DE102011014283A1

DE102011014283A1 - Permanentmagnet und Verfahren zu dessen Herstellung und Motor und Stromerzeuger unter dessen Verwendung

Info

Publication number: DE102011014283A1
Application number: DE102011014283A
Authority: DE
Inventors: Yosuke Horiuchi; Shinya Sakurada; Keiko Okamoto; Masaya Hagiwara
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 2010-09-24
Filing date: 2011-03-17
Publication date: 2012-03-29
Also published as: US9583243B2; CN102447314B; JP5259668B2; CN102447314A; US20120074804A1; JP2012069750A

Abstract

In dieser Erfindung umfasst ein Permanentmagnet die Zusammensetzung R(FepMqCur(Co1-sAs)1-p-q-r)z (R: Seltenerdelement; M: Ti, Zr, Hf; A: Ni, V, Cr, Mn, Al, Si, Ga, Nb, Ta, W; 0,05 ≤ p ≤ 0,6; 0,005 ≤ q ≤ 0,1; 0,01 ≤ r ≤ 0,15; 0 ≤ s ≤ 0,2; 4 ≤ z ≤ 9). Der Permanentmagnet umfasst eine 2-Phasen-Struktur einer Th2Zn17-Kristallphase und eine kupferreiche Phase. Ein durchschnittliches Intervall zwischen den kupferreichen Phasen in einem Querschnitt, umfassend eine Kristall-c-Achse der Th2Zn17-Kristallphase, ist in einem Bereich von mehr als 120 nm und weniger als 500 nm.

Description

Querverweis auf verwandte Anmeldungen
Diese Anmeldung basiert auf der früheren japanischen Patentanmeldung 2010-213423 , angemeldet am 24. September 2010 und beansprucht ihre Priorität; der gesamte Inhalt wird hierin durch Bezugnahme eingefügt.
Gebiet
Die hierin beschriebenen Ausführungsbeispiele betreffen im Allgemeinen einen Permanentmagneten und ein Verfahren zu dessen Herstellung und einen Motor und einen Stromerzeuger unter dessen Verwendung.
Hintergrund
In einem variablen Magnetflussmotor oder einem variablen Magnetflussgenerator werden zwei Arten von Magneten, d. h. ein variabler Magnet und ein stationärer Magnet verwendet. Der variable Magnet wird durch ein elektrisches magnetisches Stromfeld bei der Hochgeschwindigkeitsrotation des variablen Magnetflussmotors oder des variablen Magnetflussgenerators entmagnetisiert und wird erneut durch das elektrische Magnetstromfeld in einem Antriebszustand magnetisiert, wobei ein Drehmoment notwendig ist. In dem variablen Magnet werden ein Entmagnetisiervorgang und ein Magnetisiervorgang durchgeführt. Der Magnetisiervorgang, der von einem entmagnetisierten Zustand in einen magnetisierten Zustand zurückkehrt, stellt ein Problem dar.
Weil ein Eisenkern magnetisch gesättigt ist und eine magnetomotorische Kraft im Magnetisiervorgang verbraucht wird, ist ein erforderlicher Magnetisierstrom erhöht. Daher ist der Magnetisierstrom im Magnetisiervorgang größer als im Entmagnetisiervorgang. Wenn der variable Magnet durch einen kleinen Magnetisierstrom magnetisiert werden kann, kann ein weiter niedriger Energieverbrauch des variablen Magnetflussmotors oder des variablen Magnetflussgenerators realisiert werden. Als variabler Magnet wird konventionell ein Al-Ni-Co-Magnet (Alnico-Magnet) oder ein Fe-Cr-Co-Magnet verwendet. Die Verbesserung einer magnetischen Koerzitivkraft und einer Magnetflussdichte des variablen Magnetes ist erforderlich für die hohe Leistung oder hohe Effizienz des variablen Magnetflussmotors oder des variablen Magnetflussgenerators.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist ein Diagramm, das ein Beispiel einer Magnetisierungskurve eines Permanentmagneten dieser Erfindung erläutert;
2 ist ein Diagramm, das eine Beziehung zwischen einem durchschnittlichen Intervall d einer kupferreichen Phase eines Magneten vom Sm₂Co₁₇-Typ und einem H_klein/H_groß-Verhältnis erläutert;
3 ist ein TEM-Bild, das eine Metallstruktur des Permanentmagneten der Erfindung in Vergrößerung darstellt;
4 ist ein Bild, das einen Zustand einer Zeilenanalyse einer Kupferdichte zum Messen des durchschnittlichen Intervalls der kupferreichen Phase von dem in 3 gezeigten TEM-Bild zeigt;
5 ist ein Diagramm, das ein Beispiel eines Zeilenanalysenergebnisses der Kupferdichte, erläutert in 4, zeigt;
6 ist ein Diagramm, bei dem ein Dichtenunterschied in dem Zeilenanalysenergebnis der Kupferdichte, erläutert in 5, angegeben ist;
7 ist ein Diagramm, das einen variablen Magnetflussmotor der Erfindung zeigt; und
8 ist ein Diagramm, das einen variablen Magnetflussgenerator der Erfindung zeigt.
Detaillierte Beschreibung
Gemäß dieser Erfindung wird ein Permanentmagnet mit folgender Zusammensetzung angegeben: R(Fe_pM_qCu_r(Co_1-sA_s)_1-p-q-r)_z (1) worin R zumindest ein Element ist, ausgewählt aus Seltenerdelementen, M zumindest ein Element ist, ausgewählt aus Ti, Zr und Hf, A zumindest ein Element ist, ausgewählt aus Ni, V, Cr, Mn, Al, Si, Ga, Nb, Ta und W, p eine Zahl ist (Atomverhältnis), die erfüllt: 0,05 ≤ p ≤ 0,6; q eine Zahl (Atomverhältnis) ist, die erfüllt: 0,005 ≤ q ≤ 0,1; r eine Zahl (Atomverhältnis) ist, die erfüllt: 0,01 ≤ r ≤ 0,15; s eine Zahl (Atomverhältnis) ist, die erfüllt: 0 ≤ s ≤ 0,2; und z eine Zahl (Atomverhältnis) ist, die erfüllt: 4 ≤ z ≤ 9. Der Permanentmagnet umfasst eine Struktur, die eine Th₂Zn₁₇-Kristallphase (2-17-Phase) und eine kupferreiche Phase (CaCu₅-Kristallphase (1-5-Phase) oder dgl.) mit einer Kupferdichte im Bereich von dem 1,2- bis 5-fachen einer Kupferdichte in der Th₂Zn₁₇-Kristallphase umfasst und wobei ein durchschnittliches Intervall d zwischen den kupferreichen Phasen in einem Querschnitt, umfassend eine Kristall-C-Achse der Th₂Zn₁₇-Kristallphase, im Bereich von mehr als 120 nm und weniger als 500 nm ist.
Als Hochleistungspermanentmagnet ist ein Magnet auf Sm-Co-Basis bekannt. Ein Magnet vom Sm₂Co₁₇-Typ unter den Magneten auf Sm-Co-Basis hat eine Zwei-Phasen-Trennstruktur einer 2-17-Phase und einer 1-5-Phase und hat eine Magneteigenschaft durch eine Magnetkoerzitivkraft, die einen Mechanismus vom magnetischen Domänen-Wandpinningtyp hat. Der Sm₂Co₁₇-Typ-Magnet ist ein Magnet, der für den variablen Magneten geeignet ist. Aufgrund der Tatsache, dass ein konventioneller Sm₂Co₁₇-Typ-Magnet eine exzessive Pinningwirkung hat, kann ein externes Magnetfeld, mit anderen Worten ein Magnetisierstrom, der zum Magnetisieren erforderlich ist, nicht vermindert werden.
Der Permanentmagnet des Ausführungsbeispiels wird erläutert. Der Permanentmagnet dieser Erfindung hat die Zusammensetzung, die durch die Formel (1) dargestellt ist. In der Formel (1) wird zumindest ein Element, ausgewählt aus Seltenerdelementen, umfassend Yttrium (Y) als Elemente R verwendet. Das Element R führt eine große magnetische Anisotropie in ein Magnetmaterial ein, unter Erhalt einer hohen magnetischen Koerzitivkraft. Es ist bevorzugt, zumindest eines, ausgewählt aus Samarium (Sm), Cer (Ce), Neodym (Nd) und Praseodym (Pr) als Element R zu verwenden und es ist mehr bevorzugt, Sm zu verwenden. Ein Gehalt von Sm in einer Menge von 50 Atom-% oder mehr des Elementes R kann die Leistung des Permanentmagneten, insbesondere die magnetische Koerzitivkraft mit guter Wiederholbarkeit verstärken. Weiterhin ist es gewünscht, dass 70 Atom-% oder mehr des Elementes R Sm sind.
Das Element R ist so vorhanden, dass ein Atomverhältnis des Elementes R und anderer Elemente (Fe, M, Cu, Co, A) im Bereich von 1:4 bis 1:9 liegt (Bereich von 4 bis 9 als Wert z/10 bis 20 Atom-% als Gehalt des Elementes R). Wenn der Gehalt des Elementes R weniger als 10 Atom-% ist, fällt eine große Menge an α-Fe-Phase aus und eine ausreichende magnetische Koerzitivkraft kann nicht erhalten werden. Auf der anderen Seite verursacht ein Gehalt des Elementes R von mehr als 20 Atom-% eine deutliche Reduktion der Sättigungsmagnetisierung. Es ist mehr bevorzugt, dass der Gehalt des Elementes R im Bereich von 10 bis 15 Atom-% liegt, und es ist weiter bevorzugt, dass der Gehalt des Elementes R im Bereich von 10,5 bis 12,5 Atom-% ist.
Als Element M wird zumindest ein Element, ausgewählt aus Titan (Ti), Zirkonium (Zr) und Hafnium (Hf) verwendet. Durch Vorhandensein des Elementes M kann eine große magnetische Koerzitivkraft durch eine Zusammensetzung mit hoher Eisendichte entfaltet werden. Der Gehalt des Elementes M liegt im Bereich von 0,5 bis 10 Atom-% (0,005 ≤ q ≤ 0,1) einer Gesamtmenge der Elemente (Fe, Co, Cu, M), mit Ausnahme des Elementes R. Wenn der Wert q 0,1 übersteigt, wird eine beachtliche Reduktion der Magnetisierung verursacht. Wenn der Wert q weniger als 0,005 ist, ist die Wirkung der Verstärkung der Eisendichte gering. Es ist mehr bevorzugt, dass der Gehalt des Elementes M 0,001 ≤ q ≤ 0,06 ist, und es ist weiter bevorzugt, dass der Gehalt des Elementes M 0,015 ≤ q ≤ 0,04 ist.
Das Element M kann eines von Ti, Zr, Hf sein, aber es ist bevorzugt, dass zumindest Zr enthalten ist. Ein Gehalt von Zr mit 50 Atom-% oder mehr des Elementes M kann weiterhin die Wirkung zur Verstärkung der magnetischen Koerzitivkraft des Permanentmagneten verbessern. Weil Hf unter den Elementen besonders teuer ist, ist es bevorzugt, dass dann, wenn Hf verwendet wird, die Menge an Hf klein ist. Es ist bevorzugt, dass der Gehalt von Hf weniger als 20 Atom-% des Elementes M ausmacht.
Kupfer (Cu) ist ein Element, durch das der Permanentmagnet eine hohe magnetische Koerzitivkraft entfaltet. Die Menge an Cu liegt im Bereich von 1 bis 15 Atom-% (0,01 ≤ r ≤ 0,15) der Gesamtmenge der Elemente (Fe, Co, Cu, M) mit Ausnahme des Elementes R. Wenn der Wert r 0,15 übersteigt, wird eine beachtliche Reduzierung der Magnetisierung erzielt. Wenn der Wert r kleiner als 0,01 ist, wird es schwierig, die hohe magnetische Koerzitivkraft zu erzielen. Es ist mehr bevorzugt, dass die Menge an Cu 0,02 ≤ r ≤ 0,1 ist, und es ist weiter bevorzugt, dass die Menge an Cu 0,03 ≤ r ≤ 0,08 ist.
Eisen (Fe) ist hauptsächlich für die Magnetisierung des Permanentmagneten verantwortlich. Eine große Menge an Fe führt zu einer Erhöhung der Sättigungsmagnetisierung des Permanentmagneten. Jedoch führt eine überschüssige Menge an Fe zu einer Ausfällung einer α-Fe-Phase oder führt zu der Schwierigkeit beim Erhalt einer Zwei-Phasen-Struktur der 2-17-Phase und der kupferreichen Phase (1-5-Phase oder dgl.). Hierdurch wird die magnetische Koerzitivkraft des Permanentmagneten vermindert. Die Menge an Fe liegt im Bereich von 5 bis 60 Atom-% (0,05 ≤ p ≤ 0,6) der gesamten Menge der Elemente (Fe, Co, Cu, M) mit Ausnahme des Elementes R. Es ist mehr bevorzugt, dass die Menge an Fe 0,26 ≤ p ≤ 0,5 ist und es ist weiter bevorzugt, dass die Menge an Fe 0,28 ≤ p ≤ 0,48 ist.
Cobalt (Co) ist ein Element, das für die Magnetisierung eines Permanentmagneten verantwortlich ist und ist notwendig für die Entfaltung einer hohen magnetischen Koerzitivkraft. Wenn eine große Menge an Co enthalten ist, wird die Curie-Temperatur hoch und die thermische Stabilität des Permanentmagneten wird auch verbessert. Wenn die Menge an Co klein ist, sind solche Wirkungen gering. Wenn Co jedoch übermäßig im Permanentmagneten enthalten ist, wodurch der Gehalt an Fe sich verhältnismäßig vermindert, kann eine Verminderung der Magnetisierung verursacht werden. Der Gehalt an Co liegt im Bereich (1-p-q-r), definiert durch p, q, r.
Ein Teil von Co kann durch zumindest ein Element A ersetzt werden, ausgewählt aus Nickel (Ni), Vanadium (V), Chrom (Cr), Mangan (Mn), Aluminium (Al), Silizium (Si), Gallium (Ga), Niob (Nb), Tantal (Ta) und Wolfram (W). Diese Substitutionselemente tragen zur Verbesserung der Magneteigenschaft, der magnetischen Koerzitivkraft zum Beispiel bei. Weil eine übermäßige Substitution des Elementes A durch Co eine Verminderung der Magnetisierung verursachen kann, liegt die Menge der Substitution durch das Element A m Bereich von gleich oder weniger als 20 Atom-% (0 ≤ s ≤ 0,2) Co.
Der Permanentmagnet dieser Erfindung umfasst die Zwei-Phasen-Struktur, die die 2-17-Phase und die kupferreiche Phase (1-5-Phase oder dgl.) mit einer Kupferdichte im Bereich von dem 1,2- bis 5-fachen der Kupferdichte der 2-17-Phase umfasst. Weiterhin ist in dem Querschnitt, umfassend die Kristall-c-Achse der 2-17-Phase das durchschnittliche Intervall d zwischen den kupferreichen Phasen im Bereich von mehr als 120 nm und weniger als 500 nm.
Ein Sm₂Co₁₇-Typ-Magnet, dessen Vorläufer eine TbCu₇-Kristallphase (1-7-Phase) ist, die eine Hochtemperaturphase ist, erhält die Magneteigenschaft als Ergebnis, dass ein Alterungsvorgang mit dem Vorläufer durchgeführt wird, unter Phasentrennung in eine Th₂Zn₁₇-Kristallphase (2-17-Phase) und eine CaCu₅-Kristallphase (1-5-Phase), basierend auf dem Mechanismus eines magnetischen Domänen-Wandpinningtyps, der eine magnetische Koerzitivkraft entfaltet. Die 2-17-Phase wird einer Hauptphase (Korninnenphase), in deren Korngrenze die 1-5-Phase (Korngrenzphase) sich niederschlägt, unter Teilung der 2-17-Phasen, und eine Sekundärstruktur, die als Zellstruktur bezeichnet wird, wird erzeugt. Durch spinodale Zersetzung wird die 1-5-Phase Cu-reich und Fe-arm und die 2-17-Phase wird Cu-arm und Fe-reich.
Es ist zu beachten, dass der Permanentmagnet der Erfindung eine andere Kristallphase als die 2-17-Phase und die Cu-reiche Phase oder eine amorphe Phase enthalten kann. Als andere Phase kann an eine M-reiche Phase gedacht werden, worin eine Dichte des Elementes M größer ist als die der inneren Kornphase, eine Verbindungsphase, deren Hauptbestandteil das Element R und Fe oder dgl. ist. Es ist bevorzugt, dass eine Menge einer solchen Phase ohne die M-reiche Phase nahezu eine Menge einer Verunreinigungsphase ist. Es ist bevorzugt, dass der Permanentmagnet durch die 2-17-Phase und die Cu-reiche Phase in der Praxis konstituiert wird.
Ein Ursprung der magnetischen Koerzitivkraft in dem Sm₂Cu₁₇-Typ-Magneten ist in einer Mikrostruktur, erzeugt durch Phasenzersetzung. Eine Magnetdomänenwandenergie der 1-5-Phase, ausgefällt in der Grenzfläche, ist groß im Vergleich zu einer Magnetdomänenwandenergie der 2-17-Phase, die die Hauptphase ist, wobei ein Unterschied zwischen den Magnetdomänenwandenergien eine Sperre gegenüber der Magnetdomänenwandverschiebung wird. Mit anderen Worten arbeitet die 1-5-Phase, deren magnetische Domänenwandenergie größer ist, als eine Pinningstelle. Es wird überlegt, dass der Unterschied zwischen den Magnetdomänenwandenergien hauptsächlich durch einen Dichtenunterschied von Kupfer (Cu) erzeugt wird. Wenn eine Cu-Dichte der Phase, die in die Grenzfläche ausfällt, ausreichend höher ist als eine Cu-Dichte im Inneren des Korns, wird eine magnetische Koerzitivkraft entfaltet. Somit wird eine Cu-reiche Phase als Pinningstelle erzeugt.
Als repräsentatives Beispiel der Cu-reichen Phase kann die oben beschriebene CaCo₅-Kristallphase (1-5-Phase) genannt werden, aber die Cu-reiche Phase ist nicht notwendigerweise hierauf beschränkt. Es reicht, wenn die Cu-reiche Phase eine Cu-Dichte im Bereich von dem 1,2- bis 5-fachen einer Cu-Dichte der 2-17-Phase, die die Hauptphase ist, hat. Wenn die Cu-Dichte der Cu-reichen Phase gleich oder mehr als das 1,2-fache der Cu-Dichte der 2-17-Phase wird, wird es möglich, dass die Cu-reiche Phase als Pinningstelle fungiert. Wenn die Cu-Dichte der Cu-reichen Phase das 5-fache der 2-17-Phase übersteigt, wird eine magnetische Koerzitivkraft zu groß und wird für einen variablen Magneten ungeeignet. Als eine andere Cu-reiche Phase als die 1-5-Phase kann eine 1-7-Phase genannt werden, die eine Hochtemperaturphase ist, ein Vorläufer der 1-5-Phase, erzeugt bei einer Anfangsstufe der Zwei-Phasen-Trennung der 1-7-Phase.
Wie oben beschrieben wird eine Magneteigenschaft des Sm₂Cu₁₇-Typ-Magneten durch die Cu-reiche Phase beeinflusst. Wenn beispielsweise die Dicke der Cu-reichen Phase dick ist, wird die Pinningwirkung der Magnetdomänenwand zu hoch, was die Entfaltung einer gigantischen magnetischen Koerzitivkraft verursachen kann. Wenn der Permanentmagnet als variabler Magnet verwendet wird, ist es bevorzugt, dass der Permanentmagnet eine angemessene magnetische Koerzitivkraft hat. Mehr spezifisch ist es bevorzugt, dass die magnetische Koerzitivkraft des als variablen Magneten verwendeten Permanentmagneten im Bereich von 100 bis 500 kA/m liegt. Wenn die magnetische Koerzitivkraft des Permanentmagneten 500 kA/m übersteigt, wird die Verwendung als variabler Magnet schwierig. Wenn die magnetische Koerzitivkraft des Permanentmagneten weniger als 100 kA/m ist, kann eine hohe Leistung des variablen Magneten nicht ausreichend erzielt werden.
Angesichts dessen ist es bevorzugt, dass die durchschnittliche Dicke der Cu-reichen Phase 20 nm oder weniger ist. Mit einer durchschnittlichen Dicke t der Cu-reichen Phase von 20 nm oder weniger kann eine angemessene Pinningwirkung der magnetischen Domänenwand erzielt werden. Daher ist es möglich, einen Permanentmagneten mit einer magnetischen Koerzitivkraft im Bereich von 100 bis 500 kA/m stabil zu erhalten, der für einen variablen Magneten geeignet ist. Es ist mehr bevorzugt, dass die magnetische Koerzitivkraft des Permanentmagneten im Bereich von 200 bis 400 kA/m liegt. Es ist mehr bevorzugt, dass die durchschnittliche Dicke t der Cu-reichen Phase 15 nm oder weniger ist, und es ist weiter bevorzugt, dass die durchschnittliche Dicke t der Cu-reichen Phase 10 nm oder weniger ist. Wenn jedoch die durchschnittliche Dicke t der Cu-reichen Phase zu gering ist, wird die Pinningwirkung der Magnetdomänenwand zu schwach, was die magnetische Koerzitivkraft deutlich reduzieren kann. Es ist bevorzugt, dass die durchschnittliche Dicke t der Cu-reichen Phase 1 nm oder mehr ist.
Weiterhin beeinflusst ein Präzipitationsintervall der Cu-reichen Phase ein Magnetdomänenwand-Pinningverhalten signifikant. Wenn die Cu-reiche Phase dicht ausfällt und das Intervall zwischen den Cu-reichen Phasen gering ist, wird Pinning der Magnetdomänenwand deutlich erzielt. Daher ist ein externes Magnetfeld, das für die Magnetisierung notwendig ist, nahezu gleich wie die magnetische Koerzitivkraft und eine Verminderung des Magnetisierstroms kann nicht erwartet werden. Wenn die metallische Struktur so eingestellt werden kann, dass das Ausfällungsintervall der Cu-reichen Phase groß wird, wird es möglich, den Sm₂Co₁₇-Typ-Magneten durch ein kleines externes magnetisches Feld, d. h. einen kleinen Magnetisierstrom zu magnetisieren. Hierdurch kann ein Magnet realisiert werden, der einen geringen Energieverbrauch eines variablen Magnetflussmotors oder eines variablen Magnetflussgenerators ermöglicht.
Die metallische Struktur des Sm₂Co₁₇-Typ-Magneten hängt stark vom Herstellungsverfahren ab. Bei der Alterungsbehandlung wird nach einer Wärmeverarbeitung bei einer Temperatur von etwa 750 bis 950°C eine gesteuerte Kühlung durchgeführt, und wenn das Kühlen bis zu einer bestimmten Temperatur erfolgt ist, wird ein Abschrecken durchgeführt. Wenn eine Alterungsbehandlungstemperatur zu niedrig ist, wird das Ausfällen einer Cu-reichen Phase unzureichend und ein Energieunterschied, der ausreichend ist, um eine Bewegung der Magnetdomänenwand zu behindern, tritt zwischen der Korninnenphase und der Cu-reichen Phase nicht auf. Als Ergebnis funktioniert der Mechanismus zur Entfaltung einer magnetischen Koerzitivkraft durch den Unterschied zwischen den Magnetdomänwandenergien nicht. Wenn die Alterungsbehandlungstemperatur zu hoch ist, wird die Cu-reiche Phase grob und eine Eigenschaft, die für einen variablen Magneten geeignet ist, kann nicht erhalten werden. Wenn ein solches Herstellungsverfahren des Permanentmagneten gesteuert wird und das Präzipitationsintervall der Cu-reichen Phase so gesteuert werden kann, dass es in einen angemessenen Bereich fällt, während die Dicke t der Cu-reichen Phase gehalten wird, kann das Magnetfeld, das für die Magnetisierung in der Magnetkrafterhöhung notwendig ist, vermindert werden, ohne dass die magnetische Koerzitivkraft gigantisch gemacht wird.
Ob eine Magnetisiereigenschaft des Permanentmagneten gut oder schlecht ist, wird auf der Basis eines Verhältnisses von H(klein) und H(groß) bewertet, erhalten von einer Magnetisierungskurve. H(groß) wird unter Verwendung eines Sinterkörpermagneten mit einer rechteckigen Parallelepipedform in einem entmagnetisierten Zustand definiert. H(groß) wird wie unten beschrieben erhalten. Zunächst wird ein externes Magnetfeld von 1200 kA/m in positiver Richtung in Bezug auf eine leichte Magnetisierachse des Sinterkörpermagneten mit der rechteckigen Parallelepipedform im entmagnetisierten Zustand auferlegt (Magnetisierung). Eine maximale Magnetisierung, die in diesem Fall erhalten wird, ist eine Sättigungsmagnetisierung Ms. Nach Auferlegung eines Magnetfeldes von 1200 kA/m wird ein externes Magnetfeld bei –1200 kA/m in einer negativen Richtung auferlegt. Eine Magnetisierung mit einem maximalen Absolutwert, der in diesem Fall erhalten wird, wird als –Ms bezeichnet. Danach wird das externe Magnetfeld von 1200 kA/m erneut in positiver Richtung auferlegt (Magnetisierung). Bei der Magnetisierung wird ein Magnetfeld mit H(groß) dann bezeichnet, wenn die Magnetisierung 80% von Ms erreicht. Eine wie oben erhaltene Magnetisierungskurve wird als Hauptschleife bezeichnet.
H(klein) wird wie unten beschrieben erhalten. Zunächst wird das Magnetisieren-Entmagnetisieren-Magnetisieren durch Auferlegung der externen Magnetfelder in der jeweiligen positiven bzw. negativen Richtung auf der Basis der oben beschriebenen Vorgehensweise durchgeführt, wodurch die Hauptschleife gezogen wird, und anschließend wird ein Magnetfeld in der negativen Richtung auferlegt (Entmagnetisierung). Bei diesem Fall wird das aufzuerlegende Magnetfeld so eingestellt, dass eine Größenordnung der Magnetisierung 90% in Bezug auf –Ms ist. Nachdem die Magnetisierungsgrößenordnung 90% in Bezug auf –Ms wird, wird ein externes Magnetfeld erneut in der positiven Richtung auferlegt, wobei das externe Magnetfeld von 1200 kA/m auferlegt wird (Magnetisierung). Bei der Magnetisierung wird ein Magnetfeld dann, wenn eine Magnetisierung 80% von Ms erreicht, mit H(klein) definiert. Eine Magnetisierungskurve, die wie oben erhalten ist, wird als Nebenschleife bezeichnet.
Die Tatsache, dass das Verhältnis von H(klein) zu H(groß) (H(klein)/H(groß)) klein ist, bedeutet, dass die Magnetisierung durch ein kleines Magnetfeld möglich ist. Bei dem konventionellen Sm₂Co₁₇-Typ-Magneten ist H(klein) etwa 95% zu H(groß). Daher kann für einen Sm₂Co₁₇-Typ-Magneten, der die Beziehung mit der folgenden Formel erfüllt: H(klein)/H(groß) < 0,95 (2) ein Magnetfeld, das für die Magnetisierung notwendig ist, im Vergleich zum konventionellen Sm₂Co₁₇-Typ-Magneten kleiner gemacht werden. Gemäß einem solchen Sm₂Co₁₇-Typ-Magneten wird es möglich, einen variablen Magneten anzugeben, der eine Energieersparnis in einem variablen Magnetflussmotor oder -generator ermöglicht. Es ist mehr bevorzugt, dass das H(klein)/H(groß)-Verhältnis 0,9 oder weniger ist, und hierdurch wird eine deutliche Energieersparnis erwartet. Es ist gewünscht, dass das H(klein)/H(groß)-Verhältnis 0,85 oder weniger ist.
Der Permanentmagnet dieser Erfindung ist einer, bei dem das durchschnittliche Intervall d zwischen den Cu-reichen Phasen (Korngrenzphasen) im Querschnitt, umfassend die Kristall-c-Achse der 2-17-Phase, im Bereich von mehr als 120 nm und weniger als 500 nm (120 nm < d < 500 nm) gemacht wird, indem die Alterungsbehandlungsbedingung oder dgl., die der Legierungszusammensetzung entspricht, um hierdurch die Metallstruktur zu steuern, im Permanentmagneten auferlegt wird, umfassend die 2-Phasen-Trennstruktur der Korninnenphase (Hauptphase), die aus der 2-17-Phase erzeugt ist, und die Cu-reiche Phase (1-5-Phase oder dgl.), die in der Korngrenze davon ausfällt. Hierdurch wird eine Form der kleinen Schleife bei der Magnetisierungskurve des Sm₂Co₁₇-Typ-Magneten asymmetrisch, und das Magnetfeld, das für die Magnetisierung erforderlich ist, kann vermindert werden.
1 ist ein Diagramm, das ein Beispiel einer Magnetisierungskurve des Magneten (Beispiel) erläutert, dessen durchschnittliches Intervall d der Cu-reichen Phase im Bereich von 120 nm < d < 500 nm ist, im Vergleich mit einer Magnetisierungskurve eines Magneten (Vergleichsbeispiel), dessen durchschnittliches Intervall d der Cu-reichen Phase gleich oder weniger als 120 nm ist. Wie in 1 erläutert ist im Magneten (Vergleichsbeispiel), dessen durchschnittlicher Abstand d der Cu-reichen Phase gleich oder weniger als 120 nm ist, eine Form einer Nebenschleife in der Magnetisierungskurve nahezu die gleiche wie die Form einer Hauptschleife, während im Magneten (Beispiel), dessen durchschnittliches Intervall d der Cu-reichen Phase im Bereich von 120 nm < d < 500 nm ist, eine Form einer Nebenschleife in der Magnetisierungskurve ist asymmetrisch, und es wird möglich, ein Magnetfeld, das für die Magnetisierung erforderlich ist, zu reduzieren.
Bei dem Sm₂Co₁₇-Typ-Magneten, dessen durchschnittliche Dicke t der Cu-reichen Phase 20 nm oder weniger ist und dessen durchschnittliches Intervall d der Cu-reichen Phase im Bereich von 120 nm < d < 500 nm liegt, ist es möglich, das externe Magnetfeld zu reduzieren, d. h. der für die Magnetisierung erforderliche Magnetisierungsstrom, basierend auf der geeigneten Magnetdomänenwand-Pinningwirkung, während die magnetische Koerzitivkraft und die variable Breite, die für den variablen Magneten geeignet ist, beibehalten werden. Mehrspezifisch kann das Verhältnis H(klein)/H(groß) auf weniger als 0,95 eingestellt werden. 2 erläutert eine Beziehung zwischen dem durchschnittlichen Intervall d der Cu-reichen Phase und dem Verhältnis H(klein)/H(groß). Wie in 2 erläutert kann durch Ausfällen in dispergierter Weise, so dass das durchschnittliche Intervall d der Cu-reichen Phase 120 nm übersteigt, das Verhältnis H(klein)/H(groß) auf weniger als 0,95, weiterhin 0,9 oder weniger eingestellt. werden.
Wenn das durchschnittliche Intervall d der Cu-reichen Phase gleich oder weniger als 120 nm ist, wird die Pinningwirkung der Magnetdomänenwand beachtlich, wodurch die Magnetisierungseigenschaft zerstört wird. Es ist mehr bevorzugt, dass das durchschnittliche Intervall d der Cu-reichen Phase 130 nm oder mehr ist, und es ist gewünscht, dass das durchschnittliche Intervall d der Cu-reichen Phase 150 nm ist. Wenn das durchschnittliche Intervall d der Cu-reichen Phase gleich oder mehr als 500 nm ist, tritt, weil die Magnetdomänenwand-Pinningwirkung nicht funktioniert und der Mechanismus der magnetischen Koerzitivkraft sich ändert usw. ein Phänomen auf, bei dem eine Magnetisierungskurve sich schnell bei einer Magnetkrafterhöhung nach einer Magnetkrafterniedrigung erhöht, wodurch es unmöglich wird, die variable Breite sicherzustellen, die für den variablen Magneten erforderlich ist. Es ist mehr bevorzugt, dass das durchschnittliche Intervall d der Cu-reichen Phase 450 nm oder weniger ist. 3 erläutert ein Beispiel eines Querschnitts eines Permanentmagneten dieser Erfindung.
Wie oben beschrieben ist die Cu-reiche Phase ein Bereich mit einer Cu-Dichte im Bereich von dem 1,2- bis 5-fachen der Cu-Dichte der 2-17-Phase (Korninnenphase). Durch Analysieren der Zusammensetzung des Querschnittes, umfassend die Kristll-c-Achse der 2-17-Phase durch ein energiedispersives Röntgenbeugungsfluoreszenzspektrometer (EDX) oder dgl. kann das durchschnittliche Intervall d der Cu-reichen Phase erhalten werden. Der Querschnitt, umfassend die Kristall-c-Achse der 2-17-Phase, wird bei einer Vergrößerung von 100 k durch ein Transmissionselektronenmikroskop (TEM) beobachtet, eine Position der Cu-reichen Phase wird durch Durchführen der Zusammensetzungszeilenanalyse eines erhaltenen Bildes spezifiziert und das durchschnittliche Intervall d der Cu-reichen Phase wird als Durchschnittswert der Abstände von einer bestimmten Cu-reichen Phase zu einer nächsten Cu-reichen Phase definiert.
Die Zusammensetzungszeilenanalyse des Querschnittsbildes, umfassend die Kristall-C-Achse der 2-17-Phase wird zunächst bei einem Intervall von 30 bis 50 nm in einer bestimmten Richtung (erste Richtung) durchgeführt und wird ebenfalls dann bei einem ähnlichen Intervall in einer Richtung (zweite Richtung) durchgeführt, die orthogonal zur ersten Richtung in der gleichen Oberfläche ist. Das durchschnittliche Intervall d ist ein Wert, erhalten durch Mitteln der Abstände zwischen den Cu-reichen Phasen, erhalten in allen Zusammensetzungszeilenanalysen. Ein konkretes Beispiel, wie das durchschnittliche Intervall d der Cu-reichen Phase erhalten wird, wird unten beschrieben.
(1) Querschnittbeobachtungsschritt
Zunächst wird ein Querschnitt, umfassend eine c-Achse einer 2-17-Phase eines Permanentmagneten (Sinterkörper der nach der Alterungsbehandlung magnetisch orientiert ist) durch TEM beobachtet. Ein Beispiel eines TEM-Bildes (100 k-fach), das eine Querschnittsbeobachtung eines Sm₂Co₁₇-Typ-Magneten gemäß dieser Erfindung ist, ist in 3 erläutert. In 3 ist ein Bereich mit gleichmäßigem Kontrast die 2-17-Phase (Korninnenphase), und ein plattenförmiger Bereich (dunkel gefärbter Bereich), der darin existiert, ist eine Cu-reiche Phase.
(2) Zusammensetzungszeilenanalyse
Dann wird eine Zusammensetzungszeilenanalyse des TEM-Bildes, das das Ergebnis der Querschnittsbeobachtung des Permanentmagneten ist, durchgeführt. 4 erläutert den Zustand der Zusammensetzungszeilenanalyse des TEM-Bildes. Obwohl 4 ein TEM-Bild erläutert, das von dem gemäß 3 verschieden ist, dient diese Erläuterung der Erklärung der folgenden Zusammensetzungszeilenanalyse und beschränkt diese Erfindung nicht in irgendeinem Ausmaß. Zunächst wird eine Zeilenanalyse (La1 bis Lan) bei gleichmäßigen Intervallen in einer ersten Richtung des TEM-Bildes durchgeführt. Die Zeilenanalyse wird bei gleichmäßigen Intervallen parallel zueinander durchgeführt. Das Intervall der Zeilenanalyse ist 30 bis 50 nm. Dann wird im gleichen TEM-Bild eine Zeilenanalyse (Lb1 bis Lbn) bei gleichmäßigen Intervallen in einer zweiten Richtung, die orthogonal zur ersten Richtung ist, durchgeführt. Die Zeilenanalyse wird ebenfalls bei gleichmäßigen Intervallen mit 30 bis 50 nm parallel zueinander durchgeführt. In 4 beträgt das Intervall der Zeilenanalyse (parallele Linien) 50 nm.
(3) Spezifizierungsschritt für die Cu-reiche Phasenposition
Dann wird eine Cu-Dichte von jedem Ergebnis der Zeilenanalyse (La1 bis Lan und Lb2 bis Lbn) von dem TEM-Bild erhalten. 5 erläutert ein Messergebnis der Cu-Dichte durch die Zeilenanalyse La4. Zur Klärung eines Unterschiedes zwischen den Cu-Dichten wird die Cu-Dichte, erhalten durch die Zeilenanalyse, in die zweite bis sechzehnte Potenz erhoben, und die Werte werden in ein Diagramm übertragen, unter Erhalt eines Mittelwertes. 6 erläutert ein Diagramm, bei dem die Daten der Cu-Dichten gemäß 5, angehoben in die vierte Potenz, aufgetragen sind. Im Diagramm zeigt eine durchgezogene Linie die Werte (vierte Potenz) der Cu-Dichte eines jeden Punktes, und eine gestrichelte Linie zeigt einen Wert eines Durchschnitts von zwei Werten davon. In 6 wird ein Bereich, bei dem eine Breite eines Bereiches, bei dem die Werte der Cu-Dichte (vierte Potenz – Werte der Cu-Dichten) aufeinanderfolgend größer als der doppelte Wert des Durchschnittswertes gleich oder mehr als 2 nm ist, als Cu-reiche Phase angesehen, und eine Position, bei der die Cu-Dichte das Maximum in dem Bereich darstellt, wird als zentrale Position der Cu-reichen Phase angesehen.
(4) Messschritt für das Durchschnittsintervall der Cu-reichen Phase
Ein Abstand (Abstand zwischen Peaks, bei denen die Cu-Dichten maximale Werte/d1, d2 ... dn in 6 darstellen) zwischen den zentralen Positionen der Cu-reichen Phasen, spezifiziert im Schritt 3, wird jeweils als Abstand zwischen den Cu-reichen Phasen angesehen und gemessen. Ein Abstand da1 zwischen den Cu-reichen Phasen in einer Zusammensetzungszeilenanalyse wird als Mittelwert der jeweiligen Abstände zwischen Peaks d1, d2 ... dn erhalten. Die Messung der Abstände zwischen Phasen wie oben wird bei allen Zeilenanalysenergebnissen durchgeführt, und ein Durchschnittswert der Abstände zwischen Phasen (da1 bis dan und db1 bis dbn) der jeweiligen Zeilenanalysenergebnisse wird erhalten. Der Durchschnittswert [(da1 + da2 ... + dan + db1 + db2 ... + dbn)/2n] der Abstände zwischen Phasen wird als durchschnittlicher Abstand (durchschnittliches Intervall der Cu-reichen Phasen) d zwischen den Cu-reichen Phase definiert.
Eine Dicke der Cu-reichen Phase ist eine Breite eines Bereiches mit unterschiedlichem Kontrast zwischen einem Kristallkorn (2-17-Phase) mit gleichmäßigem Kontrast und einem benachbarten Kristallkorn (2-17-Phase) mit gleichmäßigem Kontrast in dem TEM-Bild des Querschnittes, umfassend die Kristall-C-Achse der 2-17-Phase. Eine durchschnittliche Dicke T der Cu-reichen Phase bedeutet einen Durchschnittswert der Breiten der Bereiche mit unterschiedlichem Kontrast, der gleich oder mehr als 5 Breiten, die gemessen sind, ist, im TEM-Bild (beispielsweise das in 3 erläuterte TEM-Bild) mit einer Vergrößerung von 100 k. Mehr spezifisch werden willkürliche Bereiche einer Plattenform, einer Stabform oder einer Streifenform ausgewählt, bei denen ein Kontrast erkannt werden kann. Eine Länge (Dicke) in einer Richtung der kurzen Achse auf einem beobachteten Bild des Bereiches mit unterschiedlichem Kontrast wird gemessen, und die Länge ist eine Dicke t1 der Cu-reichen Phase. Eine solche Messung wird fünfmal durchgeführt, und ein Durchschnittswert der Dicke t1 bis t5 der Cu-reichen Phasen wird als durchschnittliche Dicke t der Cu-reichen Phase definiert.
Wenn eine klare Cu-reiche Phase auf dem beobachteten Bild nicht identifiziert werden kann, wie im Schritt 3 beschrieben ist, wie das durchschnittliche Intervall d der oben beschriebenen Cu-reichen Phase erhalten wird, wird der Bereich, bei dem die Breite des Bereiches, bei dem die Cu-Dichtenraten (vierte Potenzwerte der Cu-Dichte) aufeinanderfolgend größer sind als der zweifache Wert des Durchschnittswertes, gleich oder größer als 2 nm in 6 ist, als Cu-reiche Phase angesehen, und die Breite dieses Bereiches kann gemessen werden, unter Erhalt der durchschnittlichen Dicke t der Cu-reichen Phasen. Beispielsweise werden die Dicken t1 bis t5 von 5 Cu-reichen Phasen von den Daten (vierter Potenzwert der Cu-Dichte) der Cu-Dichte erhalten, und ein Durchschnittswert davon kann als eine durchschnittliche Dicke t der Cu-reichen Phase definiert werden.
Gemäß dem Permanentmagneten dieser Erfindung kann in dem Sm₂Co₁₇-Typ-Magneten, der die Zwei-Phasen-Struktur der 2-17-Phase und der Cu-reichen Phase umfasst, weil die magnetische Domänenwand-Pinningwirkung gesteuert wird auf der Basis des durchschnittlichen Intervalls d der Cu-reichen Phase, der Magnetisierungsstrom, der für die Magnetisierung erforderlich ist, reduziert werden, während die variable Breite sichergestellt wird. Durch Steuern der durchschnittlichen Dicke t der Cu-reichen Phase kann die angemessene magnetische Koerzitivkraft erhalten werden. Daher wird es möglich, einen Permanentmagneten anzugeben, der eine magnetische Koerzitivkraft und eine variable Breite aufweist, die für einen variablen Magneten geeignet sind, und zusätzlich ist der für die Magnetisierung erforderliche Magnetisierungsstrom gering. Die Anwendung eines solchen Permanentmagneten bei einem variablen Magnet eines variablen Magnetflussmotors oder variablen Magnetflussgenerators kann weiterhin einen niedrigen Energieverbrauch des variablen Magnetflussmotors oder des variablen Magnetflussgenerators realisieren.
Der Permanentmagnet dieser Erfindung wird beispielsweise wie unten beschrieben hergestellt. Zunächst wird ein Legierungspulver, umfassend eine bestimmte Menge eines Elementes hergestellt. Das Legierungspulver wird hergestellt durch Erzeugen eines dünnen schüppchenförmigen Bandes aus einer Legierung durch ein Streifengussverfahren zum Beispiel und durch anschließendes Mahlen. Bei dem Streifengussverfahren ist es bevorzugt, ein geschmolzenes Legierungsmetall in eine Kühlwalze, die bei einer peripheren Geschwindigkeit von 0,1 bis 20 m/s rotiert, geneigt zu gießen, unter kontinuierlichem Erhalt eines dünnen verfestigten Bandes mit einer Dicke von gleich oder weniger als 1 mm. Wenn die periphere Geschwindigkeit der Kühlwalze weniger als 0,1 m/s ist, tritt leicht eine Zusammensetzungsvariation in einem dünnen Band auf, und wenn die periphere Geschwindigkeit 20 m/s übersteigt, wird ein Kristallkorn minimiert und hat eine Größe von gleich oder weniger als einer einzelnen magnetischen Domänengröße, und eine gute magnetische Eigenschaft kann nicht erhalten werden. Es ist mehrbevorzugt, dass die periphere Geschwindigkeit der Kühlwalze im Bereich von 0,3 bis 15 m/s ist, und es ist weiterhin bevorzugt, dass die periphere Geschwindigkeit der Kühlwalze im Bereich von 0,5 bis 12 m/s liegt.
Ein Legierungspulver kann ebenfalls durch Mahlen eines Legierungsbarrens, erhalten durch Gießen von geschmolzenem Metall durch Bogenschmelzen oder durch Hochfrequenzschmelzen, erhalten werden. Als andere Herstellungsverfahren des Legierungspulvers können ein mechanisches Legierungsverfahren, ein mechanisches Mahlverfahren, ein Gasatomisierverfahren, ein Reduktions-Diffusionsverfahren usw. genannt werden. Eine Wärmebehandlung kann nach Bedarf mit dem Legierungspulver oder der Legierung vor dem Mahlen durchgeführt werden, unter Homogenisierung des Legierungspulvers oder der Legierung vor dem Mahlen. Das Mahlen eines Schüppchens oder des Barrens wird unter Verwendung einer Strahlenmühle, Kugelmühle oder dgl. durchgeführt. Es ist bevorzugt, dass das Mahlen in einer Inertgasatmosphäre oder in einem organischen Lösungsmittel durchgeführt wird, um die Oxidation des Legierungspulvers zu verhindern.
Dann wird das Legierungspulver in einer Form, die in einem Elektromagneten oder dgl. installiert ist, gefüllt und wird pressgeformt, während ein Magnetfeld auferlegt wird, wodurch ein gepresster Pulverkörper hergestellt wird, bei dem eine Kristallachse orientiert ist. Der Presspulverkörper wird bei. einer Temperatur von etwa 1100 bis 1300°C für 0,5 bis 15 Stunden gesintert, und ein dichter gesinterter Körper wird erhalten. Wenn die Sintertemperatur weniger als 1100°C ist, wird die Dichte des Sinterkörpers unzureichend, und wenn die Sintertemperatur 1300°C übersteigt, verdampft ein Seltenerdelement wie Sm und eine gute magnetische Eigenschaft kann nicht erhalten werden. Es ist mehr bevorzugt, dass die Sintertemperatur im Bereich von 1150 bis 1250°C liegt, und es ist weiter bevorzugt, dass die Sintertemperatur im Bereich von 1180 bis 1230°C liegt.
Wenn die Sinterzeit weniger als 0,5 Stunden ist, gibt es die Möglichkeit, dass die Dichte des Sinterkörpers ungleichmäßig wird. Wenn die Sinterzeit 15 Stunden übersteigt, verdampft das Seltenerdelement wie Sm und eine gute magnetische Eigenschaft kann nicht erhalten werden. Es ist mehr gewünscht, dass die Sinterzeit im Bereich von 1 bis 10 Stunden liegt, und es ist weiter bevorzugt, dass die Sinterzeit im Bereich von 1 bis 4 Stunden liegt. Es ist bevorzugt, das Sintern des gepressten Pulverkörpers im Vakuum oder in einer Inert-Gasatmosphäre wie Argongas durchzuführen, um die Oxidation zu verhindern.
Eine Lösungsbehandlung und eine Alterungsbehandlung werden mit dem erhaltenen Sinterkörper zur Steuerung der Kristallstruktur durchgeführt. Es ist bevorzugt, dass die Lösungsbehandlung des Sinterkörpers bei einer Temperatur im Bereich von 1130 bis 1230°C für 0,5 bis 8 Stunden durchgeführt wird, unter Erhalt der 1-7-Phase, die ein Vorläufer einer Phasentrennstruktur ist. Bei einer Temperatur von weniger als 1130°C und einer Temperatur von mehr als 1230°C ist ein Anteil der 1-7-Phase einer Probe nach der Lösungsbehandlung gering und eine gute magnetische Eigenschaft kann nicht erhalten werden. Es ist mehr bevorzugt, dass eine Lösungsbehandlungstemperatur im Bereich von 1150 bis 1210°C ist, und es ist weiter bevorzugt, dass die Lösungsbehandlungstemperatur im Bereich von 1160 bis 1190°C ist.
Wenn die Lösungsbehandlungszeit weniger als 0,5 Stunden ist, kann eine Konstitutionsphase uneben werden. Wenn die Lösungsbehandlung für mehr als 8 Stunden durchgeführt wird, verdampft das Seltenerdelement wie Sm im Sinterkörper usw., was zu der Möglichkeit führt, dass eine gute magnetische Eigenschaft nicht erhalten werden kann. Es ist mehr bevorzugt, dass die Lösungsbehandlungszeit im Bereich von 1 bis 8 Stunden ist, und es ist weiter bevorzugt, dass die Lösungsbehandlungszeit im Bereich von 1 bis 4 Stunden liegt. Es ist bevorzugt, dass die Lösungsbehandlung in einem Vakuum oder einer Inert-Atmosphäre wie Argongas durchgeführt wird, um die Oxidation zu verhindern.
Dann wird die Alterungsbehandlung mit dem Sinterkörper nach der Lösungsbehandlung durchgeführt. Eine Alterungsbehandlungsbedingung ist ein Hauptfaktor, um das durchschnittliche Intervall d und die durchschnittliche Dicke t der Cu-reichen Phase zu steuern. Die optimale Bedingung für die Alterungsbehandlung variiert ebenfalls in Abhängigkeit von der Legierungszusammensetzung. Ein Ausfällungsverhalten der Cu-reichen Phase variiert in Abhängigkeit vom Zusammensetzungsverhältnis der Elemente, die den Permanentmagneten (Sinterkörper) ausmachen. Daher ist es bevorzugt, die Temperatur als Alterungsbehandlungsbedingung (Alterungstemperatur) des Sinterkörpers so auszuwählen, dass die Cu-reiche Phase dispers in der Struktur ausfällt, damit das durchschnittliche Intervall d angemessen groß wird in Abhängigkeit von der Legierungszusammensetzung.
In einem Herstellungsverfahren des Permanentmagneten dieser Erfindung wird die Alterungsbehandlung bei einer Temperatur t durchgeführt, die die unten gezeigten Formeln (3) und (4) erfüllen. TB + 50 < T < TB + 150 (3) TB = 3500p – 5000q – (50p)² (4)
In der Formel (4) ist p ein Wert, der eine Dichte von Fe in der Zusammensetzungsformel der Formel (1) anzeigt, und q ist ein Wert, der eine Dichte des Elementes M in der Zusammensetzungsformel der Formel (1) anzeigt. Durch Durchführen der Alterungsbedingung bei der Temperatur t, die die Formel (3) und die Formel (4) erfüllt, kann das durchschnittliche Intervall d der Cu-reichen Phase so gesteuert werden, dass es in den Bereich von 120 nm < d < 500 nm fällt. Die durchschnittliche Dicke t der Cu-reichen Phase kann auf gleich oder weniger als 20 nm eingestellt werden, indem die Alterungsbehandlung des Sinterkörpers bei der Temperatur t durchgeführt wird.
Wenn die Alterungsbehandlungstemperatur weniger als [TB + 50(°C)] ist, fällt die Cu-reiche Phase mikroskopisch aus und das durchschnittliche Intervall d neigt dazu, 120 nm oder weniger zu werden. Wenn die Alterungsbehandlungstemperatur [TB + 150(°C)] übersteigt, wird eine grobe Cu-reiche Phase leicht erzeugt und das durchschnittliche Intervall d der Cu-reichen Phase kann 500 nm oder mehr werden. In diesem Fall funktioniert die magnetische Domänen-Wandpinningwirkung nicht. Somit tritt das Phänomen auf, bei dem sich die Magnetisierungskurve schnell erhöht zu einem Zeitpunkt, wenn die Magnetkraft sich erhöht, nachdem die Magnetkraft sich vermindert, d. h. ein sogenanntes Rücksprungphänomen tritt auf, und eine variable Breite, die für einen variablen Magneten erforderlich ist, kann nicht sichergestellt werden. Somit kann eine gute magnetische Eigenschaft als variabler Magnet nicht erhalten werden.
Es ist bevorzugt, dass die Alterungsbehandlungszeit im Bereich von 0,25 bis 12 Stunden liegt. Wenn die Alterungsbehandlungszeit weniger als 0,25 Stunden ist, gibt es die Möglichkeit, dass die Nukleierung der Cu-reichen Phase nicht ausreichend auftreten kann. Wenn die Alterungsbehandlungszeit 12 Stunden übersteigt, wird die Cu-reiche Phase grob oder das durchschnittliche Intervall d wird zu groß. Es ist mehr bevorzugt, dass die Alterungsbehandlungszeit im Bereich von 0,25 bis 8, weiter bevorzugt im Bereich von 1 bis 4 Stunden liegt.
Wie oben beschrieben ist es durch Durchführen der Alterungsbehandlung bei der Temperatur t, die auf der Basis der Legierungszusammensetzung bei dem Sinterkörper nach der Lösungsbehandlung eingestellt wird, möglich, die Cu-reichen Phasen in der Struktur so zu dispergieren, dass das durchschnittliche Intervall d im Bereich von 120 nm < d < 500 nm liegt. Es ist zu beachten, dass die Alterungsbehandlung mehr als einmal durchgeführt werden kann, wie z. B. nach Wärmebehandlung des Sinterkörpers (erste Alterungsbehandlung) bei einer Temperatur T1, die die Temperatur T erfüllt, und wird wärmebehandelt (zweite Alterungsbehandlung) bei einer Temperatur T2, die höher ist als die Temperatur T1, usw.
Es ist bevorzugt, dass nach der Durchführung der Alterungsbehandlung ein Kühlen bei einer Kühlgeschwindigkeit im Bereich von 0,2 bis 2°C/min durchgeführt wird. Wenn die Kühlgeschwindigkeit nach der Alterungsbehandlung weniger als 0,2°C/min ist, gibt es die Möglichkeit, dass eine erhöhte Größe einer Dicke der Cu-reichen Phase verursacht, dass eine magnetische Koerzitivkraft gigantisch wird oder dass das Kristallkorn zu grob wird, um eine gute Magneteigenschaft zu erhalten. Wenn die Kühlgeschwindigkeit 2°C/min übersteigt, läuft eine Elementdispersion nicht ausreichend ab, und somit gibt es die Möglichkeit, dass ein Cu-Dichtenunterschied zwischen der 2-17-Phase und der Cu-reichen Phase nicht ausreichend erhalten werden kann. Es ist mehr bevorzugt, dass die Kühlgeschwindigkeit im Bereich von 0,4 bis 1,5°C/min liegt und es ist weiterhin bevorzugt, dass die Kühlgeschwindigkeit im Bereich von 0,5 bis 1,3°C/min liegt. Es ist bevorzugt, dass die Alterungsbehandlung im Vakuum oder in einer Inert-Atmosphäre wie Argongas durchgeführt wird, um die Oxidation zu verhindern.
Der Permanentmagnet dieser Erfindung ist als variabler Magnet geeignet. Durch Verwendung des Permanentmagneten dieser Erfindung als variablen Magnet kann ein variabler Magnetflussmotor oder ein variabler Magnetflussgenerator konstituiert werden. Für eine Konstitution oder ein Antriebssystem des variablen Magnetflussmotors können Techniken angewandt werden, die in JP-A-2008-29148 (KOKAI) und JP-A 2008-43172 (KOKAI) offenbart sind. Die Verwendung des Permanentmagneten dieser Erfindung als variablen Magneten in einem variablen Magnetflussantriebsystem fördert eine hohe Effizienz, Miniaturisierung, Kostenreduzierung oder dgl. des Systems.
Nachfolgend werden ein variabler Magnetflussmotor und ein variabler Magnetflussgenerator dieser Erfindung unter Bezugnahme auf die Zeichnungen erläutert. 7 erläutert den variablen Magnetflussmotor dieser Erfindung und 8 erläutert den variablen Magnetflussgenerator dieser Erfindung. Obwohl der Permanentmagnet dieser Erfindung für einen Magneten des variablen Magnetflussmotors oder des variablen Magnetflussgenerators geeignet ist, wird die Anwendung des Permanentmagneten dieser Erfindung für einen Permanentmagnetmotor oder dgl. nicht verhindert.
In einem variablen Magnetflussmotor 1, der in 7 erläutert ist, ist ein Rotor 3 in einem Stator 2 angeordnet. Ein stationärer Magnet 5 und ein variabler Magnet 6, für den ein Permanentmagnet mit einer niedrigeren magnetischen Koerzitivkraft als dem stationären Magnet 5 verwendet wird, werden in einem Eisenkern 4 in dem Rotor 3 angeordnet. Eine Magnetflussdichte (Magnetflussmenge des variablen Magneten 6) kann geändert werden. Weil eine Magnetisierungsrichtung des variablen Magneten 6 orthogonal zu einer Q-Achsenrichtung ist, wird der variable Magnet 6 nicht durch einen Q-Achsenstrom beeinflusst und kann durch einen D-Achsenstrom magnetisiert werden. Der Rotor 3 wird mit einer Magnetisierungsspule (nicht dargestellt) versehen und ist so strukturiert, dass durch Zuführen eines Stroms von einem Magnetisierkreislauf auf die Magnetisierspule ein Magnetfeld davon direkt auf den variablen Magneten 6 agiert.
Gemäß dem Permanentmagneten dieser Erfindung ist es durch Änderung verschiedener Bedingungen des oben beschriebenen Verfahrens zur Herstellung möglich, den stationären Magnet 5 mit einer magnetischen Koerzitivkraft, die gleich oder mehr als 200 kA/m ist, und beispielsweise den variablen Magneten 6 mit einer magnetischen Koerzitivkraft von gleich oder weniger als 160 kA/m zu erhalten. Es ist zu beachten, dass in dem variablen Magnetflussmotor 1, erläutert in 7, der Permanentmagnet dieser Erfindung für einen der Magneten verwendet werden kann, obwohl es möglich ist, dass der Permanentmagnet dieser Erfindung sowohl für den stationären Magneten 5 als auch für den variablen Magneten 6 verwendet wird. Der variable Magnetflussmotor 1, der eine große Drehkraft durch eine kleine Vorrichtung verursachen kann, ist für einen Motor eines Hybridfahrzeuges, ein elektrisches Fahrzeug oder dergleichen geeignet, bei dem eine hohe Energie und die Verkleinerung des Motors erforderlich sind.
Ein variabler Magnetflussgenerator 11, erläutert in 8, umfasst einen Stator 12 unter Verwendung des Permanentmagneten dieser Erfindung. Ein Rotor 13, der im Inneren des Stators 12 angeordnet ist, wird mit einer Turbine 14, die an einem Ende des variablen Magnetflussgenerators 11 vorgesehen ist, über einen Schaft 15 verbunden. Die Turbine 14 wird so konstituiert, dass sie beispielsweise durch ein Fluid, das von der Außenseite zur Verfügung gestellt wird, rotiert wird. Es ist zu beachten, dass der Schaft 15 rotiert werden kann und nicht durch die Turbine 14, die durch den Fluss rotiert, indem eine dynamische Rotation wie eine regenerierte Energie eines Automobils oder dgl. transmittiert wird. Als Stator 12 und Rotor 13 können verschiedene bekannte Konstitutionen angewandt werden.
Weiterhin kontaktiert der Schaft 15 einen Kommutator (nicht gezeigt), der in einer entgegengesetzten Stelle der Turbine 16 im Bezug zum Rotor 13 angeordnet ist, und eine elektromotorische Kraft, die durch Rotation des Rotors 13 erzeugt wird, wird zu einer Systemspannung gegeben und als Ausstoß des variablen Magnetflussgenerators über eine Phasentrennsammelleiter und einen Haupttransformer (nicht dargestellt) transmittiert. Weil die Elektrifizierung durch statische Elektrizität von der Turbine 14 oder Elektrifizierung durch einen Achsenstrom durch die Energieerzeugung im Rotor 13 auftritt, umfasst der variable Magnetflussgenerator 11 eine Bürste 16 zum Entladen der Elektrifizierung des Rotors 13.
Nachfolgend werden Bespiele und Auswertungsergebnisse davon beschrieben.
Beispiel 1
Nach Wiegen der jeweiligen Materialien für eine Zusammensetzung (Sm_0,85Nd_0,15)(Fe_0,28Zr_0,025Cu_0,05Co_0,645)_7,8 werden die jeweiligen Materialien in einer Ar-Gasatmosphäre zur Bildung eines Legierungsbarren bogengeschmolzen. Der Legierungsbarren wird in einer Ar-Gasatmosphäre bei 1170°C × 1 h wärmebehandelt. Der wärmebehandelte Legierungsbarren wird grob gemahlen und weiterhin durch eine Strahlmühle fein gemahlen, so dass ein Legierungspulver hergestellt wird. Das Legierungspulver wird in ein magnetisches Feld zur Bildung eines gepressten Pulverkörpers gepresst, und der Presspulverkörper wird in einer Ar-Gasatmosphäre bei 1190°C 3 h gesintert und anschließend bei 1170°C 3 h wärmebehandelt. Die Wärmebehandlung nach dem Sintern wird für eine Lösungsbehandlung durchgeführt. Auf diese Weise wird ein Sinterkörper erhalten.
Dann wurde der Sinterkörper nach der Lösungsbehandlung bei 805°C × 6 h als Alterungsbehandlung wärmebehandelt, danach langsam auf 600°C bei einer Kühlgeschwindigkeit von 2°C/min gekühlt. Auf diese Weise wird der beabsichtigte Sintermagnet erhalten. Hier ist die Temperatur TB auf Basis der Legierungszusammensetzung (p = 0,28, q = 0,025) etwa 659°C. Daher erfüllt eine Alterungsbehandlungstemperatur (805°C) den Bereich von [TB + 50(709°C) < T < TB + 150(809°C)]. Eine Zusammensetzung des Magneten wird durch ein ICP-Verfahren bestätigt. Der wie oben beschrieben erhaltene Sintermagnet wird der später beschriebenen Bewertung der Eigenschaften unterworfen.
Beispiele 2 bis 4
Sintermagneten werden jeweils gleichermaßen wie bei Beispiel 1 hergestellt, mit der Ausnahme, dass ein Legierungspulver, dessen Zusammensetzung in Tabelle 1 angegeben ist, verwendet wird. Die Alterungsbehandlungsbedingung ist die gleiche wie die bei Beispiel 1. Die Temperatur TB(°C) auf der Basis einer jeden Legierungszusammensetzung, [TB + 50(°C)] und [TB + 150(°C)] sind wie in Tabelle 2 angegeben. Der erhaltene Sintermagnet wird der unten beschriebenen Auswertung der Eigenschaften unterworfen.
Vergleichsbeispiel 1
Ein Sinterkörper wird unter Verwendung eines Legierungspulvers mit der gleichen Zusammensetzung wie bei Beispiel 1 unter der gleichen Bedingung wie bei Beispiel 1 hergestellt. Der Sinterkörper wird bei 705°C × 6 h als Alterungsbehandlung wärmebehandelt, danach wird der Sinterkörper langsam auf 600°C bei einer Kühlgeschwindigkeit von 2°C/min gekühlt. Weil eine Temperatur TB auf der Basis einer Legierungszusammensetzung etwa 659°C gleichermaßen wie bei Beispiel 1 ist, ist eine Alterungsbehandlungstemperatur T(705°C) außerhalb des Bereiches von [TB + 50(709°C) < T < TB + 150(809°C)].
Vergleichsbeispiel 2
Ein Sinterkörper wird unter Verwendung eines Legierungspulvers mit der gleichen Zusammensetzung wie bei Beispiel 1 unter der gleichen Bedingung wie bei Beispiel 1 hergestellt. Der Sinterkörper wird bei 870°C × 6 h als Alterungsbehandlung wärmebehandelt, danach wird der Sinterkörper langsam auf 600°C bei einer Kühlgeschwindigkeit von 2°C/min gekühlt. Weil die Temperatur TB auf der Basis einer Legierungszusammensetzung etwa 659°C gleichermaßen wie bei Beispiel 1 ist, ist die Alterungsbehandlungstemperatur T(870°C) außerhalb des Bereiches von [TB + 50(709°C) < T < TB + 150(809°C)].
Beispiel 5
Nachdem die jeweiligen Materialien für eine Zusammensetzung (Sm_0,9Nd_0,1)(Fe_0,34Zr_0,03Cu_0,05Co_0,58)_7,5 gewogen sind, werden die jeweiligen Materialien in einer Ar-Gasatmosphäre zur Bildung eines Legierungsbarrens bogengeschmolzen. Der Legierungsbarren wird in eine Quarzdüse gegeben und durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, das geschmolzene Metall wird in eine Kühlwalze, die bei einer peripheren Geschwindigkeit von 0,6 m/s rotiert, geneigt gegossen und kontinuierlich zur Bildung eines dünnen Bandes verfestigt. Das dünne Band wird grob gemahlen und weiterhin durch eine Strahlmühle feingemahlen, so dass ein Legierungspulver hergestellt wird. Das Legierungspulver wird in ein magnetisches Feld zur Bildung eines Presspulverkörpers gepresst, und der Presspulverkörper wird in einer Ar-Gasatmosphäre bei 1200°C 1 h gesintert und anschließend bei 1180°C 4 h wärmebehandelt. Die Wärmebehandlung nach dem Sintern wird für eine Lösungsbehandlung durchgeführt. Auf diese Weise wird ein Sinterkörper erhalten.
Dann wird der Sinterkörper nach der Lösungsbehandlung bei 860°C × 4 h als Alterungsbedingung wärmebehandelt, danach wird der Sinterkörper langsam auf 500°C bei einer Kühlgeschwindigkeit von 1,3°C/min gekühlt. Auf diese Weise wird der beabsichtigte Sintermagnet erhalten. Hier ist eine Temperatur TB auf der Basis der Legierungszusammensetzung (p = 0,34, q = 0,03) etwa 751°C. Daher erfüllt die Alterungsbehandlungstemperatur T(860°C) den Bereich von [TB + 50(801°C) < T < TB + 150(901°C)]. Eine Zusammensetzung des Magneten wird durch ein ICP-Verfahren bestätigt. Der wie oben beschrieben erhaltene Sintermagnet wird der Auswertung der unten beschriebenen Eigenschaft unterworfen.
Beispiele 6 bis 7
Sintermagneten werden jeweils ähnlich wie bei Beispiel 5 hergestellt, mit der Ausnahme, dass ein Legierungspulver, dessen Zusammensetzung in Tabelle 1 gezeigt ist, verwendet wird. Eine Alterungsbehandlungsbedingung ist die gleiche wie die bei Beispiel 5. Eine Temperatur TB(°C) auf der Basis einer jeden Legierungszusammensetzung, [TB + 50(°C)] und [TB + 150(°C)] sind wie in Tabelle 2 angegeben. Der wie oben beschrieben erhaltene Sintermagnet wird der später beschriebenen Auswertung der Eigenschaft unterworfen.
Vergleichsbeispiel 3
Ein Sinterkörper wird unter Verwendung des Legierungspulvers mit einer gleichen Zusammensetzung wie bei Beispiel 5 und unter gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 5 hergestellt. Der Sinterkörper wird bei 775°C × 4 h als Alterungsbehandlung wärmebehandelt, danach wird der Sinterkörper langsam auf 500°C bei einer Kühltemperatur von 1,3°C/min gekühlt. Weil die Temperatur TB auf der Basis einer Legierungszusammensetzung etwa 751°C gleichermaßen wie bei Beispiel 5 ist, ist die Alterungsbehandlungstemperatur T(775°C) außerhalb des Bereiches von [TB + 50(801°C) < T < TB + 150(901°C)].
Vergleichsbeispiel 4
Ein Sinterkörper wird unter Verwendung eines Legierungskörpers mit der gleichen Zusammensetzung wie bei Beispiel 5 unter der gleichen Bedingung wie bei Beispiel 5 hergestellt. Der Sinterkörper wird bei 925°C × 4 h als Alterungsbehandlung wärmebehandelt, danach wird der Sinterkörper langsam auf 500°C bei einer Kühlgeschwindigkeit von 1,3°C/min gekühlt. Weil die Temperatur TB auf der Basis der Legierungszusammensetzung etwa 751°C gleichermaßen wie bei Beispiel 1 ist, ist die Alterungsbehandlungstemperatur T(925°C) außerhalb des Bereiches von [Tb + 50(801°C) < T < TB + 150(901°C)].
Beispiel 8 bis 10

Sintermagneten werden gleichermaßen wie bei Beispiel 1 hergestellt, mit der Ausnahme, dass ein Legierungspulver, dessen Zusammensetzung in Tabelle 1 gezeigt ist, verwendet wird. Eine Alterungsbehandlungsbedingung ist die gleiche wie bei Beispiel 1. Hier sind die Temperatur TB(°C) auf der Basis einer jeden Legierungszusammensetzung, [TB + 50(°C)] und [TB + 150(°C)] wie in Tabelle 2 dargestellt. Der wie oben erhaltene Sintermagnet wird der später beschriebenen Auswertung der Eigenschaften unterworfen. Tabelle 1

	Magnetzusammensetzung (Atomverhältnis)
Beispiel 1	(Sm_0,85Nd_0,15)(Fe_0,28Zr_0,025Cu_0,05Co_0,645)_7,8
Beispiel 2	Sm(Fe_0,31(Ti_0,1Zr_0,9)_0,04Cu_0,06CO_0,59)_8,2
Beispiel 3	(Sm_0,95Pr_0,05)(Fe_0,3Zr_0,03Cu_0,07Co_0,60)_8,1
Beispiel 4	Sm(Fe_0,32Zr_0,035Cu_0,06Co_0,585)_7,9
Vgl. bsp. 1	(Sm_0,85Nd_0,15(Fe_0,28Zr_0,025Cu_0,05Co_0,645)_7,8
Vgl. bsp. 2	(Sm_0,85Nd_0,15)(Fe_0,28Zr_0,025Cu_0,05Co_0,645)_7,8
Beispiel 5	(Sm_0,9Nd_0,1)(Fe_0,34Zr_0,03Cu_0,05Co_0,58)_7,5
Beispiel 6	Sm(Fe_0,38(T_0,2Zr_0,8)_0,035Cu_0,06Co_0,525)_7,7
Beispiel 7	Sm(Fe_0,4(Ti_0,1Zr_0,9)_0,037Cu_0,055Co_0,508)_7,6
Vgl. bsp. 3	(Sm_0,9Nd_0,1(Fe_0,34Zr_0,03Cu_0,5Co_0,58)_7,5
Vgl. bsp. 4	(Sm_0,9Nd_0,1)(Fe_0,34Zr_0,03Cu_0,05Co_0,58)_7,5
Beispiel 8	(Sm_0,8Nd_0,2)(Fe_0,32Zr_0,028Cu_0,055Mn_0,02Co_0,577)_8,2
Beispiel 9	Sm(Fe_0,30Zr_0,03Cu_0,05Co_0,605Ga_0,015)_7,9
Beispiel 10	(Sm_0,75Pr_0,25)(Fe_0,29Zr_0,028Si_0,02Cu_0,06Co_0,602)_8,35

Tabelle 2

	Alterungsbehandlungsbedingung
	TB (°C)	TB + 50 (°C)	TB + 150 (°C)	Temperatur T (°C)	Zeit (h)
Bsp. 1	659	709	809	805	6
Bsp. 2	670	720	820	805	6
Bsp. 3	675	725	825	805	6
Bsp. 4	689	739	839	805	6
Vgl. bsp. 1	659	709	809	705	6
Vgl. bsp. 2	659	709	809	870	6
Bsp. 5	751	801	901	870	4
Bsp. 6	810	860	960	870	4
Bsp. 7	815	865	965	870	4
Vgl. bsp. 3	751	801	901	775	4
Vgl. bsp. 4	751	801	901	925	4
Bsp. 8	724	774	874	805	6
Bsp. 9	675	725	825	805	6
Bsp. 10	665	715	815	805	6

In Bezug auf die Sintermagneten der Beispiele 1 bis 10 und der Vergleichsbeispiele 1 bis 4 werden die Querschnitte, umfassend Kristall-c-Achsen von 2-17-Phasen, durch TEM beobachtet. Als Ergebnis wird bestätigt, dass jeder der Sintermagneten eine 2-Phasen-Struktur der 2-17-Phase (Korninnenphase) und der Cu-reichen Phase (Korngrenzphase) umfasst. Cu-Dichten der Korninnenphase und die Cu-reiche Phase werden gemessen und es wird bestätigt, dass ein Verhältnis der Cu-Dichte der Korngrenzphase in Bezug auf die Cu-Dichte der Korninnenphase gleich oder mehr das 1,2-fache und gleich oder weniger als das 5-fache bei jedem Sintermagneten sind. Dann wird eine Zusammensetzungszeilenanalyse eines TEM-Bildes auf der Basis des oben beschriebenen Verfahrens durchgeführt, und ein durchschnittliches Intervall d der Cu-reichen Phase wird von einem Zeilenanalysenergebnis erhalten. Eine Vergrößerung des TEM-Bildes ist das 100 k-fache und ein Intervall der Zeilenanalyse ist 50 nm. Weiterhin wird eine durchschnittliche Dicke t der Cu-reichen Phase von dem TEM-Bild auf der Basis des oben beschriebenen Verfahrens erhalten. Diese Ergebnisse sind in 3 dargestellt.

Dann wird eine magnetische Eigenschaft eines jeden Sintermagneten durch ein BH-Tracergerät bewertet und eine restliche Magnetisierung Mr und eine Magnetische Koerzitivkraft Hcj werden gemessen. Weiterhin werden H(klein) und H(groß) auf der Basis des oben beschriebenen Verfahrens von den Magnetkurven (Hauptschleife und Nebenschleife), erhalten durch den BH-Tracer, erhalten und ein Verhältnis H(klein)/H(groß) wird berechnet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt. Tabelle 3

	Durchschnittl. Intervall der Cu-reichen Phase [nm]	Durchschnittl. Dicket der Cu-reichen Phase [nm]	Magneteigenschaft
	Durchschnittl. Intervall der Cu-reichen Phase [nm]	Durchschnittl. Dicket der Cu-reichen Phase [nm]	Magnetische Koerzitivkraft Hcj [kA/m]	Restl. Magnetisierung MR [T]	H(klein)/H(groß)
Bsp. 1	122	14	380	1,18	0,66
Bsp. 2	140	10	370	1,19	0,75
Bsp. 3	130	8	370	1,18	0,89
Bsp. 4	145	7	340	1,20	0,82
Vgl. bsp. 1	108	6	550	1,15	0,96
Vgl. bsp 2	530	24	540	1,16	0,42
Bsp. 5	125	6	350	1,20	0,73
Bsp. 6	140	4	215	1,21	0,58
Bsp. 7	145	2	205	1,22	0,66
Vgl. bsp. 3	110	7	300	1,19	0,97
Vgl. bsp. 4	520	21	280	1,17	0,45
Bsp. 8	129	8	210	1,20	0,68
Bsp. 9	142	10	250	1,18	0,73
Bsp. 10	135	12	375	1,17	0,76

Wie aufgrund von Tabelle 3 ersichtlich ist, sind die durchschnittlichen Intervalle d der Cu-reichen Phasen in den Sintermagneten der Beispiele 1 bis 10 jeweils über 120 nm und weniger als 500 nm und die durchschnittlichen Dicken t der Cu-reichen Phasen sind gleich oder weniger als 20 nm. Als Ergebnis wird bestätigt, dass die Sintermagneten der Beispiele, deren magnetische Koerzitivkräfte 200 bis 400 kA/m sind und deren Verhältnis H(klein)/H(groß) weniger als 0,95 ist, Magneteigenschaften haben, die für variable Magneten geeignet sind. Im Gegensatz dazu wird bestätigt, dass die Permanentmagnete der Vergleichsbeispiele 1, 3, deren durchschnittliche Intervalle d der Cu-reichen Phase gleich oder weniger als 120 nm sind und deren Verhältnisse H(klein)/H(groß) gleich oder mehr als 0,95 sind, keine guten Magnetisierungen aufweisen. Weil die durchschnittlichen Intervalle d der Cu-reichen Phasen der Permanentmagnete der Vergleichsbeispiele 2, 4 gleich oder mehr als 500 nm sind, werden magnetische Koerzitivkräfte von gleich oder mehr als 500 kA/m aufgrund der Arbeit des magnetischen Koerzitivkraft-Mechanismus vom magnetischen Domänenwand-Pinningtyp entfaltet, und die magnetische Koerzitivkraft, die für den variablen Magneten geeignet ist, wurde nicht erhalten.
Während bestimmte Ausführungsbeispiele beschrieben worden sind, wurden diese nur als Beispiele dargestellt und sollen den Umfang dieser Erfindung nicht beschränken. Die hierin beschriebenen neuen Ausführungsbeispiele können in einer Vielzahl von anderen Formen dargestellt werden; weiterhin können verschiedene Weglassungen, Substitutionen und Änderungen in der Form der hierin beschriebenen Ausführungsbeispiele durchgeführt werden, ohne den Umfang dieser Erfindung zu verlassen. Die beigefügten Ansprüche und deren Äquivalente sollen solche Formen oder Modifizierungen abdecken, die innerhalb des Umfangs und Rahmens dieser Erfindung fallen.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

JP 2010-213423 [0001]
JP 2008-29148 A [0061]
JP 2008-43172 A [0061]

Claims

Permanentmagnet umfassend: eine Verbindung dargestellt durch die Formel: R(Fe_pM_qCu_r(Co_1-sA_s)_1-p-q-r)_z (1) worin R zumindest ein Element ist, ausgewählt aus Seltenerdelementen, M zumindest ein Element ist, ausgewählt aus Ti, Zr und Hf, A zumindest ein Element ist, ausgewählt aus Ni, V, Cr, Mn, Al, Si, Ga, Nb, Ta und W, p eine Zahl (Atomverhältnis) ist, die erfüllt: 0,05 ≤ p ≤ 0,6; q eine Zahl (Atomverhältnis) ist, die erfüllt: 0,005 ≤ q ≤ 0,1; r eine Zahl (Atomverhältnis) ist, die erfüllt: 0,01 ≤ r ≤ 0,15; s eine Zahl (Atomverhältnis) ist, die erfüllt: 0 ≤ s ≤ 0,2; z eine Zahl (Atomverhältnis) ist, die erfüllt: 4 ≤ z ≤ 9; und eine Struktur, die eine Th₂Zn₁₇-Kristallphase und eine kupferreiche Phase mit einer Kupferdichte im Bereich von dem 1,2- bis 5-fachen einer Kupferdichte in der Th₂Zn₁₇-Kristallphase umfasst, wobei ein durchschnittliches Intervall d zwischen den kupferreichen Phasen in einem Querschnitt, umfassend eine Kristall-C-Achse der Th₂Zn₁₇-Kristallphase, im Bereich von mehr als 120 nm und weniger als 500 nm ist.
Permanentmagnet nach Anspruch 1, worin die durchschnittliche Dicke der kupferreichen Phase in einem Bereich von 1 bis 20 nm liegt.
Permanentmagnet nach Anspruch 2, worin 50 Atom-% oder mehr des Elementes R Samarium ist.
Permanentmagnet nach Anspruch 3, worin 50 Atom-% oder mehr des Elements M Zirkonium ist.
Permanentmagnet nach Anspruch 4, worin eine magnetische Koerzitivkraft des Permanentmagneten im Bereich von 100 bis 500 kA/m ist.
Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagneten, umfassend: Herstellung eines Legierungspulvers mit einer Zusammensetzung mit der folgenden Formel: R(Fe_pM_qCu_r(Co_1-sA_s)_1-p-q-r)_z (1) worin R zumindest ein Element ist, ausgewählt aus Seltenerdelementen, M zumindest ein Element ist, ausgewählt aus Ti, Zr und Hf, A zumindest ein Element ist, ausgewählt aus Ni, V, Cr, Mn, Al, Si, Ga, Nb, Ta und W, p eine Zahl (Atomverhältnis) ist, die erfüllt: 0,05 ≤ p ≤ 0,6; q eine Zahl (Atomverhältnis) ist, die erfüllt: 0,005 ≤ q ≤ 0,1; r eine Zahl (Atomverhältnis) ist, die erfüllt: 0,01 ≤ r ≤ 0,15; s eine Zahl (Atomverhältnis) ist, die erfüllt: 0 ≤ s ≤ 0,2; z eine Zahl (Atomverhältnis) ist, die erfüllt: 4 ≤ z ≤ 9; und Pressformen des Legierungspulvers in einem Magnetfeld zur Bildung eines Presspulverkörpers, Sintern des Presspulverkörpers zur Bildung eines Sinterkörpers, Durchführen einer Lösungsbehandlung mit dem Sinterkörper; und Durchführen einer Alterungsbehandlung mit dem Sinterkörper nach der Lösungsbehandlung bei einer Temperatur T, die erfüllt Tb + 50 < T < Tb + 150, worin Tb eine Temperatur ist, dargestellt durch die Formel: 3500p – 5000q – (50)².
Herstellungsverfahren nach Anspruch 6, worin der Sinterkörper nach der Alterungsbehandlung eine Struktur umfasst, die eine Th₂Zn₁₇-Kristallphase und eine kupferreiche Phase mit einer Kupferdichte in einem Bereich von dem 1,2- bis 5-fachen einer Kupferdichte in der Th₂Zn₁₇-Kristallphase aufweist, worin ein durchschnittliches Intervall d zwischen den kupferreichen Phasen in einem Querschnitt, umfassend eine Kristall-c-Achse der Th₂Zn₁₇-Kristallphase, in einem Bereich von über 120 nm und weniger als 500 nm liegt.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 7, worin eine durchschnittliche Dicke der kupferreichen Phase in dem Sinterkörper nach der Alterungsbehandlung im Bereich von 1 bis 20 nm liegt.
Variabler Magnetflussmotor, umfassend den Permanentmagneten gemäß Anspruch 1.
Variabler Magnetflussgenerator, umfassend den Permanentmagneten gemäß Anspruch 1.