專利名稱：永磁鐵、使用該永磁鐵的電動機(jī)及發(fā)電機(jī)的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
此處揭示的實施方式一般涉及永磁鐵、使用該永磁鐵的電動機(jī)及發(fā)電機(jī)。
背景技術(shù)：
作為高性能的永磁鐵已知有Sm-Co類磁鐵或Nd-Fe-B類磁鐵等稀土類磁鐵。在混合動力汽車(HEV)、電動汽車(EV)的電動機(jī)中使用永磁鐵的情況下，要求永磁鐵具有耐熱性。在HEV、EV用電動機(jī)中采用以Dy置換Nd-Fe-B類磁鐵的Nd的一部分以提高耐熱性的永磁鐵。由于Dy是稀有元素之一，因此，需求不使用Dy的永磁鐵。盡管已知Sm-Co類磁鐵中的不使用Dy的系列顯示優(yōu)秀的耐熱性，但存在與Nd-Fe-B類磁鐵相比(BH)niax較小這樣的難點。作為決定永磁鐵的(BH)max值的主要因素，除了剩余磁化和矯頑力以外，還可以例舉磁滯回線的方形度。即使是剩余磁化較大的磁鐵，若方形度較差，則(BH)max值也會低于根據(jù)剩余磁化的大小所能期待的理論值。為了實現(xiàn)較高的(BH)max值，除了要求磁化較大以夕卜，還要求方形度較好。為了提高Sm-Co類磁鐵的磁化，利用Fe來置換Co的一部分并且提高Fe濃度是有效的。但是，在Fe濃度較高的組分區(qū)域中，Sm-Co類磁鐵的方形度有變差的趨勢。為此，對于高Fe濃度的Sm-Co類磁鐵，需要一種在確保較高的磁化和矯頑力的情況下提高其方形度的技術(shù)。


圖1是將實施方式的永磁鐵的金屬組織放大表示的TEM像。圖2是表示實施方式的永磁鐵的磁化曲線的一個示例的圖。圖3是表示實施方式的永磁電動機(jī)的圖。圖4是表示實施方式的可變磁通電動機(jī)的圖。圖5是表不實施方式的發(fā)電機(jī)的圖。
具體實施例方式根據(jù)一個實施方式，提供一種具有由以下組成式表示的組成的永磁鐵。組成式R(Fe具Cur(Co1+_p_q_r) z... (I)其中，R是選自稀土元素的至少一種元素，M是選自T1、Zr及Hf的至少一種元素，P是滿足O. 3 < P彡O. 45的數(shù)(原子比)，q是滿足O. 01彡q彡O. 05的數(shù)(原子比)，r是滿足O. 01彡r彡O.1的數(shù)(原子比)，z是滿足5. 6彡z彡9的數(shù)(原子比)。實施方式的永磁鐵包括含有Th2Zn17型晶相、晶界相、以及片晶相(plateletphase)的金屬組織。將晶界相中的Cu濃度的空間分布設(shè)為標(biāo)準(zhǔn)偏差在5以下。以下，對實施方式的永磁鐵進(jìn)行詳細(xì)說明。在組成式(I)中，作為R元素使用選自包含釔(Y)的稀土元素的至少一種元素。R元素使磁鐵材料具有較大的磁各向異性，并賦予其高矯頑力。作為R元素，優(yōu)選采用選自釤(Sm)、鈰(Ce)、釹(Nd)及鐠(Pr)的至少一種元素，尤其優(yōu)選使用Sm。通過使R元素的50原子％以上為Sm，能重復(fù)性良好地提高永磁鐵的矯頑力。優(yōu)選R元素的70原子％以上為Sm。將R元素?fù)胶统蒖元素與除此之外的元素(Fe、M、Cu、Co)的原子比為1: 5. 6 1: 9的范圍(作為z值為5. 6 9的范圍/作為R元素的含量為10 15原子％的范圍)。若R元素的含量小于10原子％，則會造成大量的α-Fe相析出，因而無法得到足夠的矯頑力。另一方面，若R兀素的含量超過15原子則飽和磁化顯著下降。R兀素的含量優(yōu)選為10. 2 14原子％的范圍，更優(yōu)選為10. 5 12. 5原子％的范圍。作為M元素，使用選自鈦(Ti)、錯(Zr)及鉿(Hf)的至少一種元素。通過摻和M元素，能在較高的Fe濃度的組分下體現(xiàn)較大的矯頑力。M元素的含量為R元素以外的元素(Fe、Co、Cu、Μ)的總量的I 5原子％的范圍(O. 01彡q彡O. 05)。若q值超過O. 05，則磁化會顯著下降，此外，若q值小于O. 01，則提高Fe濃度的效果較小。M元素的含量優(yōu)選為O. 012 ^ q ^ O. 04，更優(yōu)選為 O. 015 ^ q ^ O. 03。M元素可以是T1、Zr、Hf中的任一種，但優(yōu)選至少含有Zr。尤其是通過使M元素的50原子％以上為Zr，能進(jìn)一步改善提高永磁鐵的矯頑力的效果。另一方面，由于M元素中Hf特別昂貴，因此，即使在使用Hf的情況下，也希望減少其使用量。Hf的含量優(yōu)選為小于M兀素的20原子％。銅(Cu)是用于使永磁鐵體現(xiàn)高矯頑力的元素。Cu的摻和量為R元素以外的元素(Fe、Co、Cu、M)的總量的I 10原子％的范圍(0.01彡r彡O.1)。若r值超過O. 1，則磁化會顯著下降，此外，若r值小于O. 01，則難以獲得較高的矯頑力。Cu的摻和量優(yōu)選為O. 02 ^ r ^ O. 1，更優(yōu)選為 O. 03 彡 r 彡 O. 08。鐵(Fe)是主要負(fù)責(zé)永磁鐵磁化的元素。通過摻和大量Fe，能提高永磁鐵的飽和磁化。不過，若Fe的含量過于過剩，則會造成α-Fe相析出等，導(dǎo)致矯頑力下降。Fe的摻和量為超過R元素以外的元素(Fe、Co、Cu、Μ)的總量的30原子％、且為45原子％以下的范圍(O. 3 < P ^ O. 45)。Fe的摻和量優(yōu)選為O. 31彡ρ彡O. 44，更優(yōu)選為O. 32彡ρ彡O. 43。鈷(Co)是用于承擔(dān)永磁鐵的磁化、且體現(xiàn)高的矯頑力所必須的元素。而且，若含有較多的Co，則居里溫度上升，還能提高永磁鐵的熱穩(wěn)定性。若Co的摻和量較少，則上述效果較小。但是，若永磁鐵中過度含有Co，則Fe的含量相對減少，因此，有可能導(dǎo)致磁化下降。將Co的含量設(shè)為由P、q、r所規(guī)定的范圍(Ι-ρ-q-r)。對于Co的一部分，也可以用選自鎳(Ni)、釩(V)、鉻(Cr)、錳(Mn)、鋁(Al)、硅
(Si)、鎵(Ga)、鈮(Nb)、鉭(Ta)及鎢(W)的至少一種元素A來置換。這些置換元素有助于提高磁鐵特性，例如矯頑力。不過，過度用A元素置換Co有可能會導(dǎo)致磁化下降，因此，用A元素進(jìn)行置換的置換量優(yōu)選為Co的20原子％以下的范圍。另外，實施方式的磁鐵材料允許含有氧化物等不可避免的雜質(zhì)。本實施方式的SmCo類磁鐵包括以作為高溫相的TbCu7型晶相(具有TbCu7型結(jié)構(gòu)的晶相/1-7相)為前體、對其實施時效處理等而形成的相分離組織。相分離后的金屬組織具有作為主相的Th2Zn17型晶相(具有Th2Zn17型結(jié)構(gòu)的相/2-17相)、由CaCu5型晶相(具有CaCu5型結(jié)構(gòu)的晶相/1-5相)等構(gòu)成的晶界相、以及片晶相。相分離后的金屬組織成為稱作胞狀結(jié)構(gòu)的二次結(jié)構(gòu)。能利用從與時效處理后的試料的易磁化軸方向(晶體的c軸方向)垂直的方向觀察得到的TEM像(透射電子顯微鏡像)對相分離后的金屬組織進(jìn)行觀察。圖1是實施方式的SmCo類磁鐵的TEM像的一個示例。如圖1所示，從時效處理后的TEM像中主要觀察到的組織是作為主相的1-7相(胞相)、作為晶界相的1-5相(胞壁相)及片晶相。胞相是粒徑為50 200nm程度的晶粒。胞相占了構(gòu)成金屬組織的相(全組成相)的大部分，胞相是SmCo類磁鐵的主相。所謂的主相是指全組成相中體積比最大的相，其體積比優(yōu)選為50 %以上，更優(yōu)選為70%以上。胞壁相是以板狀存在于胞相的晶界的相，相的寬度為數(shù)nm IOnm程度。片晶相是以橫切多個晶粒的方式存在的板狀的相，其以與胞相的c軸方向相垂直的方式存在。因此，在一個區(qū)域內(nèi)，可以觀察到片晶相彼此并排。各相在組分方面也有特征，胞壁相的Cu濃度數(shù)倍高于胞相(主相)。片晶相的Zr等M元素的濃度數(shù)倍高于胞相(主相)。例舉具體示例，在胞相的Cu濃度為3原子％程度、Zr濃度為1. 5原子％程度的試料中，胞壁相的Cu濃度為20原子％程度，片晶相的Zr濃度為4. 5原子％程度。本實施方式的Sm-Co類磁鐵可以包含由2_17相所構(gòu)成的主相(胞相)、由1_5相等所構(gòu)成的晶界相(胞壁相)、以及片晶相以外的晶相或非晶相。作為其他的相，可以考慮M元素的濃度高于胞相的富M相或以R元素和Fe為主要成分的化合物相等，但優(yōu)選其他的相的量為雜質(zhì)相程度的量。優(yōu)選構(gòu)成實施方式的永磁鐵的金屬組織實質(zhì)上由胞相、胞壁相及片晶相所構(gòu)成。能利用ICP(Inductively Coupled Plasma :電感稱合等離子體)的發(fā)光分光分析法來測定本實施方式的永磁鐵的組成。對于各組成相的體積比率，合用電子顯微鏡或光學(xué)顯微鏡的觀察、X線衍射等來綜合進(jìn)行判斷，但亦可利用對永磁鐵截面(難磁化軸面)進(jìn)行拍攝而得到的透射型電子顯微鏡照片的面積分析法求出。作為永磁鐵的截面，使用產(chǎn)品表面的具有最大面積的面的實質(zhì)上的中央部的截面。在2-17相(胞相)的晶界中析出的1-5相(胞壁相)的疇壁能量比2_17相的疇壁能量要大，該疇壁能量差成為疇壁移動的障礙?？梢哉J(rèn)為在Sm2Co17類磁鐵中，疇壁能量較大的1-5相等作為釘扎點發(fā)揮作用，從而體現(xiàn)疇壁釘扎型的矯頑力?？梢哉J(rèn)為疇壁能量差主要是因Cu的濃度差而產(chǎn)生的。可以認(rèn)為只要胞壁相的Cu濃度比胞相內(nèi)的Cu濃度高，就能體現(xiàn)矯頑力。因此，優(yōu)選胞壁相具有胞相的Cu濃度的1.2倍以上的Cu濃度。由此，能使胞壁相作為疇壁的釘扎點充分發(fā)揮作用，獲得足夠的矯頑力。作為存在于胞相的晶界的胞壁相(晶界相)的典型示例可以例舉上述1-5相，但并不局限于此。在胞壁相具有胞相的Cu濃度的1. 2倍以上的Cu濃度的情況下，能使胞壁相作為疇壁的釘扎點充分發(fā)揮作用，由此，能獲得較高的矯頑力。因此，胞壁相只要是上述那樣的富Cu相即可。作為1-5相以外的胞壁相，可以例舉作為高溫相(相分離前的組織)的1-7相、1-7相的相分離的初始階段產(chǎn)生的1-5相的前體相等。Cu是用于使SmCo類磁鐵體現(xiàn)高矯頑力所必須的元素。Cu被通過時效處理等而生成的胞壁相富化，由此，可以認(rèn)為胞壁相作為疇壁的釘扎點發(fā)揮作用，從而體現(xiàn)矯頑力。對于Sm-Co類磁鐵，除了磁化和矯頑力以外，還要求提高(BH)max。如上所述，作為決定永磁鐵的(BH)max值的主要因素，除了剩余磁化和矯頑力以外，還可以例舉磁滯回線的方形度。即使是剩余磁化較大的磁鐵，若方形度較差，則(BH)max值也會低于根據(jù)剩余磁化的大小所能期待的理論值。為了提高Sm-Co類磁鐵的磁化，利用Fe來置換Co的一部分并且提高Fe濃度是有效的。因此，實施方式的Sm-Co類磁鐵中，使Fe的摻和量為超過R元素以外的元素(Fe、Co、Cu、Μ)的總量的30原子％、且為45原子％以下的范圍(O. 3<ρ<0. 45)。但是，在Fe濃度較高的組分區(qū)域中，Sm-Co類磁鐵的磁滯回線的方形度有變差的趨勢。這樣的方形度的變差成為Sm-Co類磁鐵的(BH)max值下降的主要原因。本發(fā)明人員對上述方形度變差的原因作了深入的研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)在Fe濃度較高的組分區(qū)域中，胞壁相的Cu濃度容易產(chǎn)生偏差，因此，產(chǎn)生疇壁的釘扎勢較大的胞壁相和釘扎勢較小的胞壁相。如上所述，胞壁相中，疇壁能量因Cu濃度而發(fā)生變化，因此，Cu濃度相差較大的胞壁相之間，疇壁的釘扎勢的大小也會不同。在疇壁的釘扎勢因胞壁相而異的情況下，存在疇壁容易移動的區(qū)域和疇壁難以移動的區(qū)域。因此，在施加外部磁場時，疇壁從被Cu濃度較低的胞壁相圍住的胞相朝被Cu濃度較高的胞壁相圍住的胞相分階段地移動。因此，可以認(rèn)為在具有Fe濃度較高的組成的Sm-Co類磁鐵中，磁滯回線的方形度變差。為了提高這樣的受到胞壁相的Cu濃度分布影響的方形度，使胞壁相的Cu 濃度的空間分布均勻化是有效的。為此，在本實施方式的Sm-Co類磁鐵中，將胞壁相(晶界相)中的Cu濃度的空間分布設(shè)為標(biāo)準(zhǔn)偏差在5以下。通過應(yīng)用具有這樣的Cu濃度的空間分布的胞壁相，能使具有高Fe濃度的Sm-Co類磁鐵的磁滯回線的方形度較為良好。即，在維持基于高Fe濃度對Sm-Co類磁鐵賦予的較高磁化、基于相分離組織或胞相與胞壁相的Cu濃度差等的Sm-Co類磁鐵的高矯頑力的情況下，能使Sm-Co類磁鐵的磁滯回線的方形度變?yōu)榱己?，從而能提高Sm-Co類磁鐵的(BH)max值。因此，能提供高性能的Sm-Co類磁鐵。此處，作為表示方形度的指標(biāo)，為了方便起見，將矩形比定義如下。即，矩形比表示(BH)fflax的實測值與由式(2)表示的(BH)max的理論值的比率。(BH)max的理論值用從測定得到的剩余磁化(Br)的值根據(jù)式(3)計算得到的值來表示。矩形比=(BH) max的實測值/ (BH) max的理論值X 100 %…(2)(BH)max 的理論值=Br2/16 π X IO4…(3)圖2是將實施方式的Sm-Co類磁鐵的磁化曲線的一個示例與現(xiàn)有的Sm-Co類磁鐵進(jìn)行比較來表示的圖。圖2中示出磁化曲線的實施方式的Sm-Co類磁鐵和現(xiàn)有的Sm-Co類磁鐵分別具有相同的組成，而且，還分別包括包含由2-17相所構(gòu)成的主相(胞相)、晶界相(胞壁相)及片晶相的金屬組織。不過，實施方式的Sm-Co類磁鐵中，晶界相中的Cu濃度的空間分布為標(biāo)準(zhǔn)偏差在5以下，與之不同的是，現(xiàn)有的Sm-Co類磁鐵中，晶界相中的Cu濃度的空間分布為標(biāo)準(zhǔn)偏差超過5。從圖2可見，實施方式的Sm-Co類磁鐵的磁滯回線的方形度較為良好。具體而言，表示Sm-Co類磁鐵的方形度的矩形比優(yōu)選為85%以上。此處所說的矩形比是指由上述式
(2)來表示的值。通過使Sm-Co類磁鐵的矩形比為85%以上，能重復(fù)性較好地提高Sm-Co類磁鐵的(BH)max值。
胞壁相(晶界相)中的Cu濃度的空間分布因熔體處理或時效處理等的熱處理條件而發(fā)生變化。為了使胞壁相的Cu濃度的空間分布均勻化，如在下文中詳細(xì)說明的那樣，對熔體處理的處理溫度、處理時間進(jìn)行控制是有效的。有關(guān)時效處理，在進(jìn)行正式的時效處理之前，以比其溫度要低的溫度進(jìn)行預(yù)備時效處理是有效的。而且，對預(yù)備時效處理和正式時效處理的處理溫度、處理時間、以及處理后的冷卻速度進(jìn)行嚴(yán)格控制等是有效的。而且，Sm-Co類磁鐵的磁滯回線的方形度還受到片晶相的M濃度(β )與晶界相的M濃度(α)之比(β/α)的影響。即，晶界相與片晶相的M濃度比(β/α)過高意味著由Zr所代表的M元素沒有進(jìn)行充分的擴(kuò)散。在這樣的情況下，不僅M元素的組成均勻性容易下降，而且Cu的組成均勻性也容易下降。因此，為了提高Cu濃度的空間分布的均勻性，優(yōu)選晶界相和片晶相的M濃度比(β/α)小于3。不過，若晶界相和片晶相的M濃度比(β/α)為I以下，則原本M濃度較高的片晶相與晶界相的M濃度會發(fā)生逆轉(zhuǎn)，片晶相無法作為擴(kuò)散路徑發(fā)揮作用。因此，優(yōu)選晶界相和片晶相的M濃度比(β / α )超過I。根據(jù)利用透射電子顯微鏡的能量分散型X線分析對上述各組成相的元素濃度進(jìn)行測定。以下示出透射電子顯微鏡像及能量分散型X線分析的具體的測定方法。首先，對實施了時效處理的燒結(jié)體或合金在消磁狀態(tài)下與易磁化軸平行地進(jìn)行切割，從而形成板狀試料。此時，從相距燒結(jié)體或合金表面Imm以上內(nèi)側(cè)采取試料。之后，利用FIB(集束離子束)制成薄板，從而獲得透射電子顯微鏡用觀察試料。利用透射電子顯微鏡，以200kV的加速電壓、10萬倍的倍率進(jìn)行測定，并調(diào)整為能清楚地看見胞狀結(jié)構(gòu)。利用能量分散型X線分析對上述視界中的各組成相的元素濃度進(jìn)行分析。
按照以下的方法測定晶界相中的Cu濃度的空間分布。首先，對胞壁相部分的Cu濃度(原子％)進(jìn)行分析。此時，作為測定部位，選擇胞壁相厚度的中心，對10個以上的部位進(jìn)行測定。不過，作為各個測定點，以彼此相隔150nm以上的方式進(jìn)行選擇。從上述測定數(shù)據(jù)算出Cu濃度的標(biāo)準(zhǔn)偏差(O)。按照以下的方法測定晶界相的M濃度(α )與片晶相的M濃度(β )之比(β / α )。首先，對胞壁相部分的M濃度(原子％)進(jìn)行分析。此時，作為測定部位，選擇胞壁相厚度的中心，對10個以上的部位進(jìn)行測定。作為測定點，以彼此相隔150nm以上的方式進(jìn)行選擇。對片晶相部分的M濃度(原子％)進(jìn)行分析。作為測定部位，選擇片晶相厚度的中心，對10根以上的平行觀察到的片晶相進(jìn)行測定。從胞壁相及片晶相各自的測定數(shù)據(jù)算出M濃度的平均值，將這些平均值分別作為晶界相的M濃度(α)和片晶相的M濃度(β)，從而算出它們的比值(β/α)。本實施方式的永磁鐵例如用以下的方法制作。首先，制作含有規(guī)定量的元素的合金粉末。合金粉末例如由如下方法制成利用帶鋼連鑄法制造薄片狀的合金薄帶，然后將其粉碎并進(jìn)行調(diào)制。在帶鋼連鑄法中，優(yōu)選將合金液傾倒在以O(shè).1 20m/秒的周速進(jìn)行旋轉(zhuǎn)的冷卻輥上，從而得到連續(xù)凝固成厚度為Imm以下的薄帶。若冷卻輥的周速小于O.1m/秒，則容易在薄帶中產(chǎn)生組成的偏差，若周速超過20m/秒，則晶粒被細(xì)微化為單磁區(qū)尺寸以下，從而無法獲得良好的磁特性。冷卻輥的周速更優(yōu)選為O. 3 15m/秒的范圍，最優(yōu)選為O. 5 12m/秒的范圍。合金粉末也可以由以下方法制成對利用電弧熔解法或高頻熔解法得到的金屬液進(jìn)行鑄造，從而獲得合金錠塊，將其粉碎并進(jìn)行調(diào)制。作為合金粉末的其他調(diào)制方法，可以例舉機(jī)械合金化法、機(jī)械研磨法、氣體霧化法、還原擴(kuò)散法等，可以使用利用這些方法調(diào)制的合金粉末?？梢愿鶕?jù)需要對如此得到的合金粉末或粉碎前的合金實施熱處理，使其均勻化。對薄片或錠塊的粉碎是使用氣流粉碎機(jī)或球磨機(jī)等來實施的。為了防止合金粉末的氧化，優(yōu)選在惰性氣體的氣氛中或有機(jī)溶劑中進(jìn)行粉碎。接下來，向設(shè)于電磁鐵等中的模具內(nèi)填充合金粉末，一邊施加磁場一邊進(jìn)行加壓成形，從而制作使晶軸進(jìn)行了取向的壓粉體。將該壓粉體在1100 1300°C的溫度下燒結(jié)O. 5 15小時，從而得到致密的燒結(jié)體。若燒結(jié)溫度小于1100°C，則燒結(jié)體的密度變得不足，若超過1300°C，則Sm等稀土元素發(fā)生蒸發(fā)，從而無法得到良好的磁特性。燒結(jié)溫度優(yōu)選為1150 1250°C的范圍，更優(yōu)選為1180 1230°C的范圍。在燒結(jié)時間小于O. 5小時的情況下，燒結(jié)體的密度有可能會產(chǎn)生不均勻。另一方面，若燒結(jié)時間超過15小時，則Sm等稀土元素會發(fā)生蒸發(fā)，從而無法得到良好的磁特性。燒結(jié)時間優(yōu)選為I 10小時的范圍，更優(yōu)選為I 4小時的范圍。為了防止氧化，優(yōu)選在真空中或氬氣等惰性氣體的氣氛中進(jìn)行壓粉體的燒結(jié)。對所得到的燒結(jié)體進(jìn)行熔體處理及時效處理來控制晶體組織。為了得到相分離組織的前體即1-7相，熔體處理優(yōu)選在1100 1200°C的范圍的溫度下進(jìn)行O. 5 24小時的熱處理。若是小于1100°C的溫度及超過1200°C的溫度，則熔體處理后的試料中的1-7相的比例較小，無法得到良好的磁特性。而且，也有可能使1-7相內(nèi)的各元素的濃度分布無法充分均勻化。熔體處理溫度更優(yōu)選為1120 1180°C的范圍，最優(yōu)選為1120°C 1170°C的范圍。在熔體處理時間小于O. 5小時的情況下，組成相容易不均勻，而且，也有可能使
1-7相內(nèi)的各元素的濃度分布無法充分均勻化。若熔體處理超過24小時，則燒結(jié)體中的Sm等稀土元素會發(fā)生蒸發(fā)等，有可能無法得到良好的磁特性。熔體處理時間優(yōu)選為I 12小時的范圍，更優(yōu)選為I 8小時的范 圍。為了防止氧化，優(yōu)選在真空中或氬氣等惰性氣體的氣氛中進(jìn)行熔體處理。接下來，對熔體處理后的燒結(jié)體實施時效處理。時效處理是對晶體組織進(jìn)行控制、以提高磁鐵的矯頑力的處理。為了使晶界相的Cu濃度的空間分布均勻化，優(yōu)選在正式時效處理(第二時效處理)之前以比其低的溫度進(jìn)行預(yù)備時效處理(第一時效處理)。第一時效處理優(yōu)選在500 900°C的溫度下保持O. 5 10小時，然后以O(shè).1 5°C /分鐘的冷卻速度慢冷至20 450°C的溫度。通過實施這樣的第一時效處理，能使晶界相的Cu濃度的空間分布均勻化。也能將晶界相和片晶相的M濃度比(β/α)控制在良好的范圍。第二時效處理優(yōu)選在700 900°C的溫度下保持10 100小時，然后以O(shè).1 50C /分鐘的冷卻速度慢冷至20 600°C的溫度，繼而冷卻至室溫。通過實施這樣的第二時效處理，能提高具有相分離組織的Sm-Co類磁鐵的矯頑力。優(yōu)選將第二時效處理的處理溫度T2設(shè)定得比第一時效處理的處理溫度Tl高(T2 > Tl)，從而能使晶界相的Cu濃度的空間分布均勻化。為了防止氧化，優(yōu)選在真空中或氬氣等惰性氣體的氣氛中進(jìn)行時效處理。在第一時效處理溫度小于500°C或超過900°C的情況下，有可能會導(dǎo)致矯頑力的下降或方形度的變差。第一時效處理溫度更優(yōu)選為600 850°C，最優(yōu)選為700 850°C。在第一時效處理時間小于O. 5小時的情況下，有可能導(dǎo)致矯頑力的下降或方形度的變差。另一方面，在第一時效處理時間超過10小時的情況下，會使生產(chǎn)率下降，成本增大。第一時效處理時間更優(yōu)選為I 5小時。在第一時效熱處理后的冷卻速度小于O. 1°C /分鐘的情況下，生產(chǎn)率下降，成本增大。若第一時效熱處理后的冷卻速度超過5°C /分鐘，則有可能導(dǎo)致方形度的變差。第一時效熱處理后的冷卻速度更優(yōu)選為O. 5 4°C /分鐘的范圍，最優(yōu)選為I 3°C /分鐘的范圍。在第二時效處理溫度小于700°C或超過900°C的情況下，無法得到均勻的胞相和胞壁相的混合組織，永磁鐵的磁特性有可能會下降。時效處理溫度更優(yōu)選為750 880°C，最優(yōu)選為780 850°C。在第二時效處理時間小于10小時的情況下，則胞壁相有可能無法充分完成從1-7相的析出。另一方面，在保持時間超過100小時的情況下，胞壁相的厚度增厚，導(dǎo)致胞相的體積分率下降，或晶粒粗大化，因而有可能無法得到良好的磁鐵特性。第二時效處理時間更優(yōu)選為10 90小時，最優(yōu)選為20 80小時。在第二時效熱處理后的冷卻速度小于O. 1°C /分鐘的情況下，生產(chǎn)率下降，成本增大。若第二時效熱處理后的冷卻速度超過5°C /分鐘，則無法得到均勻的胞相和胞壁相的混合組織，永磁鐵的磁特性有可能會下降。第二時效熱處理后的冷卻速度更優(yōu)選為O. 3 40C /分鐘的范圍，最優(yōu)選為O. 5 3°C /分鐘的范圍。本實施方式的永磁鐵能用于各種電動機(jī)或發(fā)電機(jī)。而且，還可作為可變磁通電動機(jī)或可變磁通發(fā)電機(jī)的固定磁鐵或可變磁鐵進(jìn)行使用。通過使用本實施方式的永磁鐵，能構(gòu)成各種電動機(jī)或發(fā)電機(jī)。在將本實施方式的永磁鐵應(yīng)用于可變磁通電動機(jī)的情況下，對可變磁通電動機(jī)的結(jié)構(gòu)或驅(qū)動系統(tǒng)能應(yīng)用日本專利特開2008-29148號公報或日本專利特開2008-43172號公報所揭示的技術(shù)。接下來，參照

實施方式的電動機(jī)和發(fā)電機(jī)。圖3表示實施方式的永磁電動機(jī)。在圖3所示的永磁電動機(jī)I中，在定子2內(nèi)配置有轉(zhuǎn)子3。在轉(zhuǎn)子3的鐵心4中配置有實施方式的永磁鐵5?；趯嵤┓绞降挠来盆F的特性等，能實現(xiàn)永磁電動機(jī)I的高效化、小型化、低成本化等。圖4表示實施方式的可變磁通電動機(jī)。在圖4所示的可變磁通電動機(jī)11中，在定子12內(nèi)配置有轉(zhuǎn)子13。在轉(zhuǎn)子13的鐵心14中，作為固定磁鐵15和可變磁鐵16配置有實施方式的永磁鐵。可變磁鐵16的磁通密度(磁通量)可以改變?？勺兇盆F16由于其磁化方向與Q軸方向正交，因此，不會受Q軸電流的影響，能根據(jù)D軸電流進(jìn)行磁化。在轉(zhuǎn)子13上設(shè)有磁化繞組(未圖示)。成為電流從磁化電路流過該磁化繞組，從而其磁場直接作用于可變磁鐵16的結(jié)構(gòu)。根據(jù)實施方式的永磁鐵，通過變更上述制造方法的各種條件，能夠獲得例如矯頑力超過500kA/m的固定磁鐵15和矯頑力為500kA/m以下的可變磁鐵16。在圖4所示的可變磁通電動機(jī)11中，固定磁鐵15及可變磁鐵16均可使用實施方式的永磁鐵，但也可以是其中的任意一方的磁鐵使用實施方式的永磁鐵。由于能以較小的裝置尺寸輸出較大的轉(zhuǎn)矩，因此，可變磁通電動機(jī)11適用于要求電動機(jī)輸出功率大、小型化的混合動力汽車或電動汽車等的電動機(jī)。圖5表不實施方式的發(fā)電機(jī)。圖5所不的發(fā)電機(jī)21包括使用了實施方式的永磁鐵的定子22。配置于定子22內(nèi)側(cè)的轉(zhuǎn)子23通過轉(zhuǎn)軸25與設(shè)于發(fā)電機(jī)21 —端的渦輪機(jī)24相連接。渦輪機(jī)24例如在外部提供的流體的作用下進(jìn)行旋轉(zhuǎn)。另外，也可取代在流體作用下進(jìn)行旋轉(zhuǎn)的渦輪機(jī)24，通過傳遞汽車的再生能量等動態(tài)的旋轉(zhuǎn)，來使轉(zhuǎn)軸25旋轉(zhuǎn)。定子22和轉(zhuǎn)子23可以采用各種公知的結(jié)構(gòu)。轉(zhuǎn)軸25與相對于轉(zhuǎn)子23配置于渦輪機(jī)24的相反側(cè)的整流子(未圖示)相接觸，轉(zhuǎn)子23的旋轉(zhuǎn)所產(chǎn)生的電動勢作為發(fā)電機(jī)21的輸出經(jīng)由相分離母線及主變壓器(未圖示)被升壓至系統(tǒng)電壓后送出。發(fā)電機(jī)21可以是通常的發(fā)電機(jī)及可變磁通發(fā)電機(jī)中的任意一種。另外，轉(zhuǎn)子23上會產(chǎn)生來自渦輪機(jī)2的靜電或伴隨發(fā)電的軸電流所引起的帶電。因此，發(fā)電機(jī)21包括用于使轉(zhuǎn)子23的帶電進(jìn)行放電的電刷26。接下來，對實施例及其評價結(jié)果進(jìn)行說明。(實施例1)將各原料按照表I所示的組成進(jìn)行稱量，然后在Ar氣體氣氛中將其電弧熔解來制作合金錠塊。利用研缽將合金錠塊進(jìn)行粗粉碎，然后進(jìn)一步利用氣流粉碎機(jī)進(jìn)行細(xì)微粉碎，從而調(diào)制得到平均粒徑為5 μ m的合金粉末。將合金粉末在1. 5T的磁場中用It (噸)的載荷進(jìn)行沖壓而制成壓粉體，然后在Ar氣氛中以1200°C保持3小時進(jìn)行燒結(jié)，接著以1170°C進(jìn)行3小時的熔體處理。接下來，作為第一時效處理，在780°C X3小時的條件下對熔體處理之后的燒結(jié)體施加熱處理，然后，以1°C /分鐘的冷卻速度慢冷至200°C。接著，作為第二時效處理，在8500C X 10小時的條件下施加熱處理，然后，以1°C /分鐘的冷卻速度慢冷至300°C，繼而冷卻至室溫。第一時效處理及第二時效處理均在Ar氣氛中實施。將如此得到的燒結(jié)磁鐵提供給后述的特性評價。(實 施例2)按照與實施例1相同組成稱量各原料，然后在Ar氣體氣氛中將其電弧熔解來制作合金錠塊。利用研缽將合金錠塊進(jìn)行粗粉碎，然后進(jìn)一步利用氣流粉碎機(jī)進(jìn)行細(xì)微粉碎，從而調(diào)制得到平均粒徑為4 μ m的合金粉末。將合金粉末在1. 5T的磁場中用It (噸)的載荷進(jìn)行沖壓而制成壓粉體，然后在Ar氣氛中以1190°C保持3小時進(jìn)行燒結(jié)，接著以1150°C進(jìn)行5小時的熔體處理。接下來，作為第一時效處理，在730°C X1. 5小時的條件下對熔體處理之后的燒結(jié)體施加熱處理，然后，以1. 50C /分鐘的冷卻速度慢冷至300°C。接著，作為第二時效處理，在850°C X 15小時的條件下施加熱處理，然后，以1. 5°C /分鐘的冷卻速度慢冷至500°C，繼而冷卻至室溫。第一時效處理及第二時效處理均在Ar氣氛中實施。將所得到的燒結(jié)磁鐵提供給后述的特性評價。(實施例3 6)按照表I所示的組成稱量各原料，然后在Ar氣體氣氛中將其電弧熔解來制作合金錠塊。將所得到的合金錠塊在Ar氣氛中以1170°C進(jìn)行I小時的熱處理，然后利用研缽將合金錠塊進(jìn)行粗粉碎，進(jìn)一步利用球磨機(jī)進(jìn)行細(xì)微粉碎，從而調(diào)制得到平均粒徑為4 μ m的合金粉末。將合金粉末在1. 5T的磁場中用It (噸)的載荷進(jìn)行沖壓而制成壓粉體。對壓粉體在Ar氣氛中以1190°C保持3小時進(jìn)行燒結(jié)，接著以1150°C進(jìn)行3小時的熔體處理。接下來，作為第一時效處理，在720°C X2小時的條件下對熔體處理之后的燒結(jié)體施加熱處理，然后，以1. 50C /分鐘的冷卻速度慢冷至200°C。接著，作為第二時效處理，在810°C X 50小時的條件下施加熱處理，然后，以1°C /分鐘的冷卻速度慢冷至400°C，繼而冷卻至室溫。第一時效處理及第二時效處理均在Ar氣氛中實施。將如上所述地得到的燒結(jié)磁鐵提供給后述的特性評價。(實施例7 9)按照表I所示的組成稱量各原料，然后在Ar氣體氣氛中將其電弧熔解來制作合金錠塊。將合金錠塊裝填在由石英制成的噴嘴中，用高頻感應(yīng)加熱使其熔化，然后，將金屬液傾倒在以O(shè). 6m/秒的周速進(jìn)行旋轉(zhuǎn)的冷卻輥上，使其連續(xù)凝固，從而制作了合金薄帶。將該合金薄帶進(jìn)行粗粉碎，然后利用氣流粉碎機(jī)進(jìn)行細(xì)微粉碎，從而調(diào)制得到平均粒徑為4 μ m的合金粉末。將合金粉末在1. 5T的磁場中用It (噸)的載荷進(jìn)行沖壓而制成壓粉體。對壓粉體在Ar氣氛中以1200°C保持I小時進(jìn)行燒結(jié)，接著以1170°C進(jìn)行10小時的熔體處理。接下來，作為第一時效處理，在750°C X2小時的條件下對熔體處理之后的燒結(jié)體施加熱處理，然后，以1. 50C /分鐘的冷卻速度慢冷至200°C。接著，作為第二時效處理，在8500C X 10小時的條件下施加熱處理，然后，以1°C /分鐘的冷卻速度慢冷至600°C，繼而冷卻至室溫。第一時效處理及第二時效處理均在Ar氣氛中實施。將如上所述地得到的燒結(jié)磁鐵提供給后述的特性評價。(比較例I)使用與實施例1相同組成的合金粉末，在與實施例1相同條件下制作了壓粉體。對該壓粉體在Ar氣氛中以1220°C保持3小時進(jìn)行燒結(jié)，接著以1180°C實施8小時的熔體處理，從而制作了燒結(jié)體。接下來，作為第一時效處理，在780°C X 10小時的條件下對熔體處理之后的燒結(jié)體施加熱處理，然后，以7V /分鐘的冷卻速度慢冷至300°C。接著，作為第二時效處理，在850°C X 5小時的條件下施加熱處理，然后，以O(shè). 50C /分鐘的冷卻速度慢冷至400°C，繼而冷卻至室溫。第一時效處理及第二時效處理均在Ar氣氛中實施。將如上所述地得到的燒結(jié)磁鐵提供給后述的特性評價。(比較例2)使用與實施例2相同組成的合金粉末，在與實施例1相同條件下制作了壓粉體。對該壓粉體在Ar氣氛中以1220°C保持I小時進(jìn)行燒結(jié)，接著以1210°C實施8小時的熔體處理，從而制作了燒結(jié)體。接下來，作為第一時效處理，在800°C X8小時的條件下對熔體處理之后的燒結(jié)體施加熱處理，然后，以7V /分鐘的冷卻速度慢冷至200°C。接著，作為第二時效處理，在840°C X 3小時的條件下施加熱處理，然后，以O(shè). 50C /分鐘的冷卻速度慢冷至400°C，繼而冷卻至室溫。第一時效處理及第二時效處理均在Ar氣氛中實施。將如上所述地得到的燒結(jié)磁鐵提供給后述的特性評價。(比較例3 9)
使用與實施例3 9相同組成的合金粉末，在與實施例3 9相同條件下制作了壓粉體。對該壓粉體在Ar氣氛中以1220°C保持3小時進(jìn)行燒結(jié)，接著以1210°C實施2小時的熔體處理，從而制作了燒結(jié)體。接下來，作為第一時效處理，在400°C X 7小時的條件下對熔體處理之后的燒結(jié)體施加熱處理，然后，以3°C /分鐘的冷卻速度慢冷至200°C。接著，作為第二時效處理，在850°C X 5小時的條件下施加熱處理，然后，以5°C /分鐘的冷卻速度慢冷至600°C，繼而冷卻至室溫。第一時效處理及第二時效處理均在Ar氣氛中實施。將如上所述地得到的燒結(jié)磁鐵提供給后述的特性評價。
表I
權(quán)利要求
1.一種永磁鐵,其特征在于,包括 由組成式R(FepMqCur (CcVmh表示的組成， 其中，R是選自稀土元素的至少一種元素， M是選自T1、Zr及Hf的至少一種元素， P是滿足O. 3 < P彡O. 45的數(shù),該P(yáng)是原子比， q是滿足O. Ol < q < O. 05的數(shù)，該q是原子比， r是滿足O. 01彡r彡O.1的數(shù),該r是原子比， z是滿足5. 6彡z彡9的數(shù),該z是原子比；以及 含有Th2Zn17型晶相、晶界相及片晶相的金屬組織， 所述晶界相中的Cu濃度的空間分布為標(biāo)準(zhǔn)偏差在5以下。
2.如權(quán)利要求1所述的永磁鐵，其特征在于，所述片晶相的M元素的濃度β與所述晶界相的M元素的濃度α之比β/α在超過I且小于3的范圍內(nèi)。
3.如權(quán)利要求2所述的永磁鐵，其特征在于，所述永磁鐵的矩形比為85%以上。
4.如權(quán)利要求1所述的永磁鐵，其特征在于，所述晶界相具有所述Th2Zn17型晶相的Cu濃度的1. 2倍以上的Cu濃度。
5.如權(quán)利要求1所述的永磁鐵，其特征在于，所述晶界相具有CaCu5型晶相。
6.如權(quán)利要求1所述的永磁鐵，其特征在于，所述組成式中的R元素的50原子％以上是衫。
7.如權(quán)利要求1所述的永磁鐵，其特征在于，所述組成式中的M元素的50原子％以上是錯。
8.如權(quán)利要求1所述的永磁鐵，其特征在于，所述組成式中的Co的20原子％以下由選自N1、V、Cr、Mn、Al、Ga、Nb、Ta及W的至少一種元素A來置換。
9.一種電動機(jī)，其特征在于，包括權(quán)利要求1所述的永磁鐵。
10.一種發(fā)電機(jī)，其特征在于，包括權(quán)利要求1所述的永磁鐵。
全文摘要
在一個實施方式中，永磁鐵包括由R(FepMqCur(Co1-p-q-r)z(R稀土元素，M選自Ti、Zr及Hf的至少一種元素，0.3＜p≤0.45，0.01≤q≤0.05，0.01≤r≤0.1，5.6≤z≤9)表示的組成；以及含有Th2Zn17型晶相、晶界相及片晶相的金屬組織。晶界相中的Cu濃度的空間分布為標(biāo)準(zhǔn)偏差在5以下。
文檔編號H02K1/02GK103036323SQ201210071210
公開日2013年4月10日 申請日期2012年3月8日 優(yōu)先權(quán)日2011年9月29日
發(fā)明者萩原將也, 櫻田新哉, 堀內(nèi)陽介, 小林剛史, 岡本佳子 申請人:株式會社東芝