CN114391170A - 稀土类磁铁合金、其制造方法、稀土类磁铁、转子及旋转机 - Google Patents

稀土类磁铁合金、其制造方法、稀土类磁铁、转子及旋转机 Download PDF

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Abstract

稀土类磁铁合金具有正方晶R2Fe14B晶体构造，具有主相和副相，该主相将从由Nd、La及Sm构成的组选择的至少1种、Fe和B作为主要构成元素，该副相将从由Nd、La及Sm构成的组选择的至少1种和O作为主要构成元素，La置换为Nd(f)位点及Nd(g)位点的至少1个，Sm置换为Nd(f)位点及Nd(g)位点的至少1个，La偏析于副相，Sm在主相及副相无偏析地分散。

Description

稀土类磁铁合金、其制造方法、稀土类磁铁、转子及旋转机
技术领域
本发明涉及稀土类磁铁合金、其制造方法、稀土类磁铁、转子及旋转机。
背景技术
将正方晶R2T14B金属间化合物作为主相，R为稀土类元素，T为Fe或其一部分由Co置换后的Fe等过渡元素，B为硼的R－T－B类永磁铁具有优异的磁特性。因此，R－T－B类永磁铁以工业用电动机为代表，用于各种高附加价值的部件。在用于工业用电动机的情况下，大多成为使用温度环境超过100℃那样的高温环境，因此强烈希望R－T－B类永磁铁的高耐热化。为了将R－T－B类永磁铁高耐热化，需要使成为其原料的R－T－B类磁铁合金的特性提高。作为使R－T－B类磁铁合金的磁特性提高的技术，存在将R－T－B类磁铁合金的R从Nd置换为Dy等重稀土类元素的技术。但是，重稀土类元素的资源不均匀，出产量有限，因此其供给不稳定。因此，研究出不增多R－T－B类磁铁合金中的重稀土类元素的含有量，而使R－T－B类磁铁合金的磁特性提高的技术。
例如，在专利文献1中提出了一种稀土类烧结磁铁，其组成式通过(R1x+R2y)T100－x－y－zQz表现，R1是从由除了La、Y、Sc以外的全部稀土类元素构成的组选择的至少1种元素，R2是从由La、Y及Sc构成的组选择的至少1种元素，T是从由全部过渡元素构成的组选择的至少1种元素，Q是从由B及C构成的组选择的至少1种元素，作为主相而包含具有Nd2Fe14B型晶体构造的晶粒，该稀土类烧结磁铁的组成比率x、y及z各自满足8≤x≤18at％、0.1≤y≤3.5at％及3≤z≤20at％，R2的浓度与主相晶粒中相比在晶界相的至少一部分高。
专利文献1：日本特开2002－190404号公报
发明内容
但是，在专利文献1所公开的稀土类烧结磁铁中，伴随温度上升，磁特性有可能显著地降低。
本发明的目的在于，提供能够将重稀土类元素由低价的稀土类元素代替，并抑制与温度上升相伴的磁特性的降低的稀土类磁铁合金。
本发明是一种稀土类磁铁合金，其具有正方晶R2Fe14B晶体构造，具有主相和副相，该主相将从由Nd、La及Sm构成的组选择的至少1种、Fe和B作为主要构成元素，该副相将从由Nd、La及Sm构成的组选择的至少1种和O作为主要构成元素，La置换为Nd(f)位点及Nd(g)位点的至少1个，Sm置换为Nd(f)位点及Nd(g)位点的至少1个，La偏析于副相，Sm在主相及副相无偏析地分散。
发明的效果
根据本发明，能够提供能够将重稀土类元素由低价的稀土类元素代替，并抑制与温度上升相伴的磁特性的降低的稀土类磁铁合金。
附图说明
图1是表示正方晶Nd2Fe14B晶体构造中的原子位点的图。
图2是本发明的一个实施方式所涉及的稀土类磁铁合金的制造方法的流程图。
图3是示意地表示本发明的一个实施方式所涉及的稀土类磁铁合金的制造方法的图。
图4是包含本发明的一个实施方式所涉及的稀土类磁铁合金的稀土类磁铁的制造方法的流程图。
图5是关于搭载有本发明的一个实施方式的稀土类磁铁的转子，与转子的轴向垂直的方向的剖面示意图。
图6是关于搭载有本发明的一个实施方式的稀土类磁铁的旋转机，与旋转机的轴向垂直的方向的剖面示意图。
图7是包含本发明的一个实施方式所涉及的稀土类磁铁合金的粘结磁铁的表面的组成像(COMPO像)及元素映射。
图8是包含本发明的一个实施方式所涉及的稀土类磁铁合金的粘结磁铁的剖面的组成像(COMPO像)及元素映射。
具体实施方式
下面，参照附图对本发明的实施方式进行说明。
实施方式1.
本发明的实施方式1所涉及的稀土类磁铁合金具有正方晶R2Fe14B晶体构造。在这里，R为由钕(Nd)、镧(La)及钐(Sm)构成的稀土类元素。Fe为铁。B为硼。将实施方式1所涉及的具有正方晶R2Fe14B晶体构造的稀土类磁铁合金的R设为由Nd、La及Sm构成的稀土类元素的原因在于，根据使用分子轨道法的磁性相互作用能量的计算结果，通过设为在Nd中添加有La和Sm的组分而得到实用性的稀土类磁铁合金。如果La和Sm的添加量过多，则磁各向异性常数与饱和磁极化的元素即Nd的量减少，导致磁特性的降低，因此优选Nd、La及Sm的组成比率设为Nd＞(La+Sm)。另外，实施方式1所涉及的稀土类磁铁合金具有主相和副相，该主相将从由Nd、La及Sm构成的组选择的至少1种、Fe和B作为主要构成元素，该副相将从由Nd、La及Sm构成的组选择的至少1种和O作为主要构成元素。在实施方式1所涉及的稀土类磁铁合金中，副相分散地存在于主相的晶界。La偏析于副相，Sm在主相及副相无偏析地分散。从进一步抑制与温度上升相伴的磁特性的降低的观点出发，优选在主相及副相中包含Nd、La及Sm这3种元素。下面，有时将主相称为(Nd、La、Sm)FeB晶体相。另外，有时将副相称为(Nd、La、Sm)O相。此外，在这里表示的(Nd、La、Sm)是指Nd的一部分置换为La及Sm。在这里，在实施方式1所涉及的稀土类磁铁合金中，在将主相所包含的La浓度设为X1，将副相所包含的La浓度设为X2时，X2/X1＞1。
接下来，关于La及Sm在正方晶R2Fe14B晶体构造的哪个原子位点处进行了置换，使用图1进行说明。图1是表示正方晶Nd2Fe14B晶体构造中的原子位点的图(展出：J.F.Herbst等：PHYSICAL REVIEW B、Vol.29，No.7、pp.4176－4178、1984年)。置换的位点通过频带计算及海森堡模型的分子场近似，求出置换所涉及的稳定化能量，通过其能量的数值进行判断。
首先，对La中的稳定化能量的计算方法进行说明。La中的稳定化能量能够使用Nd8Fe56B4晶体单元，通过(Nd7La11)Fe56B4+Nd和Nd8(Fe55La1)B4+Fe的能量差而求出。能量是值越小，在其位点将原子置换的情况下更稳定。即，La在原子位点中，容易置换为能量变得最小的原子位点。在该计算中，在La与原来的原子置换的情况下，正方晶R2Fe14B晶体构造中的晶格常数设为不由于原子半径的差异而改变。表1示出改变环境温度的情况下的各置换位点处的La的稳定化能量。
【表1】
表1
Figure BDA0003531706630000041
单位:ev
根据表1，La的稳定的置换位点在大于或等于1000K的温度为Nd(f)位点，在温度293K及500K为Fe(c)位点。实施方式1所涉及的稀土类磁铁合金，如后面所述，在将稀土类磁铁合金的原料加热至大于或等于1000K的温度而熔融后被急速冷却。因此，稀土类磁铁合金的原料考虑维持大于或等于1000K即大于或等于727℃的状态。因此，在通过后面记述的制造方法制造出稀土类磁铁合金的情况下，在室温中，也考虑La置换为Nd(f)位点或Nd(g)位点。考虑优先置换为在能量上稳定的Nd(f)位点，但在La的置换位点中也能够向能量差小的Nd(g)位点置换。这还由下述研究报告支持，即，在将La－Fe－B合金通过1073K(800℃)熔融之后通过冰水冷却的情况下，形成了正方晶La2Fe14B，即，La不进入Fe(c)位点，而是进入与图1的Nd(f)位点或Nd(g)位点相当的位点(展出：YAO Qingrong等：JOURNAL OF RAREEARTHS、Vol.34，No.11、pp.1121－1125、2016年)。
接下来，对Sm中的稳定化能量的计算方法进行说明。关于Sm，求出(Nd7Sm1)Fe56B4+Nd和Nd8(Fe55Sm1)B4+Fe的能量差。关于通过置换原子，从而正方晶R2Fe14B晶体构造中的晶格常数没有变化的方面，与La的情况相同。表2示出改变环境温度的情况下的各置换位点处的Sm的稳定化能量。
【表2】
表2
Figure BDA0003531706630000051
单位:ev
根据表2，可知Sm的稳定的置换位点在任意的温度中，都为Nd(g)位点。考虑优先置换为在能量上稳定的Nd(g)位点，但也能够在Sm的置换位点中向能量差小的Nd(f)位点置换。
根据以上所述，在实施方式1所涉及的稀土类磁铁合金中，La置换为Nd(f)位点及Nd(g)位点的至少1个，Sm置换为Nd(f)位点及Nd(g)位点的至少1个。通过设为具有如上所述的特征的稀土类磁铁合金，从而能够将Dy等重稀土类元素由低价的稀土类元素代替，并抑制与温度上升相伴的磁特性的降低，在超过100℃那样的高温环境下也发挥优异的磁特性。
接下来，对实施方式1所涉及的稀土类磁铁合金的制造方法进行说明。图2是表示对实施方式1所涉及的稀土类磁铁合金进行制造时的顺序的流程图。图3是示意地表示实施方式1所涉及的稀土类磁铁合金的制造时的操作的图。如图2所示，实施方式1所涉及的稀土类磁铁合金的制造方法具有：熔融工序(S1)，将稀土类磁铁合金的原料加热至大于或等于1000K的温度而熔融；一次冷却工序(S2)，在使熔融状态的原料进行旋转的旋转体上进行冷却而得到凝固合金；以及二次冷却工序(S3)，将凝固合金在容器中进一步冷却。通过具有如上所述的工序的制造方法，能够容易地得到能够抑制与温度上升相伴的磁特性的降低的稀土类磁铁合金。
在熔融工序(S1)中，如图3所示，在包含氩(Ar)等惰性气体的气氛中或真空中将稀土类磁铁合金的原料在坩埚1中加热至大于或等于1000K的温度而熔融，得到合金熔体2。作为原料，能够使用将Nd、La、Sm、Fe及B这样的材料组合后的原料。
在一次冷却工序(S2)中，如图3所示，将通过熔融工序(S1)调制后的合金熔体2流过浇口盘3，接下来在沿箭头的方向旋转的单辊4上急速地冷却，从合金熔体2调制出厚度比铸锭合金薄的凝固合金5。在这里，作为旋转的旋转体，使用了单辊，但不限定于此，也可以与双辊、旋转盘、旋转圆筒铸型等接触而急速地冷却。从高效地得到厚度薄的凝固合金5的观点出发，一次冷却工序(S2)中的冷却速度优选设为10～107℃/秒，更优选设为103～104℃/秒。凝固合金5的厚度处于大于或等于0.03mm而小于或等于10mm的范围。合金熔体2从与旋转体接触的部分起开始凝固，从与旋转体的接触面起在厚度方向晶体以柱状(针状)生长。
在二次冷却工序(S3)中，如图3所示，将通过一次冷却工序(S2)调制出的厚度薄的凝固合金5放入托盘容器6中而冷却。厚度薄的凝固合金5在放入托盘容器6时粉碎，成为鳞片状的稀土类磁铁合金7而被冷却。根据冷却速度，有时得到带状的稀土类磁铁合金7，不限定于鳞片状。从得到具有磁特性的温度特性良好的组织构造的稀土类磁铁合金7的观点出发，二次冷却工序(S3)中的冷却速度优选设为10－2～105℃/秒，更优选设为10－1～102℃/秒。经过这些工序而得到的稀土类磁铁合金7具有微细晶体组织，该微细晶体组织含有短轴方向尺寸为大于或等于3μm而小于或等于10μm且长轴方向尺寸为大于或等于10μm而小于或等于300μm的(Nd、La、Sm)FeB晶体相和分散而存在于(Nd、La、Sm)FeB晶体相的晶界的(Nd、La、Sm)O相。(Nd、La、Sm)O相是由稀土类元素的浓度比较高的氧化物构成的非磁性相。(Nd、La、Sm)O相的厚度(相当于晶界的宽度)为小于或等于10μm。实施方式1所涉及的稀土类磁铁合金7经过急速地冷却的工序，因此与通过铸型铸造法得到的稀土类磁铁合金相比较，组织微细化，晶粒直径小。另外，(Nd、La、Sm)O相在晶界内扩展得薄，因此稀土类烧结磁铁合金7的烧结性提高。
实施方式2.
接下来，在本发明的实施方式2中，对使用实施方式1所涉及的稀土类磁铁合金的稀土类磁铁的制造方法进行说明。图4是表示对实施方式2所涉及的稀土类磁铁进行制造时的顺序的流程图。
如图4所示，实施方式2所涉及的磁铁的制造方法具有：粉碎工序(S4)，将实施方式1所涉及的稀土类磁铁合金粉碎；成型工序(S5)，对粉碎的稀土类磁铁合金进行成型；以及烧结工序(S6)，使成型的稀土类磁铁合金烧结。
在粉碎工序(S4)中，将按照实施方式1的稀土类磁铁合金的制造方法制造出的稀土类磁铁合金粉碎，得到粒径小于或等于200μm，优选大于或等于0.5μm而小于或等于100μm的稀土类磁铁合金粉末。稀土类磁铁合金的粉碎例如能够使用玛瑙研钵、捣碎机、颚式破碎机、喷射式磨机等进行。特别地，在减小粉末的粒径的情况下，优选将稀土类磁铁合金的粉碎在包含惰性气体的气氛中进行。通过将稀土类磁铁合金的粉碎在包含惰性气体的气氛中进行，从而能够抑制氧向粉末中的混入。在进行粉碎时的气氛对磁铁的磁特性没有造成影响的情况下，可以将稀土类磁铁合金的粉碎在大气中进行。
在成型工序(S5)中，对粉碎的稀土类磁铁合金进行压缩成型，或对将粉碎的稀土类磁铁合金和树脂混合后的材料进行加热成型。哪种成型都可以一边施加磁场一边进行。在这里，施加的磁场例如能够设为2T。压缩成型可以将粉碎的稀土类磁铁合金直接压缩成型，也可以对将粉碎的稀土类磁铁合金与有机类结合材料混合后的材料进行压缩成型。作为与稀土类磁铁合金混合的树脂，可以是环氧树脂等热固性树脂，也可以是聚苯硫醚树脂等热塑性树脂。通过对将稀土类磁铁合金和树脂混合后的材料进行加热成型，从而能够得到产品形状的粘结磁铁。
在烧结工序(S6)中，通过将压缩成型后的稀土类磁铁合金进行烧结，从而得到永磁铁。烧结为了抑制氧化，优选在包含惰性气体的气氛中或真空中进行。烧结可以一边施加磁场一边进行。另外，在烧结工序中，为了改善磁特性，即，改善磁场的各向异性化或矫顽磁力，可以追加热间加工或时效处理的工序。并且，可以追加使包含铜、铝、重稀土类元素等在内的化合物渗透至主相间的边界即晶界的工序。
经过如上所述的工序而制造的永磁铁及粘结磁铁具有正方晶R2Fe14B晶体构造，具有主相和副相，该主相将从由Nd、La及Sm构成的组选择的至少1种、Fe和B作为主要构成元素，该副相将从由Nd、La及Sm构成的组选择的至少1种和O作为主要构成元素。并且，在该永磁铁及粘结磁铁中，La置换为Nd(f)位点及Nd(g)位点的至少1个，Sm置换为Nd(f)位点及Nd(g)位点的至少1个，La偏析于副相，Sm在主相及副相无偏析地分散。因此，该永磁铁及粘结磁铁能够抑制与温度上升相伴的磁特性的降低。
实施方式3.
接下来，关于搭载有实施方式2所涉及的稀土类磁铁的转子，使用图5进行说明。图5是关于搭载有实施方式2所涉及的稀土类磁铁的转子，与转子的轴向垂直的方向的剖面示意图。
转子能够以旋转轴为中心进行旋转。转子具有转子铁心10和稀土类磁铁11，该稀土类磁铁11插入至沿转子的周向在转子铁心10设置的磁铁插入孔12。在图5中，使用了4个稀土类磁铁11，但稀土类磁铁11的数量不限定于此，可以与转子的设计相应地变更。另外，在图5中，设置有4个磁铁插入孔12，但磁铁插入孔12的数量不限定于此，可以与稀土类磁铁11的数量相应地变更。转子铁心10是圆盘形状的电磁钢板在旋转轴的轴线方向层叠多个而形成的。
稀土类磁铁11按照实施方式2所涉及的制造方法而制造出。4个稀土类磁铁11各自插入至对应的磁铁插入孔12。4个稀土类磁铁11以转子的径向外侧的稀土类磁铁11的磁极在与相邻的稀土类磁铁11之间不同的方式各自磁化。
在永磁铁的矫顽磁力在高温环境下降低的情况下，转子的动作变得不稳定。作为永磁铁，在使用按照实施方式2所涉及的制造方法制造出的稀土类磁铁11的情况下，磁特性的温度系数的绝对值小，因此在超过100℃那样的高温环境下也抑制磁特性的降低。因此，根据实施方式3，在超过100℃那样的高温环境下，也能够将转子的动作稳定化。
实施方式4.
接下来，关于搭载有实施方式3所涉及的转子的旋转机，使用图6进行说明。图6是关于搭载有实施方式3所涉及的转子的旋转机，与转子的轴向垂直的方向的剖面示意图。
旋转机具有能够以旋转轴为中心进行旋转的实施方式3所涉及的转子，以及与转子同轴地设置而与转子相对配置的环状的定子13。定子13是电磁钢板在旋转轴的轴线方向层叠多个而形成的。定子13的结构不限定于此，能够采用已有的结构。在定子13附带有绕组14。绕组14的卷绕方式不限定于集中卷绕，也可以是分布卷绕。处于旋转机中的转子的磁极数只要为大于或等于2极，即，稀土类磁铁11只要为大于或等于2个即可。另外，在图6中，采用了磁铁埋入型的转子，但也可以采用将稀土类磁铁11通过粘接剂固定于外周部的表面磁铁型的转子。
在永磁铁的矫顽磁力在高温环境下降低的情况下，转子的动作变得不稳定。作为永磁铁，在使用按照实施方式2所涉及的制造方法制造出的稀土类磁铁11的情况下，磁特性的温度系数的绝对值小，因此在超过100℃那样的高温环境下也抑制磁特性的降低。因此，根据实施方式4，在超过100℃那样的高温环境下，也能够使转子稳定地驱动，使旋转机的动作稳定化。
【实施例】
将主相的组分不同的多个稀土类磁铁合金的样品作为实施例1～6及对比例1～7所涉及的各样品而进行制造。实施例1～6及对比例2～7所涉及的样品是改变组成式(Nd1－x－yLaxSmy)2Fe14B中的x及y而制作出的。因此，各样品的(Nd1－x－yLaxSmy)中的x及y的组合在实施例1～6及对比例2～7不同。对比例1所涉及的样品设为包含重稀土类元素即Dy的Nd2Fe14B磁铁合金。将各样品的主相的组成式在表3示出。
【表3】
表3
Figure BDA0003531706630000101
接下来，说明对稀土类磁铁合金的合金组织进行分析的方法。稀土类磁铁合金的合金组织能够通过使用扫描型电子显微镜(Scanning Electron Microscope；SEM)及电子探针微区分析仪(Electron Probe Micro Analyzer；EPMA)的元素分析而决定。在这里，作为SEM及EPMA，使用电场释放型电子探针微区分析仪(日本电子株式会社制的JXA－8530F)，通过加速电压：15.0kV，照射电流：2.000e－008A，照射时间：10ms，像素数：256像元点×192像元点，倍率：2000倍，累计次数：1次这样的条件进行了元素分析。
接下来，对稀土类磁铁合金的磁特性的评价方法进行说明。磁特性的评价能够使用脉冲励磁式的BH示踪剂，通过对多个样品的矫顽磁力进行测定而进行。BH示踪剂所涉及的最大施加磁场是大于或等于成为稀土类磁铁合金完全地磁化的状态的6T。除了脉冲励磁式的BH示踪剂以外，如果能够产生大于或等于6T的最大施加磁场，则也可以使用还被称为直流式的BH示踪剂的直流自记录磁通计、振动样品型磁力计(Vibrating SampleMagnetometer；VSM)、磁特性测定装置(Magnetic Property Measurement System；MPMS)、物理特性测定装置(Physical Property Measurement System；PPMS)等。测定是在包含氮气等惰性气体的气氛中进行的。各样品的磁特性在彼此不同的第1测定温度T1及第2测定温度T2各自的温度中进行测定。残留磁通密度的温度系数α[％/℃]是将T1的残留磁通密度和第2测定温度T2的残留磁通密度的差与第1测定温度T1的残留磁通密度的比除以温度的差(T2－T1)而得到的值。另外，矫顽磁力的温度系数β[％/℃]是将第1测定温度T1的矫顽磁力和第2测定温度T2的矫顽磁力的差与第1测定温度T1的矫顽磁力的比除以温度的差(T2－T1)而得到的值。因此，磁特性的温度系数的绝对值|α|及|β|变得越小，则越抑制磁铁的磁特性相对于温度上升的降低。
首先，对实施例1～6及对比例1～7所涉及的各样品中的分析结果进行说明。图7是将包含实施例1～6所涉及的各样品的粘结磁铁的表面通过电场释放型电子探针微区分析仪(Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer；FE－EPMA)分析而得到的组成像(COMPO像)及元素映射。另外，图8是将包含实施例1～6所涉及的各样品的粘结磁铁的剖面通过电场释放型电子探针微区分析仪分析而得到的组成像(COMPO像)及元素映射。如图7及图8所示，在实施例1～6的各样品中，能够确认到在(Nd、La、Sm)FeB晶体相即主相8的晶界存在(Nd、La、Sm)O相即副相9。并且，在实施例1～6的各样品中，能够确认到La偏析于副相9，Sm在主相8及副相9无偏析地分散。在这里，在将存在于主相8的La浓度设为X1，将存在于副相9的La浓度设为X2时，根据通过EPMA进行分析而得到的元素映射的强度比，能够确认到X2/X1＞1。
接下来，对实施例1～6及对比例1～7所涉及的各样品中的磁特性的测定结果进行说明。各样品设为为了进行磁特性的测定，在将稀土类磁铁合金的粉末和树脂混合后，使树脂硬化而成型的粘结磁铁的方式。各样品的形状设为纵、横及高度全部为7mm的块形状。将第1测定温度T1设为23℃，将第2测定温度T2设为200℃。23℃为室温。200℃是作为汽车用电动机及工业用电动机的动作时的环境而可能产生的温度。残留磁通密度的温度系数α是使用23℃的残留磁通密度及200℃的残留磁通密度而计算出的。另外，矫顽磁力的温度系数β是使用23℃的矫顽磁力及200℃的矫顽磁力而计算出的。将实施例1～6及对比例1～7所涉及的各样品中的残留磁通密度的温度系数的绝对值|α|及矫顽磁力的温度系数的绝对值|β|在表3示出。关于各样品，与对比例1所涉及的样品中的|α|及|β|相比较，将示出低值的情况判定为“良好”，将示出高值的情况判定为“不良”。
对比例1是以主相的组分成为(Nd0.850Dy0.150)2Fe14B的方式，将Nd、Dy、Fe及FeB用作原料而按照实施方式1的制造方法制作出的稀土类磁铁合金的样品。按照上述的方法对该样品的磁特性进行了评价，其结果，|α|＝0.191％/℃，|β|＝0.404％/℃。将该值用作参考。
对比例2是以主相的组分成为(Nd1－x－yLaxSmy)2Fe14B(x＝0.020、y＝0)的方式，将Nd、La、Fe及FeB用作原料而按照实施方式1的制造方法制作出的稀土类磁铁合金的样品。按照上述的方法对该样品的磁特性进行了评价，其结果，|α|＝0.190％/℃，|β|＝0.409％/℃。因此，关于该样品，残留磁通密度的温度系数判定为“良好”，矫顽磁力的温度系数判定为“不良”。其成为通过使La元素偏析于晶界，从而存在于主相内的Nd的浓度上升，对得到室温中优异的磁通密度的结果进行反映得到的结果。
对比例3是以主相的组分成为(Nd1－x－yLaxSmy)2Fe14B(x＝0.050、y＝0)的方式，将Nd、La、Fe及FeB用作原料而按照实施方式1的制造方法制作出的稀土类磁铁合金的样品。按照上述的方法对该样品的磁特性进行了评价，其结果，|α|＝0.185％/℃，|β|＝0.415％/℃。因此，关于该样品，残留磁通密度的温度系数判定为“良好”，矫顽磁力的温度系数判定为“不良”。这与对比例2相同，成为通过使La元素偏析于晶界，从而存在于主相内的Nd的浓度上升，对得到室温中优异的磁通密度的结果进行反映得到的结果。
对比例4是以主相的组分成为(Nd1－x－yLaxSmy)2Fe14B(x＝0.150、y＝0)的方式，将Nd、La、Fe及FeB用作原料而按照实施方式1的制造方法制作出的稀土类磁铁合金的样品。按照上述的方法对该样品的磁特性进行了评价，其结果，|α|＝0.180％/℃，|β|＝0.486％/℃。因此，关于该样品，残留磁通密度的温度系数判定为“良好”，矫顽磁力的温度系数判定为“不良”。这与对比例2相同，成为通过使La元素偏析于晶界，从而存在于主相内的Nd的浓度上升，对得到室温中优异的磁通密度的结果进行反映得到的结果。
对比例5是以主相的组分成为(Nd1－x－yLaxSmy)2Fe14B(x＝0、y＝0.020)的方式，将Nd、Sm、Fe及FeB用作原料而按照实施方式1的制造方法制作出的稀土类磁铁合金的样品。按照上述的方法对该样品的磁特性进行了评价，其结果，|α|＝0.201％/℃，|β|＝0.405％/℃。因此，关于该样品，残留磁通密度的温度系数判定为“不良”，矫顽磁力的温度系数判定为“不良”。这成为对仅添加Sm不有助于特性提高进行反映得到的结果。
对比例6是以主相的组分成为(Nd1－x－yLaxSmy)2Fe14B(x＝0、y＝0.050)的方式，将Nd、Sm、Fe及FeB用作原料而按照实施方式1的制造方法制作出的稀土类磁铁合金的样品。按照上述的方法对该样品的磁特性进行了评价，其结果，|α|＝0.256％/℃，|β|＝0.412％/℃。因此，关于该样品，残留磁通密度的温度系数判定为“不良”，矫顽磁力的温度系数判定为“不良”。这与对比例5相同，成为对仅添加Sm不有助于特性提高进行反映得到的结果。
对比例7是以主相的组分成为(Nd1－x－yLaxSmy)2Fe14B(x＝0、y＝0.150)的方式，将Nd、Sm、Fe及FeB用作原料而按照实施方式1的制造方法制作出的稀土类磁铁合金的样品。按照上述的方法对该样品的磁特性进行了评价，其结果，|α|＝0.282％/℃，|β|＝0.456％/℃。因此，关于该样品，残留磁通密度的温度系数判定为“不良”，矫顽磁力的温度系数判定为“不良”。这与对比例5相同，成为对仅添加Sm不有助于特性提高进行反映得到的结果。
实施例1是以主相的组分成为(Nd1－x－yLaxSmy)2Fe14B(x＝0.010、y＝0.010)的方式，将Nd、La、Sm、Fe及FeB用作原料而按照实施方式1的制造方法制作出的稀土类磁铁合金的样品。按照上述的方法对该样品的磁特性进行了评价，其结果，|α|＝0.189％/℃，|β|＝0.400％/℃。因此，关于该样品，残留磁通密度的温度系数判定为“良好”，矫顽磁力的温度系数判定为“良好”。
实施例2是以主相的组分成为(Nd1－x－yLaxSmy)2Fe14B(x＝0.020、y＝0.020)的方式，将Nd、La、Sm、Fe及FeB用作原料而按照实施方式1的制造方法制作出的稀土类磁铁合金的样品。按照上述的方法对该样品的磁特性进行了评价，其结果，|α|＝0.186％/℃，|β|＝0.390％/℃。因此，关于该样品，残留磁通密度的温度系数判定为“良好”，矫顽磁力的温度系数判定为“良好”。
实施例3是以主相的组分成为(Nd1－x－yLaxSmy)2Fe14B(x＝0.047、y＝0.047)的方式，将Nd、La、Sm、Fe及FeB用作原料而按照实施方式1的制造方法制作出的稀土类磁铁合金的样品。按照上述的方法对该样品的磁特性进行了评价，其结果，|α|＝0.181％/℃，|β|＝0.327％/℃。因此，关于该样品，残留磁通密度的温度系数判定为“良好”，矫顽磁力的温度系数判定为“良好”。
实施例4是以主相的组分成为(Nd1－x－yLaxSmy)2Fe14B(x＝0.086、y＝0.086)的方式，将Nd、La、Sm、Fe及FeB用作原料而按照实施方式1的制造方法制作出的稀土类磁铁合金的样品。按照上述的方法对该样品的磁特性进行了评价，其结果，|α|＝0.171％/℃，|β|＝0.272％/℃。因此，关于该样品，残留磁通密度的温度系数判定为“良好”，矫顽磁力的温度系数判定为“良好”。
实施例5是以主相的组分成为(Nd1－x－yLaxSmy)2Fe14B(x＝0.133、y＝0.133)的方式，将Nd、La、Sm、Fe及FeB用作原料而按照实施方式1的制造方法制作出的稀土类磁铁合金的样品。按照上述的方法对该样品的磁特性进行了评价，其结果，|α|＝0.186％/℃，|β|＝0.339％/℃。因此，关于该样品，残留磁通密度的温度系数判定为“良好”，矫顽磁力的温度系数判定为“良好”。
实施例6是以主相的组分成为(Nd1－x－yLaxSmy)2Fe14B(x＝0.200、y＝0.200)的方式，将Nd、La、Sm、Fe及FeB用作原料而按照实施方式1的制造方法制作出的稀土类磁铁合金的样品。按照上述的方法对该样品的磁特性进行了评价，其结果，|α|＝0.189％/℃，|β|＝0.401％/℃。因此，关于该样品，残留磁通密度的温度系数判定为“良好”，矫顽磁力的温度系数判定为“良好”。
如根据实施例1～6的结果所知那样，这些稀土类磁铁合金具有正方晶R2Fe14B晶体构造，具有主相和副相，该主相将Nd、La及Sm这3种元素、Fe和B作为主要构成元素，该副相将Nd、La及Sm这3种元素和O作为主要构成元素。并且，在这些稀土类磁铁合金中，La置换为Nd(f)位点及Nd(g)位点的至少1个，Sm置换为Nd(f)位点及Nd(g)位点的至少1个，La偏析于副相，Sm在主相及副相无偏析地分散。其结果，这些稀土类磁铁合金能够将Dy等重稀土类元素由低价的稀土类元素代替，并抑制与温度上升相伴的磁特性的降低，在超过100℃那样的高温环境下也发挥优异的磁特性。
标号的说明
1坩埚，2合金熔体，3浇口盘，4单辊，5凝固合金，6托盘容器，7稀土类磁铁合金，8主相，9副相，10转子铁心，11稀土类磁铁，12磁铁插入孔，13定子，14绕组。

Claims (9)

1.一种稀土类磁铁合金，其具有正方晶R2Fe14B晶体构造，
具有主相和副相，
该主相将从由Nd、La及Sm构成的组选择的至少1种、Fe和B作为主要构成元素，
该副相将从由Nd、La及Sm构成的组选择的至少1种和O作为主要构成元素，
La置换为Nd(f)位点及Nd(g)位点的至少1个，
Sm置换为Nd(f)位点及Nd(g)位点的至少1个，
La偏析于所述副相，
Sm在所述主相及所述副相无偏析地分散。
2.根据权利要求1所述的稀土类磁铁合金，其中，
在所述主相及所述副相包含Nd、La及Sm这3种元素。
3.根据权利要求1或2所述的稀土类磁铁合金，其中，
在将所述主相所包含的La浓度设为X1，将所述副相所包含的La浓度设为X2时，X2/X1＞1。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的稀土类磁铁合金，其中，
Nd、La及Sm的组成比率满足Nd＞(La+Sm)。
5.一种稀土类磁铁合金的制造方法，其是权利要求1至4中任一项所述的稀土类磁铁合金的制造方法，具有：
熔融工序，将所述稀土类磁铁合金的原料加热至大于或等于1000K的温度而熔融；
一次冷却工序，在将所述熔融状态的原料进行旋转的旋转体上冷却而得到凝固合金；以及
二次冷却工序，将所述凝固合金在容器中进一步冷却。
6.根据权利要求5所述的稀土类磁铁合金的制造方法，其中，
在所述一次冷却工序中，将冷却速度设为10～107℃/秒。
7.一种稀土类磁铁，其包含权利要求1至4中任一项所述的稀土类磁铁合金。
8.一种转子，其具有：
转子铁心；以及
权利要求7所述的稀土类磁铁，其设置于所述转子铁心。
9.一种旋转机，其具有：
权利要求8所述的转子；以及
与转子相对配置的定子。
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