下保持3小时进行烧结，然后在1150℃下保持15小时进行固溶化处理。将固溶化处理后的烧结体在Ar气体气氛中在800℃下保持30小时后，以-1.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至300℃，进而炉冷至室温，从而得到目标烧结磁铁。将所得的烧结磁铁用于后述的特性评价。
(实施例8)
按照“(Sm0.8Nd0.2)(Fe0.32Zr0.014Cu0.05Cobal.C0.015)7.5”的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频熔化，制成合金铸锭1。同样地制成具有“(Sm0.8Nd0.2)(Fe0.32Zr0.025Cu0.05Cobal.C0.015)7.5”的组成的合金铸锭2。将各合金铸锭在Ar气体气氛中在1170℃下热处理1小时后，进行粗粉碎，进而用球磨机微粉碎，从而制成平均粒径分别为3μm的合金粉末1和合金粉末2。按照表1所示的组成称量这些合金粉末1和合金粉末2，进而加入旋转搅拌机中混合。将所得的混合粉末在1.5T的磁场中以1t的加压力加压成形，制成压粉体。
接着，将混合粉末的压粉体配置在烧成炉的炉腔内，在Ar气体气氛中以13℃/分钟的升温速度升温至1190℃，在该温度下保持3小时进行烧结，然后在1150℃下保持15小时进行固溶化处理。将固溶化处理后的烧结体在Ar气体气氛中在800℃下保持30小时后，以-1.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至300℃，进而炉冷至室温，从而得到目标烧结磁铁。将所得的烧结磁铁用于后述的特性评价。
(实施例9)
按照“Sm(Fe0.32(Zr0.9Ti0.1)0.015Cu0.06Cobal.C0.02)7.3”的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频熔化，制成合金铸锭1。将合金铸锭1装填在石英制喷嘴中，通过高频电感加热将其熔融后，将熔液倾注到以圆周速度0.6m/秒旋转的冷却辊上，使其连续地凝固，制作合金薄带。将合金薄带粗粉碎，进而用喷射磨微粉碎，从而制成平均粒径为4μm的合金粉末1。同样地制成具有“Sm(Fe0.32(Zr0.9Ti0.1)0.022Cu0.06Cobal.C0.02)7.3”的组成、平均粒径为4μm的合金粉末2。按照表1所示的组成称量这些合金粉末1和合金粉末2，进而加入旋转搅拌机中混合。将所得的混合粉末在1.5T的磁场中以1t的加压力加压成形，制成压粉体。
接着，将混合粉末的压粉体配置在烧成炉的炉腔内，在Ar气体气氛中以13℃/分钟的升温速度升温至1200℃，在该温度下保持1小时进行烧结，然后在1170℃下保持10小时进行固溶化处理。对固溶化处理后的烧结体以750℃×2小时的条件实施热处理作为第一时效处理后，以-1.5℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至200℃。然后，以850℃×10小时的条件实施热处理作为第二时效处理后，以-1.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至600℃，进而炉冷至室温，从而得到目标烧结磁铁。将所得的烧结磁铁用于后述的特性评价。
(实施例10)
按照表1所示的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频熔化，制成合金铸锭。将合金铸锭1装填在石英制喷嘴中，通过高频电感加热将其熔融后，将熔液倾注到以圆周速度0.6m/秒旋转的冷却辊上，使其连续地凝固，制作合金薄带。将合金薄带粗粉碎，进而用喷射磨微粉碎，从而制成平均粒径为4μm的合金粉末。将所得的合金粉末在1.5T的磁场中以1t的加压力加压成形，制成压粉体。
接着，将混合粉末的压粉体配置在烧成炉的炉腔内，在Ar气体气氛中以13℃/分钟的升温速度升温至1200℃，在该温度下保持1小时进行烧结，然后在1170℃下保持10小时进行固溶化处理。对固溶化处理后的烧结体以750℃×2小时的条件实施热处理作为第一时效处理后，以-1.5℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至200℃。然后，以850℃×10小时的条件实施热处理作为第二时效处理后，以-1.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至600℃，进而炉冷至室温，从而得到目标烧结磁铁。烧结磁铁的组成如表1所示。将所得的烧结磁铁用于后述的特性评价。
(比较例1)
按照与实施例1的磁铁相同的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频熔化，制成合金铸锭。将合金铸锭粗粉碎，进而用喷射磨微粉碎，从而制成平均粒径为4μm的合金粉末。使用该单一合金粉末，与实施例1同样地制成压粉体。接着，将压粉体配置在烧成炉的炉腔内，在Ar气体气氛中以1℃/分钟的升温速度升温至1200℃，在该温度下保持1小时进行烧结，然后在1170℃下保持0.5小时进行固溶化处理。将固溶化处理后的烧结体在Ar气体气氛中在830℃下保持20小时后，以-0.7℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至300℃，进而炉冷至室温，从而得到目标烧结磁铁。将所得的烧结磁铁用于后述的特性评价。
(比较例2)
使用与实施例2相同组成的合金粉末，与实施例2同样地制成压粉体。接着，将压粉体配置在烧成炉的炉腔内，在Ar气体气氛中以1℃/分钟升温至1200℃，在该温度下保持15小时进行烧结，然后在1170℃下保持5小时进行固溶化处理。将固溶化处理后的烧结体在Ar气体气氛中在830℃下保持20小时后，以-0.7℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至300℃，进而炉冷至室温，从而得到目标烧结磁铁。将所得的烧结磁铁用于后述的特性评价。
(比较例3)
除了采用表1所示的组成以外，与实施例2同样地制成烧结磁铁。比较例3的烧结磁铁的碳含量比实施例多。
[表1]
磁铁组成(原子比)
实施例1 Sm(Fe0.31Zr0.020Cu0.05Cobal.C0.01)7.5
实施例2 Sm(Fe0.32Zr0.019Cu0.045Cobal.C0.02)7.4
实施例3 Sm(Fe0.34Zr0.019Cu0.05Cobal.C0.01)7.7
实施例4 Sm(Fe0.31Zr0.019Cu0.06Cobal.C0.015)8.1
实施例5 Sm(Fe0.31Zr0.021Cu0.05Cobal.C0.01)8.5
实施例6 Sm(Fe0.33Zr0.018Cu0.05Cobal.C0.01)7.0
实施例7 Sm(Fe0.34(Zr0.7Ti0.2Hf0.1)0.02Cu0.06Cobal.C0.02)7.4
实施例8 (Sm0.8Nd0.2)(Fe0.32Zr0.02Cu0.05Cobal.C0.015)7.5
实施例9 Sm(Fe0.32(Zr0.9T0.1)0.018Cu0.06Cobal.C0.02)7.3
实施例10 (Sm0.8Pr0.2)(Fe0.33(Zr0.8Ti0.2)0.022Cu0.06Cobal.C0.03)7.6
比较例1 Sm(Fe0.31Zr0.020Cu0.05Cobal.C0.01)7.5
比较例2 Sm(Fe0.32Zr0.019Cu0.045Cobal.C0.02)7.4
比较例3 Sm(Fe0.32Zr0.019Cu0.045Cobal.C0.05)7.4
用SEM观察上述实施例1～10和比较例1～3的烧结磁铁的金属组织，结果确认各金属组织均具有主相、晶界相、α相和氧化物相。按照上述方法求出烧结磁铁(烧结体)中的包含M碳化物的相的L/S比。进而求出单位面积的包含M碳化物的相的析出数。这些结果示于表2。接着，用BH描绘器(BH tracer)评价各烧结磁铁的磁特性，测定残留磁化强度和矫顽力。这些结果示于表2。
[表2]
由表2可以确认，实施例1～10的烧结磁铁均不仅维持着较高的残留磁化强度，而且具有1400kA/m以上的矫顽力。与之相对，比较例1～3的烧结磁铁的L/S比大，包含M碳化物(Zr碳化物等)的相在晶粒内微细地分散析出，因此得不到足够的矫顽力。还有，比较例3的烧结磁铁的碳含有量过多，因此包含M碳化物(Zr碳化物等)的相过量地析出，所以残留磁化强度下降，并且得不到足够的矫顽力。实施例和比较例的磁铁均具有二相分离组织，且具有上述包含M碳化物的相。另外，如果碳含量少于实施方式的规定范围，则碳化物的析出量过少，难以得到足够的机械强度，难以耐受实际应用。
说明了本发明的几个实施方式，但这些实施方式仅是作为例子而举出，并不是用来限定本发明的范围。这些新实施方式可以通过其它各种方式来实施，可以在不脱离发明的技术思想的范围内进行各种省略、置换、改变。这些实施方式及其变形都包括在发明的范围和技术思想内，并且也包括在权利要求书中记载的发明及其等同的范围内。

Claims (10)

1.一种永久磁铁，其具有
以组成式：R(FepMqCurCtCo1-p-q-r-t)z表示的组成，以及
包括主相和副相的金属组织，所述主相包含Th2Zn17型晶相，所述副相是具有30原子％以上的M元素浓度的M元素的副相；
所述副相在所述金属组织中析出，所述副相的周长相对于析出面积的比值在1以上10以下的范围内；
式中，R是选自稀土元素的至少一种元素，M是选自Ti、Zr和Hf的至少一种元素，p是满足0.27≤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)，t是满足0.002≤t≤0.03的数(原子比)，z是满足6≤z≤9的数(原子比)。
2.如权利要求1所述的永久磁铁，其中，所述副相包含所述M元素的碳化物。
3.如权利要求1所述的永久磁铁，其中，所述副相的单位面积(50μm×50μm)的析出数在2个以上。
4.如权利要求1所述的永久磁铁，其中，包括具有所述组成和所述金属组织的烧结体，所述副相在构成所述烧结体的晶粒和晶界的至少一方中析出。
5.如权利要求1所述的永久磁铁，其中，所述主相包含具有所述Th2Zn17型晶相的胞相、以包围所述胞相的形式存在的胞壁相、片状相。
6.如权利要求1所述的永久磁铁，其中，所述组成式中的所述M元素的50原子％以上为Zr。
7.如权利要求1所述的永久磁铁，其中，所述组成式中的所述R元素的50原子％以上为Sm。
8.如权利要求1所述的永久磁铁，其中，所述组成式中的Co的20原子％以下被选自Ni、V、Cr、Mn、Al、Si、Ga、Nb、Ta和W的至少一种元素A置换。
9.一种电动机，其具有权利要求1所述的永久磁铁。
10.一种发电机，其具有权利要求1所述的永久磁铁。
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Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3196895B1 (en) * 2014-09-19 2019-06-26 Kabushiki Kaisha Toshiba Permanent magnet, motor, and generator
CN107077936B (zh) * 2014-11-28 2019-03-12 株式会社东芝 永磁体、电动机及发电机
US11380465B2 (en) 2015-10-08 2022-07-05 Kyushu Institute Of Technology Rare earth cobalt-based permanent magnet
JP7095310B2 (ja) 2018-02-28 2022-07-05 大同特殊鋼株式会社 Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石材料及びＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系ボンド磁石

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01179302A (ja) * 1987-12-29 1989-07-17 Daido Steel Co Ltd 永久磁石
JPH06322466A (ja) * 1993-05-11 1994-11-22 Hitachi Metals Ltd 永久磁石材料
CN1325535A (zh) * 1998-10-30 2001-12-05 桑特库美国公司 Sm(Co,Fe,Cu,Zr,C)组合物及其制造方法
JP2002015910A (ja) * 2000-06-30 2002-01-18 Tokin Corp ２−１７系Ｓｍ−Ｃｏ希土類永久磁石の製造方法
CN1607260A (zh) * 2001-02-07 2005-04-20 Tdk株式会社 烧结体的制造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB8403751D0 (en) 1984-02-13 1984-03-14 Sherritt Gordon Mines Ltd Producing sm2 co17 alloy
JPS60254707A (ja) 1984-05-31 1985-12-16 Daido Steel Co Ltd 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
JPH0525592A (ja) 1991-07-15 1993-02-02 Minebea Co Ltd 希土類磁石材料
US8012269B2 (en) 2004-12-27 2011-09-06 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Nd-Fe-B rare earth permanent magnet material
JP3891307B2 (ja) 2004-12-27 2007-03-14 信越化学工業株式会社 Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類永久焼結磁石材料
JP5479395B2 (ja) 2011-03-25 2014-04-23 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
JP5665906B2 (ja) 2013-03-26 2015-02-04 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 (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01179302A (ja) * 1987-12-29 1989-07-17 Daido Steel Co Ltd 永久磁石
JPH06322466A (ja) * 1993-05-11 1994-11-22 Hitachi Metals Ltd 永久磁石材料
CN1325535A (zh) * 1998-10-30 2001-12-05 桑特库美国公司 Sm(Co,Fe,Cu,Zr,C)组合物及其制造方法
JP2002015910A (ja) * 2000-06-30 2002-01-18 Tokin Corp ２−１７系Ｓｍ−Ｃｏ希土類永久磁石の製造方法
CN1607260A (zh) * 2001-02-07 2005-04-20 Tdk株式会社 烧结体的制造方法

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