JP6039058B2 - 永久磁石、モータ、および発電機 - Google Patents
永久磁石、モータ、および発電機 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6039058B2 JP6039058B2 JP2015505364A JP2015505364A JP6039058B2 JP 6039058 B2 JP6039058 B2 JP 6039058B2 JP 2015505364 A JP2015505364 A JP 2015505364A JP 2015505364 A JP2015505364 A JP 2015505364A JP 6039058 B2 JP6039058 B2 JP 6039058B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- permanent magnet
- atomic
- hours
- cell
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/0433—Nickel- or cobalt-based alloys
- C22C1/0441—Alloys based on intermetallic compounds of the type rare earth - Co, Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
- C22C30/02—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent containing copper
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/0551—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/0555—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together
- H01F1/0557—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together sintered
-
- H—ELECTRICITY
- H02—GENERATION; CONVERSION OR DISTRIBUTION OF ELECTRIC POWER
- H02K—DYNAMO-ELECTRIC MACHINES
- H02K1/00—Details of the magnetic circuit
- H02K1/02—Details of the magnetic circuit characterised by the magnetic material
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
- B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
- B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
- B22F2009/041—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling by mechanical alloying, e.g. blending, milling
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
- B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
- B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
- B22F2009/043—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling by ball milling
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
- B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
- B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
- B22F2009/044—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling by jet milling
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
- B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
- B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
- B22F2009/048—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling by pulverising a quenched ribbon
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
- B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
- B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
- B22F9/06—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material
- B22F9/08—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F7/00—Magnets
- H01F7/02—Permanent magnets [PM]
- H01F7/0205—Magnetic circuits with PM in general
- H01F7/0226—PM with variable field strength
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Permanent Field Magnets Of Synchronous Machinery (AREA)
Description
実施形態の発明は、永久磁石、モータ、および発電機に関する。
高性能希土類磁石の例としてSm−Co系磁石、Nd−Fe−B系磁石などが知られている。これらの磁石では、FeやCoが飽和磁化の増大に寄与している。また、これらの磁石にはNdやSm等の希土類元素が含まれており、結晶場中における希土類元素の4f電子の挙動に由来して大きな磁気異方性をもたらす。これにより、大きな保磁力が得られ、高性能磁石が実現されている。
このような高性能磁石は、主としてモータ、スピーカ、計測器等の電気機器に使用されている。近年、各種電気機器の小型軽量化、低消費電力化の要求が高まり、これに対応するために永久磁石の最大磁気エネルギー積(BHmax)を向上させた、より高性能の永久磁石が求められている。また、近年、可変磁束型モータが提案され、モータの高効率化に寄与している。
Sm−Co系磁石は、キュリー温度が高いため、高温で良好なモータ特性を実現することが可能であるが、さらなる高保磁力化と高磁化、さらに角型比の改善が望まれている。Sm−Co系磁石の高磁化にはFeの高濃度化が有効であると考えられるが、従来の製法ではFeを高濃度化することにより角型比が低下する傾向にあった。このようなことから、高性能なモータ用の磁石を実現するためには高いFe濃度組成において磁化を改善しながらも良好な角型比の発現を可能とする技術が必要となる。
本発明で解決しようとするべき課題は、Sm−Co系磁石においてその金属組織を制御することにより、高性能な永久磁石を提供することである。
実施形態の永久磁石は、組成式:RpFeqMrCutCo100−p−q−r−t(式中、Rは希土類元素から選ばれる少なくとも1種の元素、MはZr、Ti、およびHfからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素、pは10.5≦p≦12.5原子%を満足する数、qは23≦q≦40原子%を満足する数、rは0.88≦r≦4.5原子%を満足する数、tは3.5≦t≦10.7原子%を満足する数である)で表される組成と、Th2Zn17型結晶相を有するセル相と、セル相よりもCu濃度が高いCuリッチ相とを含む金属組織とを具備する。セル相の平均径は、220nm以下であり、セル相の最小径から最大径までの数値範囲において、最大径から上位20%未満の数値範囲の径を有するセル相の個数割合は、全セル相の20%以下である。
以下、実施形態について、図面を参照して説明する。なお、図面は模式的なものであり、例えば厚さと平面寸法との関係、各層の厚さの比率等は現実のものとは異なる場合がある。また、実施形態において、実質的に同一の構成要素には同一の符号を付し説明を省略する。
(第1の実施形態)
本実施形態の永久磁石について以下に説明する。
本実施形態の永久磁石について以下に説明する。
<永久磁石の構成例>
本実施形態の永久磁石は、組成式:RpFeqMrCutCo100−p−q−r−t
(式中、Rは希土類元素から選ばれる少なくとも1種の元素、MはZr、Ti、およびHfからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素、pは10.5≦p≦12.5原子%を満足する数、qは23≦q≦40原子%を満足する数、rは0.88≦r≦4.5原子%を満足する数、tは3.5≦t≦10.7原子%を満足する数である)で表される組成を具備する。
本実施形態の永久磁石は、組成式:RpFeqMrCutCo100−p−q−r−t
(式中、Rは希土類元素から選ばれる少なくとも1種の元素、MはZr、Ti、およびHfからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素、pは10.5≦p≦12.5原子%を満足する数、qは23≦q≦40原子%を満足する数、rは0.88≦r≦4.5原子%を満足する数、tは3.5≦t≦10.7原子%を満足する数である)で表される組成を具備する。
上記組成式におけるRは、磁石材料に大きな磁気異方性をもたらすことができる元素である。R元素としては、例えばイットリウム(Y)を含む希土類元素から選ばれる1種または複数の元素などを用いることができ、例えばサマリウム(Sm)、セリウム(Ce)、ネオジム(Nd)、プラセオジム(Pr)等を用いることができ、特に、Smを用いることが好ましい。例えば、R元素としてSmを含む複数の元素を用いる場合、Sm濃度をR元素として適用可能な元素全体の50原子%以上とすることにより、磁石材料の性能、例えば保磁力を高めることができる。なお、Sm濃度をR元素として適用可能な元素全体の70原子%以上とするとさらに好ましい。
R元素として適用可能な元素の濃度を、例えば10.5原子%以上12.5原子%以下とすることにより保磁力を大きくすることができる。R元素として適用可能な元素の濃度が10.5原子%未満の場合、多量のα−Feが析出して保磁力が小さくなり、R元素として適用可能な元素の濃度が12.5原子%を超える場合、飽和磁化が低下する。R元素として適用可能な元素の濃度は、10.7原子%以上12.3原子%以下であることがより好ましく、さらに10.9原子%以上12.1原子%以下であることが好ましい。
上記組成式におけるMは、高いFe濃度の組成で大きな保磁力を発現させることができる元素である。M元素としては、例えばチタン(Ti)、ジルコニウム(Zr)、およびハフニウム(Hf)からなる群より選ばれる1種または複数の元素が用いられる。M元素の含有量rが4.5原子%を超えると、M元素を過剰に含有する異相が生成しやすくなり、保磁力、磁化ともに低下しやすくなる。また、M元素の含有量rが0.88原子%未満であるとFe濃度を高める効果が小さくなりやすい。つまり、M元素の含有量rは、0.88原子%以上4.5原子%以下であることが好ましい。元素Mの含有量rは、1.14原子%以上3.58原子%以下であることがより好ましく、さらに1.49原子%よりも大きく2.24原子%以下であることが好ましい。
M元素は、少なくともZrを含むことが好ましい。特に、M元素の50原子%以上をZrとすることによって、永久磁石の保磁力を高めることができる。一方、M元素の中でHfはとりわけ高価であるため、Hfを使用する場合においても、その使用量は少ないことが好ましい。例えば、Hfの含有量は、M元素の20原子%未満であることが好ましい。
Cuは、磁石材料において高い保磁力を発現させることができる元素である。Cuの含有量は、3.5原子%以上10.7原子%以下であることが好ましい。これよりも多量に配合すると磁化の低下が著しく、またこれよりも少量であると高い保磁力と良好な角型比を得ることが困難となる。Cuの含有量tは、3.9原子%以上9.0原子%以下であることがより好ましく、さらに4.3原子%以上5.8原子%以下であることがより好ましい。
Feは、主として磁石材料の磁化を担う元素である。Feを多量に配合することにより磁石材料の飽和磁化を高めることができるが、過剰に配合するとα−Feの析出や相分離により所望の結晶相が得られにくくなり、保磁力を低下させるおそれがある。よって、Feの含有量qは、23原子%以上40原子%以下であることが好ましい。Feの含有量qは、26原子%以上36原子%以下であることがより好ましく、さらに29原子%以上34原子%以下であることが好ましい。
Coは、磁石材料の磁化を担うとともに高い保磁力を発現させることができる元素である。また、Coを多く配合すると高いキュリー温度が得られ、磁石特性の熱安定性を高める働きも有している。Coの配合量が少ないとこれらの効果が小さくなる。しかしながら、Coを過剰に添加すると、相対的にFeの割合が減り、磁化の低下を招くおそれがある。また、Coの20原子%以下をNi、V、Cr、Mn、Al、Si、Ga、Nb、Ta、Wからなる群より選ばれる1種または複数の元素で置換することにより磁石特性、例えば保磁力を高めることができる。しかしながら、過剰の置換により磁化の低下を招くおそれがあるため、置換量はCoの20原子%以下であることが好ましい。
本実施形態の永久磁石は、六方晶系のTh2Zn17型結晶相(2−17型結晶相)とCuリッチ相とを含む金属組織を具備する。一般的にSm−Co系磁石は、Th2Zn17型結晶相(2−17型結晶相)を有するセル相と、六方晶系のCaCu5型結晶相(1−5型結晶相)を有するセル壁相と、を含む2次元の金属組織を具備する。例えば、セル壁相は、上記Cuリッチ相の一つであり、本実施形態の永久磁石は、Cuリッチ相によりセル相が区切られた構造を有する。上記構造をセル構造ともいう。Th2Zn17型結晶相のc軸は磁化容易軸であるTbCu7型結晶相におけるc軸と平行である。すなわち、Th2Zn17型結晶相のc軸は磁化容易軸と平行に存在している。なお、平行とは、平行方向から±10度以内の状態(略平行)を含んでいてもよい。
Cuリッチ相は、Cu濃度が高い相である。Cuリッチ相のCu濃度は、Th2Zn17型結晶相のCu濃度よりも高い。例えば、Cuリッチ相のCu濃度は、Th2Zn17型結晶相のCu濃度の1.2倍以上であることが好ましい。Cuリッチ相は、例えばTh2Zn17型結晶相におけるc軸を含む断面において、線状または板状に存在する。Cuリッチ相の構造としては、特に限定されないが、例えば六方晶系のCaCu5型結晶相(1−5型結晶相)などが挙げられる。また、本実施形態の永久磁石は、相の異なる複数のCuリッチ相を有していてもよい。
Cuリッチ相の磁壁エネルギーは、Th2Zn17型結晶相の磁壁エネルギーよりも高く、この磁壁エネルギーの差が磁壁移動の障壁となる。つまり、Cuリッチ相がピニングサイトとして機能することにより、複数のセル相間での磁壁移動を抑制することができる。これを磁壁ピニング効果ともいう。
23原子%以上のFeを含むSm−Co系磁石において、Cuリッチ相のCu濃度は、30原子%以上であることが好ましい。より好ましいCu濃度は35原子%以上、さらに好ましくは40原子%以上、さらに好ましくは45原子%以上である。Cuリッチ相のCu濃度を高めることにより保磁力や角型比を高くすることができる。Fe濃度が高い領域においてはCuリッチ相のCu濃度にばらつきが発生しやすくなり、例えば磁壁ピニング効果が大きいCuリッチ相と磁壁ピニング効果が小さいCuリッチ相とが生じ、保磁力および角型比が低下する。
ピニングサイトを外れた磁壁が移動すると、移動した分だけ磁化が反転してしまうため、磁化が低下する。外磁場を印加した際に、ある一定の磁場で一斉に磁壁がピニングサイトを外れれば、磁場の印加により磁化が低下しにくくなり、良好な角型比が得られる。換言すると、磁場を印加した際に保磁力よりも低い磁場でピニングサイトを外れ、磁壁が移動してしまうと、移動した分だけ磁化が減少し、角型比の悪化につながると考えられる。角型比の悪化を抑制するためには、金属組織における磁化反転する領域を少なくすることが重要であると考えられる。
本実施形態の永久磁石は、Cuリッチ相によりセル相を分断することにより、セル相を単磁区にしたものである。単磁区のセル相では、磁壁が存在せず、磁化の回転のみで磁化が変化する。単磁区のセル相の割合を増やすことにより、磁壁の移動による磁化反転を抑制することができるため、磁化の低下が抑制され角型比を良好にすることができる。例えば、Cuリッチ相によりセル相を分断していき、金属組織におけるセル相の径が小さくなると、磁壁の生成エネルギーが高くなり、単磁区になりやすい。セル相を単磁区にするためには、例えばセル相の径を220nm以下にすることが好ましい。これはセル相の平均径が300〜400nm程度である従来の永久磁石よりもはるかに小さい値である。セル相の径は、Cuリッチ相以外にも例えば金属組織におけるFe濃度に依存すると考えられる。Fe濃度が高くなると、磁気異方性定数が低下するため、セル相の径が小さくなる傾向がある。
本実施形態において、Th2Zn17型結晶相やCuリッチ相などの金属組織は、例えば以下のように認定される。まず、透過型電子顕微鏡(Transmission Electron Microscope:TEM)によるサンプルの観察を行う。上記観察に用いるサンプルは、時効処理後のサンプルである。この際、サンプルは未着磁品であることが好ましい。
セル相やCuリッチ相の各元素の濃度は、例えばTEMを利用したエネルギー分散型X線分光法(TEM−Energy Dispersive X−ray Spectroscopy:TEM−EDX)を用いて測定することができる。TEM−EDXにより各元素の濃度を測定する際、サンプルの表面の1mm以上内部から測定用の試料を切り出す。また、磁化容易軸(c軸)に垂直な面に対し、200k倍の観察倍率で観察する。このようにして得られるCuマッピング像の一例を図1に示す。図1において相対的に白い網目状の領域がCuリッチ相に相当する。この白い網目状領域に囲まれた領域がTh2Zn17型結晶相(セル相)である。セル相を取り囲むようにCuリッチ相を形成することにより磁壁移動の抑制効果をさらに高めることができる。なお、垂直とは、垂直方向から±10度以内の状態(略垂直)も含んでいてもよい。
セル相の径は次のように求められる。TEM−EDXのマッピング像において、任意のセル相を選択し、選択したセル相に対し、両端がCuリッチ相に接する最も長い直線Aを引く。次に、この直線Aの中点において、直線Aに垂直であり、かつ両端がCuリッチ相に接する直線Bを引く。この直線Aと直線Bの長さの平均をセル相の径とする。上記手順で30個の任意のセル相の径(Dcell1ないしDcell30)を測定し、Dcell1からDcell30の平均値(Dcellave)を求める。一つのサンプルに対して5視野で上記Dcellaveを算出し、各Dcellave値の平均をセル相の径(Dcell)と定義する。
本実施形態の永久磁石では、セル相の最小径から最大径までの数値範囲において、最大径から上位20%未満の数値範囲の径を有するセル相の個数割合が全セル相の20%以下である。相対的に大きい径を有するセル相の割合を少なくすることにより、良好な角型比を得ることができる。
セル相の径の分布については、次のように求めることができる。任意の視野において測定したセル相の最小径(Dcellmin)からセル相の最大径(Dcellmax)までの数値範囲を均等に10の数値範囲に分割する。次に、分割したそれぞれの数値範囲の径を有するセル相の個数を計数する。計数した各数値範囲のセル相のうち、最小径を0%とし、最大径を100%としたときに80%よりも大きく90%以下の数値範囲(最大径から上位10%から20%未満の数値範囲)の径であるセル相の個数と、90%よりも大きく100%以下の数値範囲(最大径から上位10%未満の数値範囲)の径であるセル相の個数と、の和を最大径から上位20%未満の数値範囲の径であるセル相の個数Nmax20とする。Nmax20が大きいことはセル相の径の分布が広がっていること、つまりセル相の径がばらついていることを意味する。本実施形態の永久磁石では、Nmax20を20未満、換言すると、セル相の最小径から最大径までの数値範囲において、最大径から上位20%未満(最小径を0%、最大径を100%としたとき、80%よりも大きく100%以下)の数値範囲の径を有するセル相の個数割合を全セル相(計数したセル相)の20%以下にすることができる。
なお、各相の元素の濃度測定には、三次元アトムプローブ(3−Dimension Atom Probe:3DAP)を用いてもよい。3DAPを用いた分析法とは、電圧を印加することにより観察試料を電界蒸発させ、電界蒸発されたイオンを二次元検出器により検出することにより原子配列を特定する分析法である。二次元検出器に到達するまでの飛行時間からイオン種が同定され、個々に検出されたイオンを深さ方向に連続的に検出し、検出された順番にイオンを並べる(再構築する)ことにより、三次元の原子分布が得られる。TEM−EDXの濃度測定と比べて、セル相内の各元素濃度をより正確に測定することができる。
3DAPによる各相内の元素濃度の測定は、以下に示す手順にしたがって実施する。まず、試料をダイシングにより薄片化し、そこから収束イオンビーム(Focused Ion Beam:FIB)にてピックアップ・アトムプローブ(AP)用針状試料を作製する。
3DAPによる測定は、焼結体の内部に対して行う。焼結体内部の測定とは、以下の通りである。まず、最大の面積を有する面における最長の辺の中央部において、辺に垂直(曲線の場合は中央部の接線と垂直)に切断した断面の表面部と内部とで組成を測定する。測定箇所は、上記断面において各辺の1/2の位置を始点として、辺に対し垂直に内側に向けて端部まで引いた第1の基準線と、各角部の中央を始点として角部の内角の角度の1/2の位置で内側に向けて端部まで引いた第2の基準線とを設け、これら第1の基準線および第2の基準線の始点から基準線の長さの1%の位置を表面部、40%の位置を内部と定義する。なお、角部が面取り等で曲率を有する場合、隣り合う辺を延長した交点を辺の端部(角部の中央)とする。この場合、測定箇所は交点からではなく、基準線と接した部分からの位置とする。
測定箇所を以上のようにすることによって、例えば断面が四角形の場合、基準線は第1の基準線および第2の基準線でそれぞれ4本の合計8本となり、測定箇所は表面部および内部でそれぞれ8箇所となる。本実施形態において、表面部および内部でそれぞれ8箇所全てが上記した組成範囲内であることが好ましいが、少なくとも表面部および内部でそれぞれ4箇所以上が上記した組成範囲内となればよい。この場合、1本の基準線での表面部および内部の関係を規定するものではない。このように規定される焼結体内部の観察面を研磨して平滑にした後に観察を行う。例えば、濃度測定におけるTEM−EDXの観察箇所は、セル相内およびCuリッチ相内の任意の20点とし、これら各点での測定値から最大値と最小値を除いた測定値の平均値を求め、この平均値を各元素の濃度とする。3DAPの測定もこれに準ずる。
上述した3DAPを用いたCuリッチ相内の濃度の測定結果において、Cuリッチ相におけるCuの濃度プロファイルは、よりシャープであることが好ましい。具体的には、Cuの濃度プロファイルの半値幅(FWHM:Full Width at Half Maximum)が5nm以下であることが好ましく、このような場合により高い保磁力を得ることができる。これはCuリッチ相内のCuの分布がシャープな場合、セル相とCuリッチ相との間の磁壁エネルギー差が急激に生じ、磁壁がよりピニングされやすくなるためである。
Cuリッチ相におけるCuの濃度プロファイルの半値幅(FWHM)は、以下のようにして求められる。上述した方法に基づいて3DAPのCuプロファイルからCu濃度が最も高い値(PCu)を求め、この値の半分の値(PCu/2)となるところのピークの幅、すなわち半値幅(FWHM)を求める。このような測定を10個のピークに対して行い、それらの値の平均値をCuプロファイルの半値幅(FWHM)と定義する。Cuプロファイルの半値幅(FWHM)が3nm以下である場合に、さらに保磁力を高める効果が向上し、2nm以下の場合により一層優れた保磁力の向上効果を得ることができる。
角型比は、以下のように定義される。まず、直流B−Hトレーサーにより室温における直流磁化特性を測定する。次に、測定結果から得られたB−H曲線より磁石の基本特性である残留磁化Mrと保磁力iHCおよび最大エネルギー積(BH)maxを求める。このとき、Mrを用いて理論最大値(BH)maxが下記式(1)により求められる。
(BH)max(理論値)=Mr 2/4μ0・・・(1)
角型比は、測定で得られる(BH)maxと(BH)max(理論値)の比により評価され、下記式(2)により求められる。
(BH)max(実測値)/(BH)max(理論値)×100・・・(2)
(BH)max(理論値)=Mr 2/4μ0・・・(1)
角型比は、測定で得られる(BH)maxと(BH)max(理論値)の比により評価され、下記式(2)により求められる。
(BH)max(実測値)/(BH)max(理論値)×100・・・(2)
本実施形態の永久磁石は、例えばボンド磁石としても用いられる。例えば、特開2008−29148号公報または特開2008−43172号公報に開示されているような可変磁束ドライブシステムにおける可変磁石に本実施形態の磁石材料を用いることにより、システムの高効率化、小型化、低コスト化が可能となる。本実施形態の永久磁石を可変磁石として用いるためには時効処理条件を変更し、例えば保磁力を100kA/M以上350kA/M以下に収める必要がある。
<永久磁石の製造方法>
次に、永久磁石の製造方法例について説明する。まず、永久磁石の合成に必要な所定の元素を含む合金粉末を調製する。例えば、ストリップキャスト法などでフレーク状の合金薄帯を作製し、その後合金薄帯を粉砕することにより合金粉末を調製することができる。
次に、永久磁石の製造方法例について説明する。まず、永久磁石の合成に必要な所定の元素を含む合金粉末を調製する。例えば、ストリップキャスト法などでフレーク状の合金薄帯を作製し、その後合金薄帯を粉砕することにより合金粉末を調製することができる。
ストリップキャスト法を用いた合金薄帯の作製では、周速0.1m/秒以上20m/秒以下で回転する冷却ロールに合金溶湯を傾注することにより、厚さ1mm以下に連続的に凝固させた薄帯を作製することができる。周速が0.1m/秒未満の場合、薄帯において組成のばらつきが生じやすい。また、周速が20m/秒を超える場合、結晶粒が微細化しすぎてしまう等、磁気特性が低下する場合がある。冷却ロールの周速は0.3m/秒以上15m/秒以下、さらに好ましくは0.5m/秒以上12m/秒以下である。また、アーク溶解や高周波溶解後に鋳造する等により得られた合金インゴットを粉砕することにより合金粉末を調製することもできる。また、メカニカルアロイング法、メカニカルグラインディング法、ガスアトマイズ法、還元拡散法などを用いて合金粉末を調製してもよい。
さらに、上記合金粉末または粉砕前の合金の材料に対して熱処理を施すことにより該材料を均質化することが可能である。例えば、ジェットミル、ボールミルなどを用いて材料を粉砕することができる。なお、不活性ガス雰囲気もしくは有機溶媒中で材料を粉砕することにより粉末の酸化を防止することができる。
粉砕後の粉末において、平均粒径が2μm以上5μm以下であり、かつ粒径が2μm以上10μm以下の粉末の割合が粉末全体の80%以上であると配向度が高くなり、また、保磁力が大きくなる。これを実現するためにはジェットミルによる粉砕が好ましい。
例えば、ボールミルで粉砕する場合、粉末の平均粒径が2μm以上5μm以下であったとしても、粒径がサブミクロンレベルの微粉末が多量に含まれる。この微粉末が凝集するとプレス時の磁場配向中に磁化容易軸方向にTbCu7相における結晶のc軸が揃いにくくなり、配向度が悪くなりやすい。また、このような微粉末は、焼結体中の酸化物の量を増大させ、保磁力を低下させるおそれがある。特に、Fe濃度が23原子%以上の場合、粉砕後の粉末において、10μm以上の粒径の粉末の割合が粉末全体の10%以下であることが望ましい。Fe濃度が23原子%以上の場合、原材料となるインゴット中における異相の量が増大する。この異相では、粉末の量が増大するだけでなく、粒径も大きくなる傾向にあり、粒径が20μm以上になることがある。
このようなインゴットを粉砕した際に例えば15μm以上の粒径の粉末がそのまま異相の粉末となることがある。このような異相粗粉末を含んだ粉砕粉を磁場中でプレスし、焼結体とすると、異相が残存し、保磁力の低下、磁化の低下、角型性の低下等を引き起こす。角型性が低下すると着磁が難しくなる。特に、ロータなどへのアセンブリ後の着磁が困難となる。このように、10μm以上の粒径の粉末を全体の10%以下とすることにより23原子%以上のFeを含む高いFe濃度組成において角型比の低下を抑制しつつ保磁力を大きくすることができる。
次に、電磁石の中に設置した金型内に合金粉末を充填し、磁場を印加しながら加圧成形することにより結晶軸を配向させた圧粉体を製造する。さらに、この圧粉体に対し焼結を行う。焼結では、例えば1100℃以上1210℃以下の温度で、1時間以上15時間以下保持することにより熱処理を行う。これにより緻密な焼結体が得られる。
例えば、焼結時の保持温度が1100℃未満の場合、生成される焼結体の密度が低くなりやすい。また、1210℃よりも高い場合、粉末中のSmが過剰に蒸発する等で磁気特性が低下する場合がある。より好ましい焼結時の保持温度は1150℃以上1205℃以下であり、さらに好ましくは1165℃以上1195℃以下である。一方、焼結時の保持時間が1時間未満の場合、密度が不均一になりやすいため磁化が低下しやすく、さらに、焼結体の結晶粒径が小さくなり、かつ結晶粒界比率が高くなることにより、磁化が低下しやすい。また、焼結時の保持時間が15時間を越えると粉末中のR元素の蒸発が過剰となり、磁気特性が低下するおそれがある。より好ましい焼結時の保持時間は2時間以上13時間以下であり、さらに好ましくは4時間以上10時間以下である。
なお、真空中またはアルゴンガス中で焼結を行うことにより酸化を抑制することができる。また、保持温度近くになるまで真空を維持し、その後Ar雰囲気に切り替え、等温保持することにより焼結体密度を向上させることができる。
次に、得られた焼結体に対して、溶体化処理を行うことにより結晶組織を制御する。溶体化処理では、例えば1100℃以上1190℃以下の温度で、3時間以上28時間以下保持することにより熱処理を行う。これにより、相分離組織の前駆体であるTbCu7型結晶相を得やすい。
保持温度が1100℃未満の場合および1190℃を超える場合、溶体化処理後の試料中に存在するTbCu7型結晶相の割合が小さく、磁気特性が低下するおそれがある。保持温度は、好ましくは1110℃以上1180℃以下、さらに好ましくは1120℃以上1170℃以下である。
また、保持時間が3時間未満の場合、構成相が不均一になりやすく、保磁力が低下しやすくなり、焼結体の結晶粒径が小さくなりやすく、結晶粒界比率が高くなり磁化が低下しやすい。また、保持温度が28時間を超える場合、焼結体中のR元素が蒸発する等で磁気特性が低下するおそれがある。保持時間は、好ましくは4時間以上24時間以下であり、さらに好ましくは10時間以上18時間以下である。
なお、真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で溶体化処理を行うことにより粉末の酸化を抑制することができる。また、焼結と連続して溶体化処理を行ってもよい。
さらに、等温保持後に急冷を行う。急冷を行うことにより、室温であってもTbCu7型結晶相を維持させることができる。急冷速度を170℃/分以上とすることによりTbCu7型結晶相が安定化させることができ保磁力が発現しやすくなる。例えば、冷却速度が170℃/分未満の場合、冷却中にCe2Ni7型結晶相(2−7型結晶相)が生成されやすくなる。2−7型結晶相の存在により磁化が低下する場合があり、また、保磁力も低下する場合がある。2−7型結晶相はCuが濃化されていることが多く、これにより主相中のCu濃度が低下し、時効処理による相分離が起きにくくなるためである。特に、Fe濃度を23原子%以上含む組成では冷却速度が重要となりやすい。
次に、急冷後の焼結体に時効処理を行う。時効処理とは、金属組織を制御して磁石の保磁力を高める処理であり、磁石の金属組織を、Th2Zn17型結晶相やCuリッチ相等の複数の相に相分離させることを目的としている。
図2は、時効処理の例を説明するための図であり、横軸が時間を表し、縦軸が温度を表す。時効処理では、ステップS1として760℃以上830℃以下の温度まで昇温させた後、その到達温度でステップS2として25時間以上60時間以下保持する。次に、ステップS3として0.2℃/分以上0.8℃/分以下の冷却速度で450℃以上650℃以下の温度まで徐冷した後、その到達温度でステップS4として4時間以上24時間以下保持する。その後、ステップS5として0.2℃/分以上0.8℃/分の冷却速度で350℃以上430℃以下まで冷却した後、その到達温度でステップS6として0.5時間以上8時間未満保持することにより熱処理を行う。その後、ステップS7として室温まで冷却する。以上により焼結体磁石を得ることができる。
ステップS2において、保持温度が830℃よりも高い場合、仮にステップS3において徐冷してもNmax20が大きくなり、十分な角型比を得ることが困難である。また、保持温度が760℃未満の場合、セル状組織が十分に得られず、保磁力の発現が困難となる。ステップS2における保持温度は、例えば780℃以上820℃以下であることがより好ましい。また、ステップS2において、保持時間が25時間未満の場合、相分離組織が不十分となり、保磁力の発現が困難となる。また、保持時間が60時間よりも長い場合、Cuリッチ相が過剰に厚くなり、角型比が劣化する可能性がある。ステップS2における保持時間は、例えば25時間以上40時間以下であることがより好ましい。
ステップS4において、保持温度が650℃よりも高い場合、CaCu5型結晶相の生成間隔が広がり、セル相の径が小さくなりにくい。また、保持温度が450℃未満の場合、低温異相、例えばCe2Ni7型結晶相(2−7型結晶相)が生成してしまう。Ce2Ni7型結晶相は、Cu濃度が高く、十分な相分離組織が得られにくく、保磁力、磁化、角型比全てにおいて悪影響を及ぼすことが考えられる。ステップS4における保持温度は、例えば500℃以上600℃以下であることがより好ましい。
また、徐冷後のステップS4において、保持時間が4時間未満の場合、セル相の生成が不十分となる。また、保持時間が24時間以上の場合、Cuリッチ相の体積分率が過剰となり、磁化が低下してしまう恐れがある。ステップS4における保持時間は、例えば6時間以上16時間以下であることがより好ましく、さらに8時間以上12時間以下であることが好ましい。徐冷後に上記条件で保持を行うことにより、Cu元素とFe元素およびCo元素との相互拡散が進み、Cuリッチ相が生成されやすくなる。これにより、粗大なセル相を分断するようにCuリッチ相が形成されるため、セル相の径を小さくし、セル相を単磁区にすることができる。また、時効処理により、永久磁石の結晶粒界にもCuリッチ相が形成されやすくなる。これにより、金属組織において結合力が高まるため、永久磁石の機械強度を高めることができる。
ステップS5として、350℃未満まで冷却する場合、上述したような低温異相が生成され易い。また、430℃を超える温度まで冷却する場合、Cuリッチ相でのCu濃度が十分に高くならず、十分な保磁力が得られないことがある。また、上記冷却後の保持時間が8時間を超える場合、低温異相が生成し、十分な磁気特性が得られない可能性がある。
ステップS5における冷却速度をステップS3における冷却速度よりも遅くすることにより、角型比の改善効果を高めることができる。また、ステップS5における冷却速度を0.2℃/分以上0.8℃/分以下とすることにより、Cuリッチ相のCu濃度を高めることができる。なお、本実施形態の永久磁石の製造方法では、保持期間を設けることにより2段階で徐冷を行っているが、複数の温度で保持期間を設け、3段階以上で徐冷を行ってもよい。また、上記ステップS1ないしステップS7における時効処理の前に熱処理を行ってもよい。これにより、さらにCuリッチ相が生成されやすくなる。以上により永久磁石を製造することができる。
(第2の実施形態)
第1の実施形態の永久磁石は、各種モータや発電機に使用することができる。また、可変磁束モータや可変磁束発電機の固定磁石や可変磁石として使用することも可能である。第1の実施形態の永久磁石を用いることによって、各種のモータや発電機が構成される。第1の実施形態の永久磁石を可変磁束モータに適用する場合、可変磁束モータの構成やドライブシステムには、特開2008−29148号公報や特開2008−43172号公報に開示されている技術を適用することができる。
第1の実施形態の永久磁石は、各種モータや発電機に使用することができる。また、可変磁束モータや可変磁束発電機の固定磁石や可変磁石として使用することも可能である。第1の実施形態の永久磁石を用いることによって、各種のモータや発電機が構成される。第1の実施形態の永久磁石を可変磁束モータに適用する場合、可変磁束モータの構成やドライブシステムには、特開2008−29148号公報や特開2008−43172号公報に開示されている技術を適用することができる。
次に、本実施形態のモータと発電機について、図面を参照して説明する。図3は本実施形態における永久磁石モータを示す図である。図3に示す永久磁石モータ1では、ステータ(固定子)2内にロータ(回転子)3が配置されている。ロータ3の鉄心4中には、第1の実施形態の永久磁石である永久磁石5が配置されている。第1の実施形態の永久磁石を用いることにより、各永久磁石の特性等に基づいて、永久磁石モータ1の高効率化、小型化、低コスト化等を図ることができる。
図4は本実施形態による可変磁束モータを示す図である。図4に示す可変磁束モータ11において、ステータ(固定子)12内にはロータ(回転子)13が配置されている。ロータ13の鉄心14中には、第1の実施形態の永久磁石が固定磁石15および可変磁石16として配置されている。可変磁石16の磁束密度(磁束量)は可変することが可能とされている。可変磁石16はその磁化方向がQ軸方向と直交するため、Q軸電流の影響を受けず、D軸電流により磁化することができる。ロータ13には磁化巻線(図示せず)が設けられている。この磁化巻線に磁化回路から電流を流すことによって、その磁界が直接に可変磁石16に作用する構造となっている。
第1の実施形態の永久磁石によれば、固定磁石15に好適な保磁力を得ることができる。第1の実施形態の永久磁石を可変磁石16に適用する場合には、前述した製造方法の各種条件(時効処理条件等)を変更することによって、例えば保磁力を100kA/m以上500kA/m以下の範囲に制御すればよい。なお、図4に示す可変磁束モータ11においては、固定磁石15および可変磁石16のいずれにも第1の実施形態の永久磁石を用いることができるが、いずれか一方の磁石に第1の実施形態の永久磁石を用いてもよい。可変磁束モータ11は、大きなトルクを小さい装置サイズで出力可能であるため、モータの高出力・小型化が求められるハイブリッド車や電気自動車等のモータに好適である。
図5は本実施形態による発電機を示している。図5に示す発電機21は、本実施形態の永久磁石を用いたステータ(固定子)22を備えている。ステータ(固定子)22の内側に配置されたロータ(回転子)23は、発電機21の一端に設けられたタービン24とシャフト25を介して接続されている。タービン24は、例えば外部から供給される流体により回転する。なお、流体により回転するタービン24に代えて、自動車の回生エネルギー等の動的な回転を伝達することによって、シャフト25を回転させることも可能である。ステータ22とロータ23には、各種公知の構成を採用することができる。
シャフト25はロータ23に対してタービン24とは反対側に配置された整流子(図示せず)と接触しており、ロータ23の回転により発生した起電力が発電機21の出力として相分離母線および主変圧器(図示せず)を介して、系統電圧に昇圧されて送電される。発電機21は、通常の発電機および可変磁束発電機のいずれであってもよい。なお、ロータ23にはタービン2からの静電気や発電に伴う軸電流による帯電が発生する。このため、発電機21はロータ23の帯電を放電させるためのブラシ26を備えている。
以上のように、第1の実施形態の永久磁石を発電機に適用することにより、高効率化、小型化、低コスト化等の効果が得られる。
なお、本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施し得るものであり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれると共に、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。
本実施例では、永久磁石の具体例について説明する。
(実施例1、実施例2)
永久磁石に用いられる各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Arガス雰囲気でアーク溶解して合金インゴットを作製した。上記合金インゴットを1180℃で12時間保持して熱処理を行った後、合金インゴットに対して粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。得られた合金粉末を磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。
永久磁石に用いられる各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Arガス雰囲気でアーク溶解して合金インゴットを作製した。上記合金インゴットを1180℃で12時間保持して熱処理を行った後、合金インゴットに対して粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。得られた合金粉末を磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。
次に、合金粉末の圧縮成形体を焼結炉チャンバ内に配置し、チャンバ内を真空状態にした後に1170℃まで昇温させ到達温度で20分間保持し、その後にArガスを導入し、Ar雰囲気中で1200℃まで昇温させ、到達温度で6時間保持して焼結を行った。次に、焼結体を1165℃で12時間保持して溶体化処理を行い、その後冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を170℃/分とした。
次に、溶体化処理後の焼結体を、720℃で2時間保持した後に300℃まで1.5℃/分の冷却速度で徐冷を行った。さらに、表2に示すように、図2のステップS1として830℃まで昇温し、ステップS2として830℃で30時間保持した。その後ステップS3として0.9℃/分の冷却速度で600℃まで徐冷し、到達温度でステップS4として8時間保持した。その後、ステップS5として0.9℃/分の冷却速度で400℃まで徐冷し、到達温度でステップS6として1時間保持した。その後、ステップS7として室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
また、誘導結合発光プラズマ(Inductively Coupled Plasma:ICP)法により磁石の組成分析を実施した。なお、ICP法による組成分析を以下の手順により行った。まず、記述の測定箇所から採取した試料を乳鉢で粉砕し、粉砕した試料を一定量はかり取り、石英製ビーカに入れた。さらに、ビーカに混酸(硝酸と塩酸を含む酸)を入れ、ホットプレート上で140℃程度に加熱し、ビーカ中の試料を完全に溶解させた。さらに放冷した後、PFA製メスフラスコに移して定容し、試料溶液とした。
さらに、ICP発光分光分析装置を用いて検量線法により上記試料溶液の含有成分の定量を行った。ICP発光分光分析装置としては、エスアイアイ・ナノテクノロジー製、SPS4000を用いた。得られた磁石の組成は表1に示す通りである。また、上記磁石のセル相の径、Nmax20、Cuリッチ相のCu濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を測定した。その結果を表3に示す。なお、測定装置として、日立ハイテク製HD2300を使用した。
(実施例3、実施例4、実施例5)
各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Arガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に1190℃、4時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに上記合金粉末を磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。
各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Arガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に1190℃、4時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに上記合金粉末を磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。
次に、合金粉末の圧縮成形体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度8.5×10−3Paの真空状態にした後に1160℃まで昇温させ、到達温度で30分間保持した後、チャンバ内にArガスを導入した。Ar雰囲気中としたチャンバ内の温度を1195℃まで昇温し、到達温度で5時間保持して焼結を行った。次に、焼結体を1120℃で16時間保持して溶体化処理を行い、その後冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を180℃/分とした。
次に、溶体化処理後の焼結体を、700℃で4時間保持した後に400℃まで1℃/分の冷却速度で徐冷を行った。さらに、表2に示すように、図2のステップS1として800℃まで昇温し、ステップS2として800℃で55時間保持した。その後ステップS3として0.9℃/分の冷却速度で450℃まで徐冷し、到達温度でステップS4として4時間保持した。その後、ステップS5として0.45℃/分の冷却速度で360℃まで徐冷し、到達温度でステップS6として0.5時間保持した。その後、ステップS7として室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
さらに、実施例1と同様に上記試料溶液の含有成分の定量を行った。得られた磁石の組成は表1に示す通りである。また、上記磁石のセル相の径、Nmax20、Cuリッチ相のCu濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を測定した。その結果を表3に示す。
(実施例6、実施例7)
各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Arガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に1180℃、12時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに上記合金粉末を磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。
各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Arガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に1180℃、12時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに上記合金粉末を磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。
次に、合金粉末の圧縮成形体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度7.0×10−3Paの真空状態にした後に1165℃まで昇温させ、到達温度で5分間保持した後、チャンバ内にArガスを導入した。Ar雰囲気中としたチャンバ内の温度を1195℃まで昇温させ、到達温度で6時間保持して焼結を行った。次に、焼結体を1115℃で12時間保持して溶体化処理を行い、その後冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を220℃/分とした。
次に、溶体化処理後の焼結体を、680℃で1時間保持した後に340℃まで1.5℃/分の冷却速度で徐冷を行った。さらに、表2に示すように、図2のステップS1として815℃まで昇温し、ステップS2として815℃で45時間保持した。その後ステップS3として0.6℃/分の冷却速度で500℃まで徐冷し、到達温度でステップS4として10時間保持した。その後、ステップS5として0.5℃/分の冷却速度で400℃まで徐冷し、到達温度でステップS6として2時間保持した。その後、ステップS7として室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
他の実施例と同様に上記各磁石の組成をICP法により確認した。得られた磁石の組成は表1に示す通りである。また、他の実施例と同様に上記磁石のセル相の径、Nmax20、Cuリッチ相のCu濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を測定した。その結果を表3に示す。
(実施例8)
各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Arガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。上記合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に1160℃、8時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに、粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに上記合金粉末を磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。
各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Arガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。上記合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に1160℃、8時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに、粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに上記合金粉末を磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。
次に、合金粉末の圧縮成形体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度9.0×10−3Paの真空状態にした後に1160℃まで昇温させ、到達温度で15分間保持した後、チャンバ内にArガスを導入した。Ar雰囲気中としたチャンバ内の温度を1190℃まで昇温させ、到達温度で4時間保持して焼結を行った。次に、焼結体を1130℃で14時間保持して溶体化処理を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を180℃/分とした。
次に、溶体化処理後の焼結体を、710℃で4時間保持した後に380℃まで1.2℃/分の冷却速度で徐冷を行った。さらに、表2に示すように、図2のステップS1として820℃まで昇温し、ステップS2として820℃で35時間保持した。その後ステップS3として0.8℃/分の冷却速度で600℃まで徐冷し、到達温度でステップS4として6時間保持した。その後、ステップS5として0.5℃/分の冷却速度で380℃まで徐冷し、到達温度でステップS6として1時間保持した。その後、ステップS7として室温まで炉冷することにより、磁石を得た。他の実施例と同様に上記各磁石の組成をICP法により確認した。得られた磁石の組成は表1に示す通りである。また、他の実施例と同様に上記磁石のDcell、Nmax20、Cuリッチ相のCu濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を測定した。その結果を表3に示す。
(実施例9ないし実施例13)
実施例8と同組成の合金粉末を原料に用い、磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度9.0×10−3Paの真空状態にした後に実施例8と同様の方法で焼結および溶体化処理を行った。
実施例8と同組成の合金粉末を原料に用い、磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度9.0×10−3Paの真空状態にした後に実施例8と同様の方法で焼結および溶体化処理を行った。
さらに、表2に示すように、実施例9では、溶体化処理後の焼結体を、710℃で4時間保持した後に380℃まで1.2℃/分の冷却速度で徐冷を行った。さらに、図2のステップS1として820℃まで昇温し、ステップS2として820℃で35時間保持した。その後ステップS3として0.8℃/分の冷却速度で650℃まで徐冷し、到達温度でステップS4として6時間保持した。その後、ステップS5として0.5℃/分の冷却速度で380℃まで徐冷し、到達温度でステップS6として1時間保持した。その後、ステップS7として室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
さらに、表2に示すように、実施例10では、溶体化処理後の焼結体を、710℃で4時間保持した後に380℃まで1.2℃/分の冷却速度で徐冷を行った。さらに図2のステップS1として820℃まで昇温し、ステップS2として820℃で35時間保持した。その後ステップS3として0.8℃/分の冷却速度で450℃まで徐冷し、到達温度でステップS4として6時間保持した。その後、ステップS5として0.5℃/分の冷却速度で380℃まで徐冷し、到達温度でステップS6として1時間保持した。その後、ステップS7として室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
さらに、表2に示すように、実施例11では、溶体化処理後の焼結体を、710℃で4時間保持した後に380℃まで1.2℃/分の冷却速度で徐冷を行った。さらに、図2のステップS1として820℃まで昇温し、ステップS2として820℃で35時間保持した。その後ステップS3として0.8℃/分の冷却速度で600℃まで徐冷し、到達温度でステップS4として12時間保持した。その後、ステップS5として0.5℃/分の冷却速度で380℃まで徐冷し、到達温度でステップS6として1時間保持した。その後、ステップS7として室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
さらに、表2に示すように、実施例12では、溶体化処理後の焼結体を、710℃で4時間保持した後に380℃まで1.2℃/分の冷却速度で徐冷を行った。さらに、図2のステップS1として820℃まで昇温し、ステップS2として820℃で35時間保持した。その後ステップS3として0.8℃/分の冷却速度で600℃まで徐冷し、到達温度でステップS4として16時間保持した。その後、ステップS5として0.5℃/分の冷却速度で380℃まで徐冷し、到達温度でステップS6として1時間保持した。その後、ステップS7として室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
さらに、表2に示すように、実施例13では、溶体化処理後の焼結体を、710℃で4時間保持した後に380℃まで1.2℃/分の冷却速度で徐冷を行った。さらに図2のステップS1として820℃まで昇温し、ステップS2として820℃で35時間保持した。その後ステップS3として0.8℃/分の冷却速度で600℃まで徐冷し、到達温度でステップS4として6時間保持した。その後、ステップS5として0.25℃/分の冷却速度で380℃まで徐冷し、到達温度でステップS6として1時間保持した。その後、ステップS7として室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
他の実施例と同様に上記各磁石の組成をICP法により確認した。上記各磁石の組成は表1に示す通りである。また、他の実施例と同様に上記磁石のセル相の径、Nmax20、Cuリッチ相のCu濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を測定した。その結果を表3に示す。
(比較例1、比較例2)
表1に示す組成を有する磁石を、実施例1および実施例2のそれぞれと同一の方法で作製した。実施例と同様に上記磁石のDcell、Nmax20、Cuリッチ相のCu濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を測定した。その結果を表3に示す。
表1に示す組成を有する磁石を、実施例1および実施例2のそれぞれと同一の方法で作製した。実施例と同様に上記磁石のDcell、Nmax20、Cuリッチ相のCu濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を測定した。その結果を表3に示す。
(比較例3ないし比較例7)
実施例8と同組成の合金粉末を原料に用い、磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度9.0×10−3Paの真空状態にした後に実施例8と同様の方法で焼結および溶体化処理を行った。
実施例8と同組成の合金粉末を原料に用い、磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度9.0×10−3Paの真空状態にした後に実施例8と同様の方法で焼結および溶体化処理を行った。
さらに、表2に示すように、比較例3では、溶体化処理後の焼結体を、710℃で4時間保持した後に380℃まで1.2℃/分の冷却速度で徐冷を行った。さらに、図2のステップS1として820℃まで昇温し、ステップS2として820℃で35時間保持した。その後ステップS3として0.8℃/分の冷却速度で700℃まで徐冷し、到達温度でステップS4として6時間保持した。その後、ステップS5として0.5℃/分の冷却速度で380℃まで徐冷し、到達温度でステップS6として1時間保持した。その後、ステップS7として室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
表2に示すように、比較例4では、溶体化処理後の焼結体を、710℃で4時間保持した後に380℃まで1.2℃/分の冷却速度で徐冷を行った。さらに、図2のステップS1として820℃まで昇温し、ステップS2として820℃で35時間保持した。その後ステップS3として0.8℃/分の冷却速度で400℃まで徐冷し、到達温度でステップS4として6時間保持した。その後、ステップS5として0.5℃/分の冷却速度で380℃まで徐冷し、到達温度でステップS6として1時間保持した。その後、ステップS7として室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
表2に示すように、比較例5では、溶体化処理後の焼結体を、710℃で4時間保持した後に380℃まで1.2℃/分の冷却速度で徐冷を行った。さらに、図2のステップS1として820℃まで昇温し、ステップS2として820℃で35時間保持した。その後ステップS3として0.8℃/分の冷却速度で600℃まで徐冷し、到達温度でステップS4として1時間保持した。その後、ステップS5として0.5℃/分の冷却速度で380℃まで徐冷し、到達温度でステップS6として1時間保持した。その後、ステップS7として室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
表2に示すように、比較例6では、溶体化処理後の焼結体を、710℃で4時間保持した後に380℃まで1.2℃/分の冷却速度で徐冷を行った。さらに、図2のステップS1として820℃まで昇温し、ステップS2として820℃で35時間保持した。その後ステップS3として0.8℃/分の冷却速度で600℃まで徐冷し、到達温度でステップS4として6時間保持した。その後、ステップS5として1.5℃/分の冷却速度で380℃まで徐冷し、到達温度でステップS6として1時間保持した。その後、ステップS7として室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
表2に示すように、比較例7では、溶体化処理後の焼結体を、710℃で4時間保持した後に380℃まで1.2℃/分の冷却速度で徐冷を行った。さらに、図2のステップS1として845℃まで昇温し、ステップS2として845℃で35時間保持した。その後ステップS3として0.8℃/分の冷却速度で600℃まで徐冷し、到達温度でステップS4として6時間保持した。その後、ステップS5として0.5℃/分の冷却速度で380℃まで徐冷し、到達温度でステップS6として1時間保持した。その後、ステップS7として室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
他の実施例と同様に上記磁石の組成をICP法により確認した。上記各磁石の組成は表1に示す通りである。また、実施例と同様に上記磁石のDcell、Nmax20、Cuリッチ相のCu濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を測定した。その結果を表3に示す。
表1ないし表3から明らかなように、実施例1ないし実施例13の永久磁石では、例えばSm濃度が12.77%である比較例1の永久磁石やZr濃度が4.70%である比較例2の永久磁石と比較して、Cu濃度が高く、Dcellが小さく、Nmax20が小さいため、良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、永久磁石を構成する各元素の量を調整することにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
実施例8ないし実施例13の永久磁石では、例えばステップS3およびステップS5における冷却速度が1.5℃/secである比較例6の永久磁石と比較して、Cu濃度が高く、Dcellが小さく、Nmax20が小さいため、良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、時効処理における徐冷時の冷却速度を制御することにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
実施例8ないし実施例13の永久磁石では、例えばステップS4における保持温度が400℃である比較例4の永久磁石と比較して、Cu濃度が高く、Dcellが小さく、Nmax20が小さいため、良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、時効処理における徐冷時の保持温度を制御することにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
実施例8ないし実施例13の永久磁石では、例えばステップS4における保持時間が1時間である比較例5の永久磁石と比較して、Cu濃度が高く、Dcellが小さく、Nmax20が小さいため、良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、時効処理における徐冷時の保持時間を制御することにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
以上のように、実施例1ないし実施例13の永久磁石では、セル相の径の大きさおよびばらつきを制御することにより、Fe濃度が23%以上の場合であっても、いずれも良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、実施例1ないし実施例13の永久磁石は、磁石特性に優れていることが分かる。
Claims (14)
- 組成式:RpFeqMrCutCo100−p−q−r−t
(式中、Rは希土類元素から選ばれる少なくとも1種の元素、MはZr、Ti、およびHfからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素、pは10.5≦p≦12.5原子%を満足する数、qは23≦q≦40原子%を満足する数、rは0.88≦r≦4.5原子%を満足する数、tは3.5≦t≦10.7原子%を満足する数である)
で表される組成と、
Th2Zn17型結晶相を有するセル相と、前記セル相よりもCu濃度が高いCuリッチ相とを含む金属組織とを具備する永久磁石であって、
前記セル相の平均径が220nm以下であり、
前記セル相の最小径から最大径までの数値範囲において、前記最大径から上位20%未満の数値範囲の径を有するセル相の個数割合が全セル相の20%以下である永久磁石。 - 前記Cuリッチ相が前記セル相を囲むように設けられる、請求項1に記載の永久磁石。
- 前記Cuリッチ相がCaCu5型結晶相を有する、請求項1または請求項2に記載の永久磁石。
- 前記Cuリッチ相のCu濃度が45原子%以上である、請求項1ないし請求項3のいずれか一項に記載の永久磁石。
- 前記Cuリッチ相におけるCuの濃度プロファイルの半値幅が5nm以下である、請求項1ないし請求項4のいずれか一項に記載の永久磁石。
- 前記組成式における元素Rの総量の50原子%以上がSmであり、
前記組成式における元素Mの50原子%以上がZrである、請求項1ないし請求項5のいずれか一項に記載の永久磁石。 - 前記組成式におけるCoの20原子%以下がNi、V、Cr、Mn、Al、Ga、Nb、Ta、およびWからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素で置換されている、請求項1ないし請求項6のいずれか一項に記載の永久磁石。
- 請求項1ないし請求項7のいずれか一項に記載の永久磁石を具備するモータ。
- ステータと、前記ステータの内部に配置された前記永久磁石を有するロータと、を備える、請求項8に記載のモータ。
- 請求項1ないし請求項7のいずれか一項に記載の永久磁石を具備する発電機。
- ステータと、前記ステータの内部に配置された前記永久磁石を有するロータと、を備える、請求項10に記載の発電機。
- 前記発電機の一端に設けられたタービンにシャフトを介して接続されている、請求項10または請求項11に記載の発電機。
- 請求項8または請求項9に記載のモータ、または請求項10ないし請求項12のいずれか一項に記載の発電機を具備する自動車。
- 前記発電機の一端に設けられたシャフトに動的な回転が伝達される、請求項13に記載の自動車。
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
PCT/JP2014/001556 WO2015140829A1 (ja) | 2014-03-18 | 2014-03-18 | 永久磁石、モータ、および発電機 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP6039058B2 true JP6039058B2 (ja) | 2016-12-07 |
JPWO2015140829A1 JPWO2015140829A1 (ja) | 2017-04-06 |
Family
ID=54142767
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2015505364A Active JP6039058B2 (ja) | 2014-03-18 | 2014-03-18 | 永久磁石、モータ、および発電機 |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US10770208B2 (ja) |
EP (1) | EP3121821B1 (ja) |
JP (1) | JP6039058B2 (ja) |
CN (1) | CN105122388B (ja) |
WO (1) | WO2015140829A1 (ja) |
Families Citing this family (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5487228B2 (ja) * | 2012-03-15 | 2014-05-07 | 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 |
JP6257891B2 (ja) * | 2012-11-20 | 2018-01-10 | 株式会社東芝 | 永久磁石、永久磁石モータ、発電機、および車 |
JP6030222B2 (ja) * | 2013-09-13 | 2016-11-24 | 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、ならびに自動車 |
WO2016042591A1 (ja) * | 2014-09-19 | 2016-03-24 | 株式会社 東芝 | 永久磁石、モータ、および発電機 |
KR101882632B1 (ko) * | 2014-11-28 | 2018-07-26 | 가부시끼가이샤 도시바 | 영구 자석, 모터 및 발전기 |
JP6325744B2 (ja) | 2015-03-23 | 2018-05-16 | 株式会社東芝 | 永久磁石、モータ、および発電機 |
WO2018047211A1 (ja) | 2016-09-09 | 2018-03-15 | 株式会社 東芝 | 永久磁石、回転電機、及び車両 |
JP6613010B2 (ja) * | 2017-09-15 | 2019-11-27 | 株式会社東芝 | 永久磁石、回転電機、及び車両 |
US11649537B2 (en) * | 2017-12-12 | 2023-05-16 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | Permanent magnet alloys for gap magnets |
JP7001721B2 (ja) * | 2020-02-06 | 2022-01-20 | 株式会社トーキン | 希土類コバルト永久磁石及びその製造方法、並びにデバイス |
JP7192069B1 (ja) * | 2021-09-29 | 2022-12-19 | 株式会社トーキン | 永久磁石及びデバイス |
Citations (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS58139406A (ja) * | 1982-02-12 | 1983-08-18 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 希土類コバルト系永久磁石の製造方法 |
JPS60238463A (ja) * | 1984-02-13 | 1985-11-27 | シエリツト・ゴ−ドン・マインズ・リミテツド | Sm↓2Co↓1↓7合金の製造方法 |
JPS61114506A (ja) * | 1984-11-09 | 1986-06-02 | Hitachi Metals Ltd | 希土類永久磁石の製造方法 |
JPH1070023A (ja) * | 1996-08-28 | 1998-03-10 | Tokin Corp | 永久磁石とその製造方法 |
JP2010121167A (ja) * | 2008-11-19 | 2010-06-03 | Toshiba Corp | 永久磁石とそれを用いた永久磁石モータおよび発電機 |
WO2011016089A1 (ja) * | 2009-08-06 | 2011-02-10 | 株式会社 東芝 | 永久磁石とそれを用いた可変磁束モータおよび発電機 |
JP2011114236A (ja) * | 2009-11-27 | 2011-06-09 | Toshiba Corp | 永久磁石およびその製造方法、モータ用永久磁石および永久磁石モータ |
Family Cites Families (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB8403752D0 (en) * | 1984-02-13 | 1984-03-14 | Sherritt Gordon Mines Ltd | Sm2 co17 alloys |
EP0156482B1 (en) * | 1984-02-13 | 1989-05-24 | Sherritt Gordon Limited | Sm2co17 alloys suitable for use as permanent magnets |
JPH05198412A (ja) * | 1992-01-20 | 1993-08-06 | Seiko Electronic Components Ltd | 抗折力および磁気特性の高い希土類永久磁石および その製造方法 |
US8179068B2 (en) | 2006-07-24 | 2012-05-15 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Variable-flux motor drive system |
JP4936820B2 (ja) | 2006-08-10 | 2012-05-23 | 株式会社東芝 | 可変磁束ドライブシステム |
JP4965924B2 (ja) | 2006-07-24 | 2012-07-04 | 株式会社東芝 | 可変磁束ドライブシステム |
JP5558447B2 (ja) | 2011-09-29 | 2014-07-23 | 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 |
JP5487228B2 (ja) | 2012-03-15 | 2014-05-07 | 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 |
-
2014
- 2014-03-18 EP EP14843218.0A patent/EP3121821B1/en active Active
- 2014-03-18 WO PCT/JP2014/001556 patent/WO2015140829A1/ja active Application Filing
- 2014-03-18 JP JP2015505364A patent/JP6039058B2/ja active Active
- 2014-03-18 CN CN201480002274.2A patent/CN105122388B/zh active Active
-
2015
- 2015-03-18 US US14/661,122 patent/US10770208B2/en active Active
Patent Citations (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS58139406A (ja) * | 1982-02-12 | 1983-08-18 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 希土類コバルト系永久磁石の製造方法 |
JPS60238463A (ja) * | 1984-02-13 | 1985-11-27 | シエリツト・ゴ−ドン・マインズ・リミテツド | Sm↓2Co↓1↓7合金の製造方法 |
JPS61114506A (ja) * | 1984-11-09 | 1986-06-02 | Hitachi Metals Ltd | 希土類永久磁石の製造方法 |
JPH1070023A (ja) * | 1996-08-28 | 1998-03-10 | Tokin Corp | 永久磁石とその製造方法 |
JP2010121167A (ja) * | 2008-11-19 | 2010-06-03 | Toshiba Corp | 永久磁石とそれを用いた永久磁石モータおよび発電機 |
WO2011016089A1 (ja) * | 2009-08-06 | 2011-02-10 | 株式会社 東芝 | 永久磁石とそれを用いた可変磁束モータおよび発電機 |
JP2011114236A (ja) * | 2009-11-27 | 2011-06-09 | Toshiba Corp | 永久磁石およびその製造方法、モータ用永久磁石および永久磁石モータ |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
WO2015140829A1 (ja) | 2015-09-24 |
JPWO2015140829A1 (ja) | 2017-04-06 |
US20150270040A1 (en) | 2015-09-24 |
CN105122388A (zh) | 2015-12-02 |
EP3121821A4 (en) | 2017-11-15 |
EP3121821A1 (en) | 2017-01-25 |
CN105122388B (zh) | 2018-01-23 |
US10770208B2 (en) | 2020-09-08 |
EP3121821B1 (en) | 2020-03-11 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP6039058B2 (ja) | 永久磁石、モータ、および発電機 | |
JP6017673B2 (ja) | 永久磁石、モータ、発電機、および自動車 | |
JP5558447B2 (ja) | 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機 | |
JP5487228B2 (ja) | 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機 | |
JP5985738B1 (ja) | 永久磁石、モータ、および発電機 | |
JP5996773B2 (ja) | 永久磁石、モータ、発電機、および自動車 | |
JP6105046B2 (ja) | 永久磁石、モータ、発電機、車、および永久磁石の製造方法 | |
WO2015140836A1 (ja) | 永久磁石、モータ、および発電機 | |
JPWO2018047211A1 (ja) | 永久磁石、回転電機、及び車両 | |
JP2017168826A (ja) | 永久磁石、回転電機、及び車両 | |
JP6490821B2 (ja) | 永久磁石、回転電機、および車 | |
JP6503078B2 (ja) | 永久磁石、回転電機、および車 | |
WO2017158645A1 (ja) | 永久磁石、回転電機、および車両 | |
US10923254B2 (en) | Permanent magnet, motor, and generator | |
JP5781177B2 (ja) | 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機 | |
JP2017022375A (ja) | 永久磁石 | |
JP6606027B2 (ja) | 回転電機および車両 | |
JP2014220503A (ja) | モータおよび発電機 | |
JP5917601B2 (ja) | 永久磁石 | |
JP6462754B2 (ja) | 永久磁石、モータ、発電機、および車 | |
JP6125687B2 (ja) | モータ、発電機、および自動車 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20161004 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20161102 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6039058 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |