永久磁铁以及使用该永久磁铁的电动机和发动机的利记博彩app

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【专利摘要】本发明的实施方式的永久磁铁具有以组成式：R(FepMqCurCtCo1?p?q?r?t)z表示的组成，以及包括主相和副相的金属组织，所述主相包含Th2Zn17型晶相，所述副相是具有30原子％以上的M元素浓度的M元素的副相。M元素的副相在金属组织中析出。M元素的副相的周长相对于析出面积的比值在1以上10以下。以上的组成式中，R是选自稀土元素的至少一种元素，M是选自Ti、Zr和Hf的至少一种元素，0.27≤p≤0.45，0.01≤q≤0.05，0.01≤r≤0.1，0.002≤t≤0.03，6≤z≤9。
【专利说明】
永久磁铁从及使用该永久磁铁的电动机和发动机
技术领域
[0001] 本发明的实施方式设及一种永久磁铁W及使用该永久磁铁的电动机和发动机。
【背景技术】
[0002] 作为高性能的永久磁铁，已知Sm-Co系磁铁和Nd-Fe-B系磁铁等稀±类磁铁。在混 合动力汽车化ybrid Electric Vehicle:皿V)、电动汽车化lectric Vehicle:EV)、铁路车 辆等的电动机中使用永久磁铁的情况下，对于永久磁铁要求耐热性。在肥V、EV、铁路车辆等 的电动机中，使用将Nd-Fe-B系磁铁的Nd(钦）的一部分用Dy(铺)置换而提高了耐热性的永 久磁铁。Dy是稀有元素之一，因此要求开发出不使用Dy的永久磁铁。
[0003] 已知Sm-Co系磁铁的居里溫度高，因此作为不使用Dy的组成体系显示出优良的耐 热性，期待在高溫下实现良好的动作特性。然而，Sm-Co系磁铁与Nd-Fe-B系磁铁相比磁化强 度低，最大磁能积（（BH)max)也无法实现足够的值。为了提高Sm-Co系磁铁的磁化强度，有效 的是将Co的一部分用Fe置换并且提高Fe浓度。然而，在Fe浓度高的组成区域内，有Sm-Co系 磁铁的矫顽力减小的倾向。于是，对于具有高Fe浓度的组成的Sm-Co系磁铁，要求在保持高 磁化强度的同时呈现出足够的矫顽力。
[0004] 现有技术文献
[0005] 专利文献
[0006] 专利文献1:日本专利特开2012-204599号公报
[0007] 专利文献2:日本专利特开2013-138258号公报

【发明内容】

[000引本发明所要解决的课题是提供一种在保持Sm-Co系磁铁的高磁化强度的同时进一 步提高了矫顽力的永久磁铁、W及使用该永久磁铁的电动机和发电机。
[0009] 实施方式的永久磁铁具有W组成式:3巧6。1。(：化。(：〇1-。-。-,-〇3表示的组成，^及包 括主相和副相的金属组织，所述主相包含化2Ζη?7型晶相，所述副相是具有30原子％ W上的Μ 元素浓度的Μ元素的副相。Μ元素的副相在金属组织中析出，副相的周长相对于析出面积的 比值在上10W下的范围内。
[0010] (式中，R是选自稀上元素的至少一种元素，Μ是选自TiJr和Hf的至少一种元素 ，Ρ 是满足0.27《p《0.45的数(原子比），q是满足0.01《q《0.05的数(原子比），r是满足0.01 《!《0.1的数(原子比），t是满足0.002《t《0.03的数(原子比），z是满足6《z《9的数(原 子比）。）
【附图说明】
[0011] 图1是将实施方式的永久磁铁的金属组织放大表示的扫描电子显微镜图像。
[0012] 图2是表示实施方式的永久磁铁的磁化曲线的一例的图。
[0013] 图3是表示实施方式的永久磁铁电动机的图。
[0014] 图4是表示实施方式的可变磁通量电动机的图。
[0015] 图5是表示实施方式的永久磁铁发电机的图。
【具体实施方式】
[0016] 下面，对实施形态的永久磁铁进行说明。本实施方式的永久磁铁具有
[0017] ^组成式：3(尸6。1。0化。(：〇1可-。寸-*心..（1)
[001引（式中，R是选自稀±元素的至少一种元素，Μ是选自TiJr和Hf的至少一种元素 ，P 是满足0.27《p《0.45的数(原子比），q是满足0.01《q《0.05的数(原子比），r是满足0.01 《!《0.1的数(原子比），t是满足0.002《t《0.03的数(原子比），z是满足6《z《9的数(原 子比）。）
[0019] 表示的组成，W及包括主相和副相的金属组织，所述主相包含化2Ζη?7型晶相，所述 副相是具有30原子％ W上的Μ元素浓度的Μ元素的副相。
[0020] 组成式（1)中，R元素使用选自包括锭(Υ)在内的稀±元素中的至少一种元素。R元 素都是赋予永久磁铁W较大的磁各向异性、赋予较高的矫顽力的元素。作为R元素，优选使 用选自衫(Sm)、姉(Ce)、钦(Nd)和错(Pr)的至少一种，特别优选使用Sm。通过使R元素的50原 子％^上为Sm，可提高永久磁铁的性能、尤其是矫顽力。此外，优选R元素的70原子％ W上为 Sm 〇
[0021] 含有R元素，W使R元素和其W外的元素巧6、(：〇、]/[、化、0的原子比在1:6~1:9的范 围内（Wz的值计在6~9的范围内）。如果R元素和其W外的元素的原子比Z大于9,则大量的 a-Fe相析出，得不到足够的矫顽力。如果原子比Z小于6,则饱和磁化强度的下降显著。原子 比Z优选为6.5 W上，更优选为7 W上。此外，原子比Z优选为8.5 W下，更优选为8 W下。
[0022] 铁(Fe)是主要承担永久磁铁的磁化的元素。通过大量含有铁，可提高永久磁铁的 饱和磁化强度。但是，如果Fe的含量过量，则因 a-Fe相的析出等而矫顽力下降。Fe的含量W 将R元素 W外的元素(Fe、CoXu、M、C)的总量设为1时的原子比计，在0.27《p《0.45的范围 内。化的含量更优选为0.29《p《0.43，进一步优选为0.30《p《0.40。
[0023] Μ元素使用选自铁(Ti)、错(Zr)和给化f)的至少一种元素。通过含有Μ元素，可在高 化浓度的组成中呈现出较大的矫顽力。Μ元素的含量W将R元素 W外的元素(Fe、Co、Cu、M、C) 的总量设为1时的原子比计，在0.010.05的范围内。如果q值大于0.05，则磁化强度的 下降显著。如果q值小于0.01，则提高Fe浓度的效果小。Μ元素的含量更优选为0.012《q《 0.03，进一步优选为0.015《9《0.025。
[0024] Μ元素可W是Ti、Zr、Hf中的任意一种，优选至少含有化。特别是通过使Μ元素的50 原子％ W上为Zr，可进一步增大提高永久磁铁的矫顽力的效果。由于Μ元素中Hf尤其昂贵， 因此即使在使用Hf的情况下，也优选减少其用量。优选Hf的含量小于Μ元素的20原子％。
[0025] 铜(Cu)是用于使永久磁铁呈现出高矫顽力的元素。Cu的含量W将R元素 W外的元 素巧6、(：〇、加、1、〇的总量设为1时的原子比计，在0.01《'《0.1的范围内。如果^直大于 0.1，则磁化强度的下降显著。如果r值小于0.01，则难W得到高矫顽力。Cu的含量更优选为 0.02《r《0.1，进一步优选为0.03《r《0.08。
[00%]钻(Co)承担永久磁铁的磁化，并且也是呈现出高矫顽力所必需的元素。如果含Co 多，则居里溫度变高，永久磁铁的热稳定性也提高。如果Co的含量少，则运些效果减小。但 是，如果永久磁铁中含有过量的Co,贝化e的含量相对减少，因此可能会导致磁化强度的下 降。Co的含量是由9、9、1"、1:规定的范围（1-9-9-1-1:)。
[0027] Co的一部分可W被选自儀(化）、饥(V)、铭(吐）、儘(Μη)、侣(A1)、娃(Si)、嫁(Ga)、 妮(Nb)、粗(Ta)和鹤(W)的至少一种元素 A置换。运些置换元素有助于磁铁特性、例如矫顽力 的提高。但是，用元素 A过量置换Co可能会导致磁化强度的下降，因此元素 A的置换量优选在 Co的20原子％ W下的范围内。
[0028] 实施方式的永久磁铁含有微量的碳(C)。通过使Sm-Co系磁铁中存在微量的碳，永 久磁铁的机械强度提高。碳的含量W将R元素 W外的元素(Fe、Co、化、M、C)的总量设为1时的 原子比计，在0.002《t《0.03的范围内。如果t值大于0.03，则碳化物的析出量过多，磁化强 度的下降显著，并且主相中的Μ元素量减少，难W呈现出矫顽力。如果t值小于0.002,则碳化 物的析出量过少，难W得到足够的机械强度。碳的含量更优选为〇.〇〇3《t《0.02,进一步优 选为0.004《t《0.01。另外，实施方式的永久磁铁允许含有氧化物等不可避免的杂质。
[0029] 实施方式的永久磁铁优选是由具有W式（1)表示的组成的烧结体构成的烧结磁 铁。Sm-Co系烧结磁铁具有包含化2Zrm型晶相(2-17相）的区域作为主相。永久磁铁的主相是 指所有构成相中体积比最大的相。主相的体积比优选为70% W上，进一步优选为90% W上。 图1所示为实施方式的Sm-Co系磁铁的扫描型电子显微镜（SEM: Scanning Electron Microscope)图像的一例。Sm-Co系磁铁如图1所示，除了由SirnCoi?相的晶粒构成的主相W 夕h还包含形成晶界的晶界相、Μ元素的副相(主要包含Μ元素的碳化物的相）、Sm等R元素的 氧化物相、SirnCo?相之类的低烙点相等作为副相。
[0030] 永久磁铁的组成可通过ICP(高频电感禪合等离子体：Inductively Co叩led Plasma)发射光谱法、SEM-抓X(扫描电子显微镜-能量色散型X射线光谱法：SEM-Energy Dispersive X-ray Spectroscop)、TEM-抓X(透射电子显微镜-能量色散型X射线光谱法： Transmission Electron Microscope-EDX)等来测定。各相的体积比例可W将电子显微镜 或光学显微镜的观察与X射线衍射等并用来综合地判断，可通过拍摄永久磁铁的截面而得 的电子显微镜照片的面积分析法来求得。永久磁铁的截面采用试样的具有最大面积的表面 的实质上的中央部的截面。
[0031] 实施方式的永久磁铁中，主相是承担磁铁特性的相，具有W作为高溫相的化CU7型 晶相（1-7相)为前体、对其实施时效处理而形成的纳米尺度的相分离组织。相分离组织由胞 相、胞壁相、片状相构成，所述胞相由Th2Zni7型晶相(2-17相)构成，所述胞壁相由CaCus型晶 相（1-5相)等构成。相分离后的金属组织具有被称为晶胞结构的二次结构。胞壁相的磁畴壁 能比胞相大，因此该磁畴壁能之差成为磁畴壁移动的障碍。认为在Sm-Co系磁铁中，磁畴壁 能大的胞壁相起到钉扎点的作用，因而呈现出磁畴壁钉扎型的矫顽力。
[0032] 胞壁相是W板状存在于胞相的边界的相，相的宽度为数皿~lOnm左右。认为胞相 和胞壁相的磁畴壁能之差主要因化的浓度差而产生。认为如果胞壁相的Cu浓度比胞相内的 化浓度高，则呈现出矫顽力。实施方式的永久磁铁中，胞壁相的Cu浓度优选相对于胞相高出 2倍W上。如果要举出具体例，则在胞相的Cu浓度为3原子％左右的试样中，胞壁相的化浓度 为20原子％左右。
[0033] 片状相是W横贯多个晶粒的方式存在的板状的相，相对于胞相的C轴方向垂直地 存在。因此，在一个畴内可W观察到彼此平行的片状相。片状相的Μ元素浓度优选相对于胞 相高出数倍。如果要举出具体例，则在胞相的Zr浓度为1.5原子％左右的试样中，片状相的 Zr浓度为4.5原子％左右。认为片状相承担着形成相分离组织时的原子的扩散通路的作用。 通过形成片状相来进行相分离。因为片状相富含Μ元素，所W对于Sm-Co系磁铁的矫顽力的 呈现而言，重要的是控制主相的Μ元素浓度。
[0034] Sm-Co系磁铁的构成相中，晶界相是存在于作为主相的晶粒周围的相，是在烧结时 形成的、烙点比主相低的相。晶界相主要由Sm2C〇7相和SmC〇5相等构成。Sm2C〇7相等低烙点相 如图1所示，通过从晶界开始生长变大而形成。低烙点相有时形成金属组织的一部分。低烙 点相存在Cu浓度和Μ元素浓度比主相高的倾向。低烙点相虽然由与主相大致相同的元素构 成，但Cu和Μ元素的浓度比主相高，而且是非磁性相。因此，如果大量地形成低烙点相，则会 招致主相的化浓度和Μ元素浓度的下降，Sm-Co系磁铁的矫顽力和方形度下降。
[0035] Μ元素的副相是在主相的晶粒内或晶界处析出的相，通过主相中的主要是Μ元素 (特别是Zr)与碳反应并析出而形成。Μ元素的副相包含ZrC等Μ元素的碳化物。Μ元素的副相 (W下也记作包含Μ碳化物的相）W具有0.5~扣m左右的直径的粒状析出。包含Μ碳化物的相 大致由Μ元素和碳构成，Μ元素浓度在30原子％^上。包含Μ碳化物的相与低烙点相同样是非 磁性相，因此认为其会析出而招致磁化强度的减小。还有，在包含Μ碳化物的相的周边，因为 发生主相中的Μ元素浓度的下降，所W难W形成片状相。因此可W预测，主相内的元素的扩 散通路减少，难W形成晶胞结构，并且难W产生胞相和胞壁相的Cu浓度差。因此认为会招致 Sm-Co系磁铁的矫顽力和方形度的下降。认为如果包含Μ碳化物的相析出，则在其体积W上 的区域内发生磁铁特性的下降。但是，因为碳和碳化物相是提高永久磁铁的机械强度的成 分，所W并不希望将碳和碳化物相完全除去。
[0036] 如上所述，为了提高Sm-Co系磁铁的磁化强度，有效的是将Co的一部分用化置换并 且提高Fe浓度。实施方式的Sm-Co系磁铁中，Fe含量相对于R元素 W外的元素(Fe、Co、Cu、M、 C)的总量在27~45原子％的范围内（0.27《口《0.45)。然而，在尸6浓度高的组成区域内，有 Sm-Co系磁铁的矫顽力难W呈现的倾向。矫顽力的下降是使Sm-Co系磁铁的(BH)max和耐热性 下降的主要原因。对该矫顽力的下降原因进行了认真研究，结果发现，在化浓度高的组成区 域内，包含Μ碳化物的相容易析出。发现非磁性的包含Μ碳化物的相不仅使磁铁特性下降，而 且在其周边的主相中也难W形成用于呈现矫顽力的金属组织、即具有晶胞结构的相分离组 织。
[0037] 对包含Μ碳化物的相的析出形态进行了详细研究，结果发现，通过使包含Μ碳化物 的相不是在空间上均匀地析出、而是使其偏析或粗大化而析出，可使难W呈现矫顽力的区 域实质性地减少。即使包含Μ碳化物的相的析出量相同，与W微细状态分散存在相比，也是 偏析或粗大化存在的情况下的包含Μ碳化物的相(析出粒）的表面积更小，与主相接触的面 积更少。即，可使包含Μ碳化物的相对主相中的Μ元素浓度造成影响的区域缩小。藉此，可使 具有高化浓度的Sm-Co系磁铁呈现出1400kA/mW上的矫顽力。
[0038] 实施方式的Sm-Co系磁铁中，W粒状析出的包含Μ碳化物的相(析出粒）的周长L相 对于面积S(析出面积）的比值下记作L/S比）在上10W下的范围内。包含Μ碳化物的相 的周长L表示包含Μ碳化物的相与主相接触的区域的大小。包含Μ碳化物的相的面积S表示包 含Μ碳化物的相的析出量。周长L相对于析出面积S的比值化/S比）在10W下是指相对于包含 Μ碳化物的相的析出量，包含Μ碳化物的相与主相接触的区域小。因此，主相中的具有晶胞结 构的相分离组织的比例增大，Sm-Co系磁铁的矫顽力提高。L/S比优选为low下，更优选为8 W下。但是，如果L/S比小于1，则析出物的量过少，磁铁的强度下降。1VS比优选为上，更 优选为2 W上。
[0039] 还有，包含Μ碳化物的相(析出粒)优选在Sm-Co系磁铁的金属组织的单位面积(5化 mX50ym)内存在2个W上。如果包含Μ碳化物的相的单位面积的析出数少于2个，则无法充分 地得到提高磁铁的机械强度的效果，而且可能无法满足上述L/S比。但是，如果包含Μ碳化物 的相的单位面积的析出数过多，则主相的面积相对地减少，因而Sm-Co系磁铁的矫顽力等特 性下降。包含Μ碳化物的相的单位面积的析出数优选在40个W下。
[0040] 通过实现上述的包含Μ碳化物的相，在具有高Fe浓度的Sm-Co系磁铁中可呈现出较 大的矫顽力。即，在基于高Fe浓度而赋予了高磁化强度的Sm-Co系磁铁中，可增大用于呈现 矫顽力的相分离组织的比例。因此，可提供在维持高磁化强度的同时提高了矫顽力的Sm-Co 系磁铁。还有，基于运样的磁化强度和矫顽力，可提高Sm-Co系磁铁的（BH)max的值。藉此，可 提供局性能的Sm-Co系磁铁。
[0041] 包含Μ碳化物的相的L/S比和析出数如下所述求得。对试样的沈Μ图像通过抓X进行 构成相的组成分析。将SEM图像内Μ元素浓度在30原子％ W上的连续的区域认定为包含Μ碳 化物的相。接着，将观察到的包含Μ碳化物的相用可W容纳下它的最小半径的圆（包含Μ碳化 物的相与其它相的界面与圆周相接的圆）近似。根据该圆的半径(rO [单位:μπι]算出包含Μ 碳化物的相的周长L(2町1)和面积S(3i(ri)2)。求出SEM图像内观察到的所有包含Μ碳化物的 相的周长L(2町i)和面积S(3i(ri)2)，求出周长L的总和k〇tai( Σ化ri)和面积S的总和St〇tai( Σ 31 (r i)2)的比值(Ltotal/Stotal )作为L/S比。进而求出包含Μ碳化物的相的析出数。
[0042] SEM-EDX观察如下所述进行。在试样的具有最大面积的面的最长边的中央部，在与 边垂直(为曲线的情况下是与中央部的切线垂直)地切割的截面的表面部和内部进行测定。 作为测定部位，在上述截面上设置W各边的1/2的位置为起点与边垂直地向内侧延伸至端 部的基准线1、W各角部的中央为起点在角部的内角的角度的1/2的位置向内侧延伸至端部 的基准线2,将从运些基准线1、2的起点起算的、基准线的长度的1%的位置定义为表面，将 40%的位置定义为内部。另外，角部因倒角等而具有曲率的情况下，将相邻的边延长而得的 交点作为边的端部(角部的中央）。此时，测定部位不是从交点起算的位置，而是从与基准线 相接的部分起算的位置。
[0043] 通过如上所述设置测定部位，例如截面为四边形的情况下，基准线是基准线1和基 准线2各4根，共计8根，测定部位是表面部和内部的各8处。本实施方式中，优选表面部和内 部的各8处全都在上述L/S比的范围内，但只要表面部和内部至少各有4处W上在上述范围 内即可。此时，不对1根基准线上的表面部和内部的关系作规定。对如上所述规定的观察面 进行研磨使其平滑后，W倍率2500倍进行沈Μ观察。SEM的观察区域(单位面积)为50皿Χ50μ m。加速电压优选为20kV。在各测定部位测定Ltotal/Stotal比，求出运些测定值中除最大值和 最小值外的值的平均值，将该平均值作为L/S比。还测定各测定部位的单位面积(50μπιΧ50μ m)内存在的包含Μ碳化物的相的析出数，求出运些测定值中除最大值和最小值外的值的平 均值，将该平均值作为析出数。
[0044] 图2是将实施方式的Sm-Co系磁铁的磁化曲线的一例和现有的Sm-Co系磁铁比较表 示的图。图2所示的实施方式的Sm-Co系磁铁和比较例的Sm-Co系磁铁分别具有相同组成，且 包括具有二相分离组织的主相、晶界相、包含Μ碳化物的相、氧化物相。但是，实施方式的Sm- Co系磁铁的包含Μ碳化物的相的L/S比在10 W下，相对地，比较例的Sm-Co系磁铁的L/S比大 于10。由图2可知，实施方式的Sm-Co系磁铁维持着高磁化强度，具有优良的矫顽力和方形 度。
[0045] 包含Μ碳化物的相的析出形态根据原料组成(原料中所含有的碳量和Μ元素量等）、 烧结处理和固溶化处理中的热处理条件而变化。为了使包含Μ碳化物的相偏析或粗大地析 出，优选选择W下所示的条件。关于原料组成，优选制造 Μ元素浓度高的粉末和Μ元素浓度低 的粉末，将运两者混合而得到所要的组成。因为Μ元素浓度高的粉末优先与碳反应，所W包 含Μ碳化物的相容易偏析或粗大地析出。关于热处理条件，有效的是加快烧结速度，加快Μ元 素与碳的反应。还有，有效的是通过延长烧结时间和固溶化时间、使主相的晶体粒径粗大 化，从而使包含Μ碳化物的相容易在粒界处析出。运些具体的条件在下文中详述。
[0046] 实施方式的永久磁铁例如可W如下所述来制造。首先，制造含有规定量的元素的 合金粉末。可W将由电弧烙化法或高频烙化法得到的烙液进行铸造得到合金铸锭，将该合 金铸锭粉碎制成合金粉末。合金粉末可W将不同组成的多种粉末混合成所要的组成。特别 优选通过将Μ元素浓度不同的粉末混合来制成具有所要的组成的合金粉末。例如所要的组 成中的Μ元素浓度为2.3质量％的情况下，可W考虑将Μ元素浓度为2.0质量％的合金粉末和 Μ元素浓度为3.0质量％的合金粉末混合等。
[0047] 作为合金粉末的其它制备方法，可例举机械合金化法、机械研磨法、气体雾化法、 还原扩散法等。也可W使用通过运些方法制备的合金粉末。通过使用薄带连铸（strip cast)法，可实现合金粉末的均一性的提高。对于如上所述得到的合金粉末或粉碎前的合 金，也可W根据需要实施热处理使其均质化。薄片或铸锭的粉碎使用喷射磨或球磨机等来 实施。为了防止合金粉末的氧化，粉碎优选在惰性气体气氛中或有机溶剂中进行。
[0048] 接着，向设置于电磁铁等中的模具内填充合金粉末，一边施加磁场一边加压成形， 藉此制造晶轴发生了取向的压粉体。作为成形方式，有W干法进行的方法和W湿法进行的 方法。W干法成形的情况下，为了提高粉末的流动性和防止氧化，优选添加微量的润滑剂。 作为润滑剂，可例举硅油和矿物油等。将所述压粉体在1100~1300°C的溫度下烧结1~15小 时，得到致密的烧结体。
[0049] 如果烧结溫度低于llOOr，则烧结体的密度不足。如果烧结溫度高于1300°C，则Sm 等稀±元素蒸发，得不到良好的磁特性。烧结溫度更优选在1150~1250°C的范围内，进一步 优选在1180~1230°C的范围内。烧结时间少于1小时的情况下，烧结体的密度可能会不均 匀。如果烧结时间多于15小时，则Sm等稀±元素蒸发，得不到良好的磁特性。烧结时间更优 选在1~10小时的范围内，进一步优选在1~7小时的范围内。为了防止氧化，压粉体的烧结 优选在真空中或氣气等惰性气体气氛中进行。
[0050] 烧结时的升溫速度优选在5~25°C/分钟的范围内。通过使烧结时的升溫速度在5 °C/分钟W上，Μ元素与碳的反应加快，包含Μ碳化物的相容易偏析或粗大地析出。如果烧结 时的升溫速度大于25TV分钟，则可能会有损烧结体的致密性。烧结时的升溫速度更优选在 lOtV分钟W上，进一步优选在13TV分钟W上。此外，烧结时的升溫速度更优选在23TV分 钟W下，进一步优选在20°C /分钟W下。
[0051] 接着，对所得的烧结体实施固溶化处理和时效处理，控制晶体组织。为了得到作为 相分离组织的前体的1-7相，固溶化处理优选通过在1110~1200°C的范围的溫度下保持1~ 24小时来实施。如果固溶化处理溫度低于mere或高于1200°C，则固溶化处理后的试样中 的1-7相的比例减小，得不到良好的磁特性。此外，1-7相内的各元素的浓度分布可能无法充 分地均一化。固溶化处理溫度更优选在1120~1190°C的范围内，进一步优选在1130°C~ 118(TC的范围内。
[0052] 固溶化处理时间少于1小时的情况下，主相的晶粒可能无法充分地生长。此外，构 成相容易不均匀，而且1-7相内的各元素的浓度分布可能无法充分地均一化。如果固溶化处 理时间多于24小时，则可能会发生烧结体中的Sm等稀±元素的蒸发等，得不到良好的磁特 性。固溶化处理时间更优选在1~24小时的范围内，进一步优选在2~20小时的范围内。为了 防止氧化，固溶化处理优选在真空中或氣气等惰性气体气氛中进行。
[0053] 时效处理优选通过将固溶化处理后的烧结体在700~900°C的溫度下保持10~100 小时后、W-0.1~-5°c/分钟的冷却速度缓慢冷却至20~600°C的溫度、然后冷却至室溫来 实施。通过在运样的条件下实施时效处理，能W良好的再现性得到具有相分离组织的Sm-Co 系磁铁。为了防止氧化，时效处理优选在真空中或氣气等惰性气体气氛中进行。
[0054] 时效处理溫度低于700°C或高于900°C的情况下，可能无法得到均质的胞相和胞壁 相的混合组织，永久磁铁的磁特性下降。时效处理溫度更优选为750~880°C，进一步优选为 780~850°C。时效处理时间少于10小时的情况下，胞壁相从1-7相的析出可能无法充分地完 成。时效处理时间多于100小时的情况下，胞壁相的厚度增厚，胞相的体积分数下降，且晶粒 粗大化，因此可能得不到良好的磁铁特性。时效处理时间更优选为10~90小时，进一步优选 为20~80小时。
[0055] 如果时效处理后的冷却速度过慢，则永久磁铁的生产性可能会下降，成本可能会 增加。如果时效处理后的冷却速度过快，则可能无法得到均质的胞相和胞壁相的混合组织， 永久磁铁的磁特性下降。时效处理后的冷却速度更优选在-0.3~-4°C/分钟的范围内，进一 步优选在-0.5~-3 °C /分钟的范围内。
[0056] 在上述时效处理之前，也可W在比时效处理溫度更低的溫度下进行预时效处理。 预时效处理优选通过在500~900°C的溫度下保持0.5~10小时后、W-0.1~-5°C/分钟的冷 却速度缓慢冷却至20~450°C的溫度来实施。通过进行预时效处理，可提高永久磁铁的方形 度。
[0057] 实施方式的永久磁铁可用于各种电动机和发电机。此外，也可用作可变磁通量电 动机和可变磁通量发电机的固定磁铁和可变磁铁。通过使用实施方式的永久磁铁，可构成 各种电动机和发电机。将实施方式的永久磁铁应用于可变磁通量电动机的情况下，在可变 磁通量电动机的结构和驱动系统中，可W应用日本专利特开2008-29148公报或特开2008- 43172公报中公开的技术。
[0058] 接着，参照附图对实施方式的电动机和发电机进行说明。图3所示为实施方式的永 久磁铁电动机。图3所示的永久磁铁电动机11中，在定子(固定子)12内配置有转子(旋转子） 13。在转子13的铁忍14中配置有实施方式的永久磁铁15。基于实施方式的永久磁铁的特性 等，可实现永久磁铁电动机11的高效率化、小型化、低成本化等。
[0059] 图4所示为实施方式的可变磁通量电动机。图4所示的可变磁通量电动机21中，在 定子（固定子)22内配置有转子(旋转子)23。在转子23的铁忍24中配置有实施方式的永久磁 铁作为固定磁铁25和可变磁铁26。实施方式的永久磁铁适合作为固定磁铁25。可变磁铁26 可W改变磁通密度(磁通量）。可变磁铁26由于其磁化方向与Q轴方向正交，因此不受Q轴电 流的影响，可利用D轴电流进行磁化。转子23上设置有磁化绕组(未图示）。通过使电流从磁 化电路流向该磁化绕组，其磁场成为直接作用于可变磁铁26的结构。
[0060] 利用实施方式的永久磁铁，通过改变上述制造方法的各种条件，可获得例如矫顽 力大于500kA/m的固定磁铁25和矫顽力在500kA/m W下的可变磁铁26。另外，图4所示的可变 磁通量电动机21中，固定磁铁25和可变磁铁26可W均使用实施方式的永久磁铁，但也可W 任一方的磁铁使用实施方式的永久磁铁。可变磁通量电动机21能W较小的装置尺寸输出较 大的转矩，因此适合用于要求电动机的高输出功率和小型化的混合动力汽车和电动汽车等 的电动机。
[0061] 图5所示为实施方式的发电机。图5所示的发电机31具有使用实施方式的永久磁铁 的定子（固定子)32。配置于定子（固定子)32内侧的转子(旋转子)33经由轴35与设置于发电 机31的一端的满轮34连接。满轮34例如在从外部供给的流体的作用下旋转。另外，也可W传 递汽车的回收能量等动态旋转来代替在流体的作用下旋转的满轮34, W使轴35旋转。定子 32和转子33可采用各种公知的构成。
[0062] 轴35与相对于转子33配置于满轮34的相反侧的整流子(未图示)接触，通过转子33 的旋转而产生的电动势作为发电机31的输出经由相分离母线和主变压器(未图示)被升压 至系统电压，然后供电。发电机31可W是普通的发电机和可变磁通量发电机中的任一种。另 夕h转子33因来自满轮34的静电和伴随发电产生的轴电流而发生带电。因此，发电机31具有 用于使转子33的带电释放的电刷36。
[0063] 实施例
[0064] 接着，描述实施例及其评价结果。
[0065] (实施例1)
[0066] 按照"Sm(化日.3血日.1日加).日日Cobai.Co.01)7.日"的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中 高频烙化，制成合金铸锭1。同样地制成具有"5111巧6日.3&日.日27〇1日.日日加31.抗.日1)7.日"的组成的 合金铸锭2。将各合金铸锭粗粉碎，进而用喷射磨微粉碎，从而制成平均粒径分别为4WI1的合 金粉末1和合金粉末2。按照表1所示的组成称量运些合金粉末1和合金粉末2,进而加入旋转 揽拌机中混合。将所得的混合粉末在1.5T的磁场中的加压力加压成形，制成压粉体。
[0067] 接着，将混合粉末的压粉体配置在烧成炉的炉腔内，在Ar气体气氛中WlOtV分钟 的升溫速度升溫至1200°C，在该溫度下保持3小时进行烧结，然后在117(TC下保持10小时进 行固溶化处理。将固溶化处理后的烧结体在Ar气体气氛中在830°C下保持20小时后，W-0.7 °C/分钟的冷却速度缓慢冷却至300°C，进而炉冷至室溫，从而得到目标烧结磁铁。烧结磁铁 的组成如表1所示。将所得的烧结磁铁用于后述的特性评价。
[006引（实施例2)
[0069]按照表1所示的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频烙化，制成合金铸锭。将 合金铸锭粗粉碎，进而用喷射磨微粉碎，从而制成平均粒径为化m的合金粉末。将合金粉末 在1.5T的磁场中的加压力加压成形，制成压粉体。接着，将压粉体配置在烧成炉的炉腔 内，在Ar气体气氛中W20°C/分钟的升溫速度升溫至1200°C，在该溫度下保持5小时进行烧 结，然后在117(TC下保持20小时进行固溶化处理。将固溶化处理后的烧结体在Ar气体气氛 中在830°C下保持20小时后，W-ο. 7°C/分钟的冷却速度缓慢冷却至300°C，进而炉冷至室 溫，从而得到目标烧结磁铁。将所得的烧结磁铁用于后述的特性评价。
[0070] (实施例3~6)
[0071] 除了采用表1所示的组成W外，与实施例2同样地制成烧结磁铁。将所得的烧结磁 铁用于后述的特性评价。
[0072] (实施例7)
[0073] 按照表1所示的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频烙化，制成合金铸锭。将 合金铸锭在Ar气体气氛中在117(TC下热处理1小时后，进行粗粉碎，进而用球磨机微粉碎， 从而制成平均粒径为3μπι的合金粉末。将合金粉末在1.5T的磁场中W It的加压力加压成形， 制成压粉体。接着，将压粉体配置在烧成炉的炉腔内，在Ar气体气氛中W13TV分钟的升溫 速度升溫至119(TC，在该溫度下保持3小时进行烧结，然后在115(TC下保持15小时进行固溶 化处理。将固溶化处理后的烧结体在Ar气体气氛中在800°C下保持30小时后，W-1.0°C/分 钟的冷却速度缓慢冷却至30(TC，进而炉冷至室溫，从而得到目标烧结磁铁。将所得的烧结 磁铁用于后述的特性评价。
[0074] (实施例8)
[00对按照'化111日.8炯日.2)(。6日.322^).日14加).日日加31.0).日1日）7.日"的组成称量各原料后，在4'气 体气氛中高频烙化，制成合金铸锭1。同样地制成具有"（S m 0 . 8 N d 0 . 2 ) (Feo.32Z;r0.02日Cuo.日日Cobai. Co.oi日）7.日"的组成的合金铸锭2。将各合金铸锭在Ar气体气氛中在 117(TC下热处理1小时后，进行粗粉碎，进而用球磨机微粉碎，从而制成平均粒径分别为3皿 的合金粉末1和合金粉末2。按照表1所示的组成称量运些合金粉末1和合金粉末2,进而加入 旋转揽拌机中混合。将所得的混合粉末在1.5T的磁场中Wit的加压力加压成形，制成压粉 体。
[0076] 接着，将混合粉末的压粉体配置在烧成炉的炉腔内，在Ar气体气氛中W13TV分钟 的升溫速度升溫至119(TC，在该溫度下保持3小时进行烧结，然后在115(TC下保持15小时进 行固溶化处理。将固溶化处理后的烧结体在Ar气体气氛中在800°C下保持30小时后，W-1.0 °C/分钟的冷却速度缓慢冷却至300°C，进而炉冷至室溫，从而得到目标烧结磁铁。将所得的 烧结磁铁用于后述的特性评价。
[0077] (实施例9)
[007引按照"5111(尸6日.32(2^).亂日.1)日.日1日加).日6加31.0).日2)7.3"的组成称量各原料后，在4'气 体气氛中高频烙化，制成合金铸锭1。将合金铸锭1装填在石英制喷嘴中，通过高频电感加热 将其烙融后，将烙液倾注到W圆周速度0.6m/秒旋转的冷却漉上，使其连续地凝固，制作合 金薄带。将合金薄带粗粉碎，进而用喷射磨微粉碎，从而制成平均粒径为化m的合金粉末1。 同样地制成具有"5111(。6日.32(2成化日.1)日.日22加).日6加31.0).日2)7.3"的组成、平均粒径为4皿的合 金粉末2。按照表1所示的组成称量运些合金粉末1和合金粉末2,进而加入旋转揽拌机中混 合。将所得的混合粉末在1.5T的磁场中Wit的加压力加压成形，制成压粉体。
[0079]接着，将混合粉末的压粉体配置在烧成炉的炉腔内，在Ar气体气氛中W13TV分钟 的升溫速度升溫至1200°C，在该溫度下保持1小时进行烧结，然后在117(TC下保持10小时进 行固溶化处理。对固溶化处理后的烧结体W750°CX 2小时的条件实施热处理作为第一时效 处理后，W-1.5°C/分钟的冷却速度缓慢冷却至200°C。然后，W850°C X 10小时的条件实施 热处理作为第二时效处理后，W-l.OtV分钟的冷却速度缓慢冷却至600°C，进而炉冷至室 溫，从而得到目标烧结磁铁。将所得的烧结磁铁用于后述的特性评价。
[0080] (实施例10)
[0081] 按照表1所示的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频烙化，制成合金铸锭。将 合金铸锭1装填在石英制喷嘴中，通过高频电感加热将其烙融后，将烙液倾注到W圆周速度 0.6m/秒旋转的冷却漉上，使其连续地凝固，制作合金薄带。将合金薄带粗粉碎，进而用喷射 磨微粉碎，从而制成平均粒径为4皿的合金粉末。将所得的合金粉末在1.5T的磁场中W It的 加压力加压成形，制成压粉体。
[0082] 接着，将混合粉末的压粉体配置在烧成炉的炉腔内，在Ar气体气氛中W13TV分钟 的升溫速度升溫至1200°C，在该溫度下保持1小时进行烧结，然后在117(TC下保持10小时进 行固溶化处理。对固溶化处理后的烧结体W750°CX 2小时的条件实施热处理作为第一时效 处理后，W-1.5°C/分钟的冷却速度缓慢冷却至200°C。然后，W850°C X 10小时的条件实施 热处理作为第二时效处理后，W-l.〇°C/分钟的冷却速度缓慢冷却至600°C，进而炉冷至室 溫，从而得到目标烧结磁铁。烧结磁铁的组成如表1所示。将所得的烧结磁铁用于后述的特 性评价。
[0083] (比较例1)
[0084] 按照与实施例1的磁铁相同的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频烙化，制成 合金铸锭。将合金铸锭粗粉碎，进而用喷射磨微粉碎，从而制成平均粒径为化m的合金粉末。 使用该单一合金粉末，与实施例1同样地制成压粉体。接着，将压粉体配置在烧成炉的炉腔 内，在Ar气体气氛中WrC/分钟的升溫速度升溫至1200°C，在该溫度下保持1小时进行烧 结，然后在117(TC下保持0.5小时进行固溶化处理。将固溶化处理后的烧结体在Ar气体气氛 中在830°C下保持20小时后，W-0.7°C/分钟的冷却速度缓慢冷却至300°C，进而炉冷至室 溫，从而得到目标烧结磁铁。将所得的烧结磁铁用于后述的特性评价。
[00化](比较例2)
[0086] 使用与实施例2相同组成的合金粉末，与实施例2同样地制成压粉体。接着，将压粉 体配置在烧成炉的炉腔内，在Ar气体气氛中WrC/分钟升溫至1200°C，在该溫度下保持15 小时进行烧结，然后在117(TC下保持5小时进行固溶化处理。将固溶化处理后的烧结体在Ar 气体气氛中在830°C下保持20小时后，W-0.7°C/分钟的冷却速度缓慢冷却至300°C，进而炉 冷至室溫，从而得到目标烧结磁铁。将所得的烧结磁铁用于后述的特性评价。
[0087] (比较例3)
[0088] 除了采用表1所示的组成W外，与实施例2同样地制成烧结磁铁。比较例3的烧结磁 铁的碳含量比实施例多。
[0089] [表U Γ00901

[0091] 用SEM观察上述实施例1~10和比较例1~3的烧结磁铁的金属组织，结果确认各金 属组织均具有主相、晶界相、α相和氧化物相。按照上述方法求出烧结磁铁(烧结体）中的包 含Μ碳化物的相的L/S比。进而求出单位面积的包含Μ碳化物的相的析出数。运些结果示于表 2。接着，用ΒΗ描绘器(ΒΗ tracer)评价各烧结磁铁的磁特性，测定残留磁化强度和矫顽力。 运些结果示于表2。
[0092] [表 2]
[0093]
[0094] 由表2可W确认，实施例1~10的烧结磁铁均不仅维持着较高的残留磁化强度，而 且具有14〇〇kA/mW上的矫顽力。与之相对，比较例1~3的烧结磁铁的L/S比大，包含Μ碳化物 (化碳化物等）的相在晶粒内微细地分散析出，因此得不到足够的矫顽力。还有，比较例3的 烧结磁铁的碳含有量过多，因此包含Μ碳化物(Zr碳化物等）的相过量地析出，所W残留磁化 强度下降，并且得不到足够的矫顽力。实施例和比较例的磁铁均具有二相分离组织，且具有 上述包含Μ碳化物的相。另外，如果碳含量少于实施方式的规定范围，则碳化物的析出量过 少，难W得到足够的机械强度，难W耐受实际应用。
[00%]说明了本发明的几个实施方式，但运些实施方式仅是作为例子而举出，并不是用 来限定本发明的范围。运些新实施方式可W通过其它各种方式来实施，可W在不脱离发明 的技术思想的范围内进行各种省略、置换、改变。运些实施方式及其变形都包括在发明的范 围和技术思想内，并且也包括在权利要求书中记载的发明及其等同的范围内。
【主权项】
1. 一种永久磁铁，其具有 以组成式:R (FePMqCurCtC〇1 tqtt) Z表示的组成，以及 包括主相和副相的金属组织，所述主相包含Th2Zni7型晶相，所述副相是具有30原子％ 以上的Μ元素浓度的Μ元素的副相； 所述副相在所述金属组织中析出，所述副相的周长相对于析出面积的比值在1以上10 以下的范围内； 式中，R是选自稀土元素的至少一种元素，Μ是选自Ti、Zr和Hf的至少一种元素，ρ是满足 0.27彡p彡0.45的数（原子比），q是满足0.01彡q彡0.05的数（原子比），r是满足0.01彡r彡 〇.1的数(原子比），〖是满足0.002^^彡0.03的数(原子比），2是满足6彡2彡9的数(原子比）。2. 如权利要求1所述的永久磁铁，其中，所述副相包含所述Μ元素的碳化物。3. 如权利要求1所述的永久磁铁，其中，所述副相的单位面积(50μηι X 50μπι)的析出数在 2个以上。4. 如权利要求1所述的永久磁铁，其中，包括具有所述组成和所述金属组织的烧结体， 所述副相在构成所述烧结体的晶粒和晶界的至少一方中析出。5. 如权利要求1所述的永久磁铁，其中，所述主相包含具有所述Th2Zni7型晶相的胞相、 以包围所述胞相的形式存在的胞壁相、片状相。6. 如权利要求1所述的永久磁铁，其中，所述组成式中的所述Μ元素的50原子％以上为 Zr〇7. 如权利要求1所述的永久磁铁，其中，所述组成式中的所述R元素的50原子％以上为 Sm〇8. 如权利要求1所述的永久磁铁，其中，所述组成式中的Co的20原子％以下被选自Ni、 ￥、0、]?11^1、3丨、63、他、了3和1的至少一种元素4置换。9. 一种电动机，其具有权利要求1所述的永久磁铁。10. -种发电机，其具有权利要求1所述的永久磁铁。
【文档编号】C22C30/02GK106062898SQ201580011348
【公开日】2016年10月26日
【申请日】2015年3月14日 公开号201580011348.3, CN 106062898 A, CN 106062898A, CN 201580011348, CN-A-106062898, CN106062898 A, CN106062898A, CN201580011348, CN201580011348.3, PCT/2015/1427, PCT/JP/15/001427, PCT/JP/15/01427, PCT/JP/2015/001427, PCT/JP/2015/01427, PCT/JP15/001427, PCT/JP15/01427, PCT/JP15001427, PCT/JP1501427, PCT/JP2015/001427, PCT/JP2015/01427, PCT/JP2015001427, PCT/JP201501427
【发明人】萩原将也, 樱田新哉, 堀内阳介, 小林忠彦, 小林刚史, 远藤将起, 真田直幸, 冈村正巳, 沢孝雄, 布施圭一, 土生悟
【申请人】株式会社东芝, 东芝高新材料公司