CN107530772B - 磁制冷模块、烧结体以及磁制冷模块的制造方法 - Google Patents

磁制冷模块、烧结体以及磁制冷模块的制造方法 Download PDF

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Abstract

提供一种磁制冷模块的制造方法，其包括准备好包含以NaZn13型结晶结构为主相的La(Fe,Si)13系合金粉末和由熔点在1090℃以下的金属和/或合金构成的M粉末以及如有必要的有机粘合剂的混合粉末A的步骤(1)、在还原气氛中在M粉末熔点附近对混合粉末A进行热处理而得到烧结体B的步骤(2)、以及在含氢气氛中对烧结体B进行氢化处理的步骤(3)。

Description

磁制冷模块、烧结体以及磁制冷模块的制造方法
技术领域
本发明涉及适用于空调设备、冷冻柜和冰箱等家电产品和汽车用空调等的磁制冷模块的制造方法以及磁制冷模块。
背景技术
迄今，对于空调和冷冻柜等的制冷剂一直在采用氟利昂气体。但是，氟利昂气体存在着像破坏臭氧层这样的环境负荷大的问题。
在此情况下，近年来提出了磁制冷方式，其代替以引起这样的环境问题的氟利昂气体为制冷剂的传统的气体制冷方式。在该磁制冷方式中，采用磁制冷材料为制冷剂并且利用在等温状态下用磁场使磁性材料的磁序改变时所产生的磁熵变化以及在绝热状态下用磁场使磁性材料的磁序改变时所产生的绝热温度变化。因此，根据该磁制冷方式，能够不使用氟利昂气体地进行制冷，存在着相比于过去的气体制冷方式制冷效率提高的优点。
实际上在使用磁制冷材料的场合中，须采用被制成可适用于制冷系统的形状的且包含磁制冷材料粉末粒子的磁制冷模块。
在专利文献1中公开了下述的LaFeSiH磁性材料的制造方法，在磁性粒子周围包覆Sn或Sn合金表膜，随后在惰性气氛中实施100℃-300℃的热处理以使磁性粒子相互结合。
在专利文献2中公开了磁制冷材料制造方法，其具有在950℃-1200℃的烧结温度通过放电等离子体烧结法对La(Fe,Si)13合金粉末进行成型的步骤。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：特开2005-120391号公报
专利文献2：特开2013-060639号公报
发明内容
发明要解决的问题
但是，在专利文献1所公开的制造方法中，在包覆Sn或Sn合金表膜之前的阶段中将磁制冷材料氢化。在经过氢化的La(Fe,Si)13系磁制冷材料粒子的周围包覆Sn或Sn合金表膜，在惰性气氛中在100℃-300℃进行热处理。在此制造方法中，对经过氢化的材料进行再度热处理而引起脱氢反应，存在居里温度的控制变得困难的问题。
专利文献2所公开的制造方法采用放电等离子体烧结法，烧结温度高达950℃-1200℃。因此，作为LaFeSi系合金的主相的La(Fe,Si)13相分解，故主相比例减小，存在磁制冷性能和进而材料强度降低的问题。
本发明是针对在这样的现有技术中所存在的问题而制定的。提供一种磁制冷性能出色的磁制冷模块的制造方法，在该磁制冷模块中，可以在低的烧结温度获得烧结体，材料强度高，可以实现居里温度控制，相对制冷能力(以下简称为RCP)高且磁熵变化量(-ΔSM)大。
本发明的其它目的是提供一种材料强度高、可实现居里温度控制、RCP高且磁熵变化量(-ΔSM)大、磁制冷性能优异的磁制冷模块。
解决问题的手段
根据本发明，提供一种磁制冷模块的制造方法(以下有时简称为本发明方法)，它是包含以NaZn13型结晶结构为主相的La(Fe,Si)13系磁制冷材料的磁制冷模块的制造方法，包括以下步骤：准备包含以NaZn13型结晶结构为主相的La(Fe,Si)13系合金粉末与由熔点在1090℃以下的金属和/或合金构成的M粉末的混合粉末A的步骤(1)，在还原气氛中在所述M粉末的熔点附近对所述混合粉末A进行烧结处理而得到烧结体B的步骤(2)，在含氢气氛中对所述烧结体B进行氢化处理的步骤(3)。
而且根据本发明，提供一种通过上述方法获得的磁制冷模块。
发明效果
根据本发明的方法，可以获得磁制冷性能优异的磁制冷模块，在这里，可以在低烧结温度获得烧结体，材料强度高，可实现居里温度控制，RCP高且磁熵变化量(-ΔSM)大。
发明实施方式
以下将更详细说明本发明。本发明的方法是一种磁制冷模块的制造方法，其可被应用在包含以NaZn13型结晶结构为主相的La(Fe,Si)13系合金(以下有时简称为La(Fe,Si)13系合金)的磁制冷模块的制造方法中，其特点是主要包括下述的步骤(1)-(3)。
首先，在步骤(1)中，将以NaZn13型结晶结构为主相的La(Fe,Si)13系合金粉末与由熔点为1090℃以下的金属和/或合金构成的M粉末混合而准备好混合粉末A。该混合粉末A也可以根据需要含有有机粘合剂。准备混合粉末A的步骤(1)能通过将上述La(Fe,Si)13系合金粉末与M粉末以及根据需要所含有的有机粘合剂混合来进行。
接着，在步骤(2)中，步骤(1)所得到的混合粉末A在还原气氛中在接近M粉末熔点的温度被烧结处理，得到烧结体B。
再有，在步骤(1)中在混合粉末A含有有机粘合剂的场合下，最好在步骤(2)的烧结处理之前进行混合粉末A的脱粘合剂处理。
最后，在步骤(3)中，步骤(2)所获得的烧结体B在含氢气氛中被氢化处理。
在步骤(1)中所用的La(Fe,Si)13系合金粉末由以组成式La1-aREa(Fe1-b-c-d- eSibMncXdYe)13表达的组成构成。在式中，RE是从由除La以外的稀土元素构成的组中选择的至少一种元素，X是从由Al、Ga、Ge、Sn以及B构成的组中选择的至少一种元素，Y是从Ti、V、Cr、Co、Ni、Cu、Zn以及Zr构成的组中选择的至少一种元素，其中，0≦a≦0.50，0.03≦b≦0.17，0.003≦c≦0.06，0≦d≦0.025，0≦e≦0.015。在本说明书中，稀土元素是包含钪和钇的稀土元素。
上述组成式表明合金中的La的一部分可以被RE置换，RE是从除La以外的稀土元素所构成的组中选择的至少一种元素。a表示置换La的一部分的RE的含量，0≦a≦0.50。La和RE能调节居里温度和RCP。但如果a大于0.50，则磁熵变化量(-ΔSM)恐怕会降低。
式中的b表示硅元素含量，0.03≦b≦0.17。硅能够调节居里温度还有RCP。还有着调节合金熔点、提高机械强度等效果。如果b小于0.03，则居里温度下降。另一方面，如果b大于0.17，则磁熵变化量(-ΔSM)恐怕会降低。
式中的c表示锰元素含量，0.003≦c≦0.06。锰的效果是调节居里温度和磁熵变化量(-ΔSM)。如果c小于0.003，则居里温度调节变得困难。另一方面，如果c大于0.06，则在高达2特斯拉的磁场变化中测定且算出的磁熵变化量(-ΔSM)恐怕会降低。
式中的d表示X元素含量，0≦d≦0.025。X元素是从由Al、Ga、Ge、Sn和B组成的组中选择的至少一种元素。X元素能调节居里温度还有RCP。还有着调节合金熔点、提高机械强度等效果。如果d大于0.025，则磁熵变化量(-ΔSM)恐怕会降低。
式中的e表示Y元素含量，0≦e≦0.015。Y元素是从由Ti、V、Cr、Co、Ni、Cu、Zn和Zr组成的组中选择的至少一种元素。Y元素在抑制α-Fe相析出的同时可以控制居里温度并改善粉末耐久性。但是，如果Y元素含量在预定范围外，则无法获得具有期望量的NaZn13型结晶结构的化合物相，磁熵变化量(-ΔSM)恐怕会降低。
虽然上述合金中的氧、氮和原料中的不可避免的杂质的含量越少越好，但如果含有微量也可以。
以NaZn13型结晶结构为主相的La(Fe,Si)13系合金粉末的平均粒径(D50)根据随后进行的成型法和烧结法而不同，但最好是3μm以上至200μm，更好是3μm以上至120μm以下。此时的粉末平均粒径(D50)例如能通过激光衍射散射式粒度分布测量仪(产品名MICROTRAC3000，日机装株式会社制造)测定。
La(Fe,Si)13系合金粉末的制造方法未被特殊限制，可通过已知的方法进行。例如列举出以单辊法、双辊法或圆盘法等板带浇铸法为代表的熔体急冷法、雾化法、电弧熔融法或冷却速度比熔体急冷法低的金属模铸造法。在金属模铸造法和电弧熔融法中，首先准备好被配料成一定组成的原料。接着，在惰性气氛下将配好的原料加热熔化而得到熔体，随后将熔体浇入水冷铜铸模中，冷却凝固而得到合金铸锭。另一方面，在辊急冷法和雾化法中，例如通过与前述相同的方法加热熔化原料，在得到比熔点高100℃以上的合金熔体后，通过铜制水冷辊来浇铸该合金熔体，或者一直急冷凝固至细小液滴地获得合金铸板。
对冷却凝固所得的上述合金铸锭和合金铸板进行热处理以实现均质化。该均质化热处理的条件优选是在惰性气氛中在600℃以上至1250℃以下的温度进行。均质化热处理时间最好在10分钟以上到100小时以内，更好是在10分钟以上到30小时以内。如果在超过1250℃的温度进行均质化热处理，则合金表面的稀土成分蒸发，含量不足，恐怕会造成具有NaZn13型结晶结构的化合物相分解。而如果不到600℃地进行均质化热处理，则具有NaZn13型结晶结构的化合物相的存在比例达不到预定量，合金中的α-Fe相的比例增大，磁熵变化量(-ΔSM)恐怕会降低。
为了获得期望的平均粒径(D50)，也可以根据需要对上述合金铸锭和合金铸板进行粉碎作业。为了获得期望的平均粒径(D50)，能用已知的方式进行粉碎作业。例如能够利用颚式粉碎机、盘磨机、搅拌球磨和气流磨机等机械手段进行粉碎。而且，利用研钵等的粉碎也是可行的，尤其是不限于这些手段。而且根据需要，在粉碎后进行筛分，由此能够获得具有期望的平均粒径(D50)的粉末。
步骤(1)中所用的M粉末由熔点在1090℃以下的金属和/或合金构成。最好是由从Cu、Ag、Zn、Al、Ge、Sn、Sb、Pb、Ba、Bi、Ga和In中选择的至少一种金属和/或含有从这些元素中选择的至少一种元素的合金构成。该合金的制造方法未被特殊限制，能够与以上述NaZn13型结晶结构为主相的La(Fe,Si)13系合金相同地用已知的方法制造。而且，在合金制造后根据需要所进行的粉碎作业也未被特别限制，能够与以NaZn13型结晶结构为主相的La(Fe,Si)13系合金粉末相同地用已知的方法进行粉碎。
由熔点在1090℃以下的金属和/或合金构成的M粉末在后述的烧结处理中熔化，起到了作为使以NaZn13型结晶结构为主相的La(Fe,Si)13系合金粉末结合的结合剂的作用。
M粉末的平均粒径(D50)根据随后进行的成型方法和烧结方法而不同，但最好是3μm以上到200μm以下，更好是3μm以上到120μm以下。此时的粉末平均粒径(D50)能够利用与以NaZn13型结晶结构为主相的La(Fe,Si)13系合金粉末相同的方法来测定。
在步骤(1)中，虽然对混合粉末A中的La(Fe,Si)13系合金粉末与M粉末的混合比无特殊限制，但按照体积比优选La(Fe,Si)13系合金粉末:M粉末＝60％:40％至99％:1％。更优选的是La(Fe,Si)13系合金粉末:M粉末＝80％:20％至97％:3％。如果M粉末的比例小于1％，则M粉末无法与La(Fe,Si)13系合金粉末均匀分散结合的地点增多，结果，烧结处理后的材料强度降低，因而不是优选的。另一方面，如果M粉末的比例大于40％，则烧结体整体的磁熵变化量(-ΔSM)降低，因此不是优选的。
包含La(Fe,Si)13系合金粉末与M粉末的混合粉末A最好处于均匀混合状态。混合能够按照已知的方法进行。例如使用双锥型、V型等回转混合机、叶片型、螺旋型等搅拌混合机、或者球磨机、搅拌球磨等粉碎机，La(Fe,Si)13系合金粉末与M粉末可以一边被部分粉碎、一边被混合。
在步骤(1)中，混合粉末A根据需要含有有机粘合剂。作为有机粘合剂，能够使用已知的有机粘合剂，例如有环氧树脂、聚酰亚胺树脂、PPS树脂、尼龙树脂等，只要能结合La(Fe,Si)13系合金粉末和M粉末混合所得的粉末即可，无特殊限制。有机粘合剂可被添加到混合上述La(Fe,Si)13系合金粉末与M粉末所得的粉末中，也可以在混合La(Fe,Si)13系合金粉末与M粉末之前的阶段中添加并一起混合。
在混合粉末A含有有机粘合剂的场合，在步骤(2)中进行的在M粉末熔点附近温度的烧结处理之前，进行从后述混合粉末A的成型体中除去该粘合剂的步骤(以下称为脱粘合剂处理)。脱粘合剂处理是将混合粉末A的成型体加热到有机粘合剂分解的温度而除去粘合剂的处理。尽管根据有机粘合剂种类是不同的，但通过加热到大致200℃以上，粘合剂能被分解和除去。
在本发明的方法中，在步骤(1)之后进行混合粉末A的成型并得到成型体的步骤也是可行的。成型中能采用已知的方法。例如列举出金属模、挤压、压铸、压缩、CIP(冷静压)等成型方法，只要能成型为期望形状即可，无特殊限制。
在本发明方法中的步骤(2)是这样的步骤，在还原气氛中在M粉末熔点附近对混合粉末A或者通过上述方法成型混合粉末A所得的成型体进行烧结处理，从而得到烧结体B。M粉末熔点附近表示包含比熔点高的一方(加(+))和比其低的一方(减(-))的双方温度区。烧结处理最好在熔点+30℃至熔点-30℃的温度进行5分钟以上至50小时以下，更好是在熔点+10℃至熔点-20℃的温度进行10分钟以上至30小时以下。这样，通过低温烧结处理，可以良好维持La(Fe,Si)13系合金粉末的组织，还可以抑制作为主相的La(Fe,Si)13相的分解和抑制材料强度降低。烧结处理能够用可实现气氛控制的已知方法和设备进行，例如列举出气氛炉、热压成形、HIP(热静压)等。只要能获得期望的烧结体即可，对烧结处理方法无特殊限制。
在本发明方法的步骤(3)中，步骤(2)中所得到的烧结体B在含氢气氛中被氢化处理。氢化处理能够通过在含氢气氛中在100℃以上到450℃以下在10分钟以上至30小时以下的热处理进行。氢化处理所用的气体可以只是氢气，或者在利用氢+氩等混合气体的气氛中进行也行。经过氢化的磁制冷材料的居里温度在室温附近且能够通过氢吸存量来调节居里温度，故RCP能增大。相反，如果氢化处理不是在最后步骤中而是在烧结处理之前的步骤中进行，则受到烧结处理影响地，通过氢化所吸存的氢脱离，居里温度恐怕会降低，故并不优选。通过在最后步骤进行氢化处理，没有受到烧结处理影响，即，没有脱氢而还是在氢化状态中的烧结体能够被用作磁制冷模块。
通过本发明方法得到的烧结体B的密度(％)为理论密度的85％以上，最好是90％以上，更好是95％以上。在此所指的密度是用百分比表示的实测密度与理论密度之比的相对密度。
在本发明中，磁熵变化量(-ΔSM)(J/kgK)利用SQUID磁束计(カンタムデザイン公司制造、商品名VersaLab注册商标)来测定。能够如此求出磁熵变化量(-ΔSM)，在特定温度范围内在达到2特斯拉的一定强度的外加磁场中测定磁化，从磁化温度曲线中利用如下所示的马克斯韦尔关系式求出磁熵变化量。
数1
Figure GDA0002428782170000071
在此，M表示磁化，T表示温度，H表示外加磁场。
此外，求出磁熵变化量(-ΔSM)的最大值(-ΔSmax)。该最大值(-ΔSmax)优选为7.5J/kgK以上，更好的是10J/kgK以上。
通过将所获得的磁熵变化量(-ΔSM)的最大值(-ΔSmax)与表示磁熵变化量(-ΔSM)的温度曲线的半值宽度相乘，能通过下式算出表示磁制冷能力的RCP。
RCP＝-ΔSmax×δT
在此，-ΔSmax表示-ΔSM的最大值，δT表示-ΔSM的峰值的半值宽度。在此，半值宽度是指这样的指标，其表示在磁熵变化量(-ΔSM)的温度曲线中的磁熵变化量(-ΔSM)的最大值(-ΔSmax)的半值的半值全宽，即以最大值为峰值的峰形曲线的宽度。
在本发明的方法中，因为可以实现居里温度的控制，故得到RCP高的烧结体，该烧结体的RCP优选为90J/kg以上，更好的是100J/kg以上。
在本发明中，材料强度评估能够判断出能否将烧结体B切断加工成模块所用的0.3毫米厚的板。
实施例
以下，通过实施例和比较例来详细说明本发明，但本发明不局限于此。
实施例1
为了获得如表1所示组成的La(Fe,Si)13系合金粉末，称量原料，在高频熔炉内在氩气气氛中熔化，形成合金熔体。接着，取熔体浇铸温度为1550℃，用铜制水冷辊式铸造装置以板带浇铸法急冷凝固而得到合金铸板。所获得的合金铸板的组成经过ICP(感应耦合等离子体)发光分光分析的分析而是La(Fe0.885Si0.11Mn0.005)13。进行将所得到的合金铸板在氩气气氛中在1080℃保温20小时的均质化热处理，随后进行急冷处理，得到以NaZn13型结晶结构为主相的合金铸板。随后，在氮气氛围中对铸板进行盘磨机粉碎，得到平均粒径(D50)为78μm的La(Fe,Si)13系合金粉末。
将如上所述获得的La(Fe,Si)13系合金粉末与作为M粉末的平均粒径(D50)为65μm的铝粉在回转晃动型摇滚式混合机(爱知电机株式会社制造)中混合，从而得到混合粉末A。此时的混合比按体积比是La(Fe,Si)13系合金粉末:铝粉＝96:4。该混合粉末A在液压成型机中在施加2.5吨/平方厘米的压力下被成型为10毫米×10毫米×10毫米的正方体。所得到的成型体在氩气气氛中在比作为铝熔点的660℃低15℃的645℃进行5小时烧结处理，得到烧结体B。此时的La(Fe,Si)13系合金粉末以及M粉末的组成、混合比(体积比)、M粉末熔点、烧结温度、烧结时间如表1所示。所得到的烧结体B的密度(％)经测定为92％。
接着，在0.2MPa氢压下在200℃和4小时的条件下对烧结体B进行氢化处理。已经确认，氢化的烧结体能被切断加工成0.3毫米厚的板且材料强度没有问题。而且利用粉碎氢化烧结体所得到的粉末来评估磁熵变化量(-ΔSM)，计算出磁熵变化量(-ΔSM)的最大值(-ΔSmax)。所测定的磁熵变化量(-ΔSM)的最大值(-ΔSmax)、材料强度和居里温度和RCP的结果如表2所示。在表2所示的材料强度中，以在切断加工中能被切断成预定厚度且具有维持形状的状态的材料为A，以处于稍微走形的状态的材料为B，以不能被切断至预定厚度且因变形而无法维持形状的场合为C。
实施例2
除了La(Fe,Si)13系合金粉末的组成、M粉末的组成、La(Fe,Si)13系合金粉末与M粉末的混合比、M粉末的熔点、烧结处理的温度和时间如表1所示地改变之外，其它的与实施例1一样地获得烧结体B。与实施例1一样所测定的密度、磁熵变化量(-ΔSM)最大值(-ΔSmax)、材料强度、居里温度和RCP的结果如表2所示。
实施例3
取La(Fe,Si)13系合金粉末:铝粉＝92:8的混合比，将该混合粉末与作为有机粘合剂的聚乙烯醇(PVA)混合而得到混合粉末A，随后进行挤压成型。接着，除了在条件为250℃和1小时的情况下进行脱粘合剂处理且得到成型体之外，其它的与实施例1一样地获得烧结体B。与实施例1一样所测定的密度、磁熵变化量(-ΔSM)最大值(-ΔSmax)、材料强度、居里温度和RCP的结果如表2所示。
实施例4-14
除了La(Fe,Si)13系合金粉末的组成、M粉末的组成、La(Fe,Si)13系合金粉末和M粉末的混合比、M粉末的熔点、烧结处理温度以及时间如表1所示地改变外，其它的与实施例1一样地获得烧结体B。与实施例1一样所测定的密度、磁熵变化量(-ΔSM)最大值(-ΔSmax)、材料强度、居里温度和RCP的结果如表2所示。
比较例1
与实施例1一样地获得具有与实施例6相同的组成的La(Fe,Si)13系合金粉末，与实施例1一样地进行氢化处理，随后，在其表面上施加电解Sn镀金。此时，被镀金的Sn相对于La(Fe,Si)13系合金粉末的重量为8％重量百分比。而且，对Sn镀金后的粒子断面进行SEM观察，确认被均匀地Sn镀金，平均Sn镀金厚度为1μm。Sn镀金La(Fe,Si)13系合金粉末通过与实施例1一样的方法制得成型体，在氩气气氛中在210℃和5小时的条件下进行烧结处理，从而获得烧结体。还有，与实施例1相同地测定的磁熵变化量(-ΔSM)的最大值(-ΔSmax)、材料强度、居里温度和RCP的结果如表2所示。
比较例2
利用具有与实施例1相同的组成的La(Fe,Si)13系合金粉末，通过放电加工烧结法(SPS)获得与实施例1相同的形状的烧结体。此时的条件为表面压力是40MPa，烧结温度是1110℃。与实施例1一样地测定该烧结体所得到的磁熵变化量(-ΔSM)的最大值(-ΔSmax)、材料强度、居里温度以及RCP的结果如表2所示。
表1
Figure GDA0002428782170000091
Figure GDA0002428782170000101
表2
Figure GDA0002428782170000102
Figure GDA0002428782170000111

Claims (13)

1.一种磁制冷模块的制造方法，其特征是，依次包括以下步骤：准备好包含以NaZn13型结晶结构为主相的La(Fe,Si)13系合金粉末和由熔点在1090℃以下的金属和/或合金构成的M粉末的混合粉末A并且所述La(Fe,Si)13系合金粉末与所述M粉末的体积比为La(Fe,Si)13系合金:M＝80％:20％至97％:3％的步骤(1)、在还原气氛中在低于M粉末的熔点至多30℃至高于M粉末的熔点至多30℃的范围内对所述混合粉末A进行烧结处理而获得烧结体B的步骤(2)、以及在含氢气氛中在100℃以上到450℃以下在10分钟以上至30小时以下对所述烧结体B进行氢化处理的步骤(3)。
2.根据权利要求1所述的磁制冷模块的制造方法，其特征是，在步骤(2)中，在进行所述烧结处理之前有成型混合粉末A而获得成型体的步骤。
3.根据权利要求2所述的磁制冷模块的制造方法，其特征是，在步骤(2)中，用于成型混合粉末A的方法通过金属模、CIP、压铸、挤压中的任一方法进行。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的磁制冷模块的制造方法，其特征是，在步骤(2)中，所述烧结处理通过气氛炉、热压、HIP中的任一方法进行。
5.根据权利要求1所述的磁制冷模块的制造方法，其特征是，所述混合粉末A含有有机粘合剂。
6.根据权利要求5所述的磁制冷模块的制造方法，其特征是，在步骤(1)中，在步骤(2)的烧结处理之前进行脱粘合剂处理。
7.根据权利要求1所述的磁制冷模块的制造方法，其特征是，由熔点在1090℃以下的金属和/或合金构成的M粉末是从由Cu、Ag、Zn、Al、Ge、Sn、Sb、Pb、Ba、Bi、Ga和In组成的组中选择的至少一种金属和/或含有至少一种元素的合金。
8.一种通过根据权利要求1至7中任一项所述的制造方法获得的磁制冷模块。
9.一种烧结体，其特征是，它包含以NaZn13型结晶结构为主相的La(Fe,Si)13系合金粉末和由熔点在1090℃以下的金属和/或合金构成的M粉末并且是在低于M粉末的熔点至多30℃至高于M粉末的熔点至多30℃的范围内烧结所述La(Fe,Si)13系合金粉末和所述M粉末而形成的，其中所述La(Fe,Si)13系合金粉末与所述M粉末的体积比为La(Fe,Si)13系合金:M＝80％:20％至97％:3％。
10.根据权利要求9所述的烧结体，其特征是，它由所述La(Fe,Si)13系合金粉末和所述M构成。
11.根据权利要求9所述的烧结体，其特征是，所述La(Fe,Si)13系合金粉末通过作为粘合剂的熔化的所述M被结合。
12.根据权利要求9所述的烧结体，其特征是，所述La(Fe,Si)13系合金由以组成式La1- aREa(Fe1-b-c-d-eSibMncXdYe)13表达的组成构成，在式中，RE是从由除La以外的稀土元素构成的组中选择的至少一种元素，X是从由Al、Ga、Ge、Sn以及B构成的组中选择的至少一种元素，Y是从Ti、V、Cr、Co、Ni、Cu、Zn以及Zr构成的组中选择的至少一种元素，其中，0≦a≦0.50，0.03≦b≦0.17，0.003≦c≦0.06，0≦d≦0.025，0≦e≦0.015，所述M是由从Cu、Ag、Zn、Al、Ge、Sn、Sb、Pb、Ba、Bi、Ga和In中选择的至少一种金属和/或含有从这些元素中选择的至少一种元素的合金。
13.一种磁制冷模块，其特征是，根据权利要求9至12中任一项所述的烧结体在含氢气氛中在100℃以上到450℃以下在10分钟以上至30小时以下被氢化。
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