CN107430916B - 永久磁铁以及旋转电机 - Google Patents

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Abstract

本发明提供高性能的永久磁铁。该永久磁铁具备组成式：(R1‑xAx)pFeqMrCutCo100‑p‑q‑r‑t所表示的组成和包含具有Th2Zn17型结晶相的主相的金属组织。构成主相的多个晶粒的各自的Fe浓度为28原子％以上。多个晶粒间的A元素的浓度差为0.2原子％以上3.0原子％以下。

Description

永久磁铁以及旋转电机
技术领域
本发明实施方式涉及永久磁铁以及旋转电机。
背景技术
作为高性能稀土类磁铁的例子，已知Sm-Co系磁铁、Nd-Fe-B系磁铁等。在这些磁铁中，Fe和Co有助于饱和磁化的增大。此外，这些磁铁中含有Nd或Sm等稀土类元素，提供了来源于结晶场中的稀土类元素的4f电子的行为的较大的磁各向异性。藉此，可得到较大的矫顽磁力，实现高性能磁铁。
这样的高性能磁铁主要用于电动机、扬声器、计量仪器等电气设备。为了应对近年来各种电气设备的小型轻量化、低耗电化的要求的提高，要求提高了永久磁铁的最大磁能积(BHmax)的、更高性能的永久磁铁。此外，近年，提出了可变磁通量型电动机，其有助于电动机的高效化。
由于Sm-Co系磁铁的固化温度高，因此能够在高温下实现良好的电动机特性，但希望进一步高矫顽磁力化和高磁化，进一步改善矩形比。认为Sm-Co系磁铁的高磁化中Fe的高浓度化是有效的。但是，在以往的制造方法中由于提高Fe浓度，有时矩形比下降。为了实现高性能的电动机用的磁铁，需要在高Fe浓度的组成中改善磁化的同时，能够呈现良好的矩形比的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2015/037041号
专利文献2：国际公开第2015/044974号
发明内容
本发明中所要解决的课题是通过控制Sm-Co系磁铁中的金属组织，提供高性能的永久磁铁。
实施方式的永久磁铁具备
组成式：(R1-xAx)pFeqMrCutCo100-p-q-r-t(式中，A为选自Ce、Pr、以及Nd的至少一个元素，R为选自除了A元素以外的稀土类元素的至少1个元素，M为选自Zr、Ti、以及Hf的至少1个元素，x为满足0.02≤x≤0.2的数，p为满足10.5≤p≤12.4原子％的数，q为满足28≤q≤40原子％的数，r为满足0.88≤r≤4.3原子％的数，t为满足3.5≤t≤13.5原子％的数)所表示的组成、和包含具有Th2Zn17型结晶相的主相的金属组织。构成主相的多个晶粒的各自的Fe浓度为28原子％以上。多个晶粒间的A元素的浓度差为0.2原子％以上3.0原子％以下。
附图说明
图1是表示以往的Sm-Co系磁铁的主相的一部分的SEM反射电子像。
图2是表示本实施方式的永久磁铁的主相的一部分的SEM反射电子像。
图3是表示永久磁铁电动机的图。
图4是表示可变磁通量电动机的图。
图5是表示发电机的图。
具体实施方式
下面参照附图对实施方式进行说明。另外，附图是示意性的，有时例如厚度和平面尺寸的关系、各层的厚度的比例等与实物不同。此外，在实施方式中，对实质上相同的构成要素标注相同的符号，省略说明。
(第一实施方式)
以下对本实施方式的永久磁铁进行说明。
<永久磁铁的构成例>
本实施方式的永久磁铁具备组成式：(R1-xAx)pFeqMrCutCo100-p-q-r-t(式中，A为选自Ce、Pr、以及Nd的至少一个元素，R为选自除了A元素以外的稀土类元素的至少1个元素，M为选自Zr、Ti、以及Hf的至少1个元素，x为满足0.02≤x≤0.2的数，p为满足10.5≤p≤12.4原子％的数，q为满足28≤q≤40原子％的数，r为满足0.88≤r≤4.3原子％的数，t为满足3.5≤t≤13.5原子％的数)所表示的组成。
上述组成式中的A是有助于磁化的提高的元素。作为A元素，例如可例举选自铈(Ce)、镨(Pr)、以及钕(Nd)的至少1个元素。A元素具有比Sm高的有效磁力矩，且与Sm相同地为轻稀土类元素，有助于磁化的提高。在上述组成式中x的值超过0.2的情况下(A元素的含量超过2.48原子％的情况下)，异相的数量增大，有时磁特性下降。在x的值低于0.02的情况下(A元素的含量低于0.21原子％的情况下)，提高磁化的效果小。例如，通过将A元素的50原子％以上设为Pr，可进一步提高永久磁铁的磁化。
上述组成式中的R是可对磁铁材料提供较大的磁各向异性的元素。作为R元素，可例举选择除了A元素以外的稀土类元素的至少一个元素。例如，可例举钇(Y)、钐(Sm)等。特别优选使用Sm。例如，在作为R元素使用包括Sm的多个元素的情况下，通过将Sm浓度设为能够作为R元素适用的元素整体的50原子％以上，能够提高磁铁材料的性能、例如矫顽磁力。另外，进一步优选将能够作为R元素适用的元素的70原子％以上设为Sm，更进一步优选设为90％以上。
上述组成式中的p(R元素和A元素的总含量)低于10.5原子％的情况下，大量的α-Fe析出、矫顽磁力变小，在上述组成式中的p超过12.4原子％的情况下，饱和磁化下降。上述组成式中的p为10.9原子％以上12.1原子％以下，更优选11.0原子％以上12.0原子％以下。
上述组成式中的M是在高Fe浓度的组成下可呈现较大矫顽磁力的元素。作为M元素，例如可使用选自钛(Ti)、锆(Zr)、以及铪(Hf)的1个或多个元素。在上述组成式中的r超过4.3原子％的情况下，容易生成过多地含有M元素的异相，矫顽磁力、磁化都容易下降。在上述组成式中的r(M元素的含量)低于0.88原子％的情况下，Fe浓度变高的效果容易变小。M元素的含量为1.14原子％以上3.58原子％以下，更优选大于1.49原子％且为2.24原子％以下，进一步优选1.55原子％以上2.23原子％以下。
M元素优选至少含有Zr。尤其，通过将M元素的50原子％以上设为Zr，可提高永久磁铁的矫顽磁力。另一方面，由于M元素中Hf昂贵，因此即使在使用Hf的情况下，也优选减少其用量。例如，优选Hf的浓度低于M元素的20原子％。
Cu是可在磁铁材料中呈现高矫顽磁力的元素。在上述组成式中的t(Cu的含量)超过13.5原子％的情况下，磁化容易下降。在上述组成式中的t低于3.5原子％的情况下，难以得到高矫顽磁力和良好的矩形比。Cu的含量优选3.9原子％以上9.0原子％以下，更优选4.3原子％以上5.8原子％以下。
Fe是主要承担磁铁材料的磁化的元素。通过大量掺和Fe可提高磁铁材料的饱和磁化，但如果过多掺和则由于α-Fe的析出和相分离而难以得到所希望的结晶相，有使矫顽磁力下降之虞。因此含量q优选28原子％以上40原子％以下。Fe的含量q优选29原子％以上36原子％以下，更优选30原子％以上33原子％以下。
Co是在承担磁铁材料的磁化的同时使高矫顽磁力呈现的元素。此外，如果大量掺和Co则可得到高固化温度，可提高磁铁特性的热稳定性。如果Co的混合量少，则这些效果减弱。但是，如果过多添加Co，则Fe的比例相对地减少，有导致磁化下降之虞。此外，通过将20原子％以下的Co用选自Ni、V、Cr、Mn、Al、Si、Ga、Nb、Ta、以及W的1个或多个元素取代，可提高磁铁特性、例如矫顽磁力。
本实施方式的永久磁铁具备包括具有六方晶系的Th2Zn17型结晶相(2-17型结晶相)的主相、和设置于构成主相的结晶粒之间的晶界相的二维金属组织。而且，主相包括具有2-17型结晶相的晶胞相、和具有六方晶系的CaCu5型结晶相(1-5型结晶相)的富Cu相。富Cu相优选以包围晶胞相的方式形成。上述构造也称为晶胞结构。此外，富Cu相中也包括分割晶胞相的晶胞壁相。Th2Zn17型结晶相的c轴优选以与易磁化轴平行或大致平行的方式存在。另外，大致平行是指例如自平行方向起-10度以上10度以下的范围内的方向。
富Cu相是Cu浓度高的相。富Cu相的Cu浓度比Th2Zn17型结晶相的Cu浓度高。例如，富Cu相的Cu浓度优选Th2Zn17型结晶相的Cu浓度的1.2倍以上。富Cu相例如在Th2Zn17型结晶相中的包括c轴的剖面中以线状或板状存在。作为富Cu相的构造，没有特别的限定，例如可例举六方晶系的CaCu5型结晶相(1-5型结晶相)等。此外，永久磁铁也可以具有相不同的多个富Cu相。
富Cu相的磁畴壁能比Th2Zn17型结晶相的磁畴壁能高，该磁畴壁能的差成为磁畴壁移动的障碍。即，富Cu相通过作为钉扎位置起作用，可抑制在多个晶胞相间的磁畴壁移动。尤其，通过形成晶胞结构，磁畴壁移动的抑制效果提高。这称为磁畴壁钉扎效应。因此，更优选以包围晶胞相的方式形成富Cu相。
在含有28原子％以上的Fe的Sm-Co系磁铁中，富Cu相的Cu浓度优选10原子％以上60原子％以下。通过提高富Cu相的Cu浓度，可提高矫顽磁力和矩形比。在Fe浓度高的区域中，富Cu相的Cu浓度容易发生不均，例如产生磁畴壁钉扎效应大的富Cu相和磁畴壁钉扎效应小的富Cu相，矫顽磁力以及矩形比下降。富Cu相的Cu浓度优选30原子％以上60原子％以上，更优选40原子％以上60原子％以下。
如果除去了钉扎位置的磁畴壁发生移动，则移动了的那部分发生磁化反转，因此磁化下降。在施加外磁场时，如在某个固定的磁场下磁畴壁一起除去钉扎位置，则由于磁场的施加而磁化变得不易下降，可得到良好的矩形比。换而言之，认为如果施加磁场时在比矫顽磁力低的磁场下除去钉扎位置、磁畴壁发生移动，则移动了的那部分磁化减少，会导致矩形比变差。
在具有28原子％以上的高铁浓度的Sm-Co系磁铁中，如果添加A元素则有时矩形比下降。图1是表示含有Pr作为A元素的以往的Sm-Co系磁铁的主相的一部分的扫描型电子显微镜(SEM)的反射电子像。含有Pr的Sm-Co系永久磁铁如图1所示，有时具有含有区域100和区域101的主相，其中区域100和区域101具有相互不同的灰色的对比度。区域100中，Pr浓度高，Sm浓度低。区域101中，Pr浓度低，Sm浓度高。这样，如果存在主相中的A元素的浓度不同的多个区域则引起磁特性、尤其是矩形比的下降。为了减少主相中A元素的浓度不同的区域，在构成主相的晶粒间中，优选将A元素的浓度差(浓度的不均)控制在规定的范围内。
图2是表示本实施方式的永久磁铁的主相的一部分的SEM的反射电子像。在本实施方式的永久磁铁中，构成主相的多个晶粒的各自的Fe浓度为28原子％以上，多个晶粒间的A元素的浓度差为0.2原子％以上3.0原子％以下。在具有28原子％以上的高Fe浓度的永久磁铁中，通过使多个晶粒间的A元素的浓度差变小，如图2所示，可减少A元素的浓度不同的多个区域。因此，可在提高磁化的同时抑制矩形比的变差。
永久磁铁的组成例如通过ICP(高频电感耦合等离子体：Inductively CoupledPlasma)发光分光分析法、SEM-EDX(扫描电子显微镜-能量分散型X线分光法：SEM-EnergyDispersive X-ray Spectroscopy)、TEM-EDX(透射电子显微镜-能量分散型X线分光法：Transmission Electron Microscope-EDX)等测定。各相的体积比例可并用基于电子显微镜或光学显微镜的观察和X线衍射等进行综合判断，但可通过对永久磁铁的剖面进行摄影的电子显微镜照片的面积分析法来求出。永久磁铁的剖面使用试样的具有最大面积的表面的实质***部的剖面。
多个晶粒间的元素A的浓度差CA(dis)如下定义。首先，在500倍的视野下进行主相的一部分的SEM观察，取得反射电子像。对于得到的反射电子像中的长100μm×宽100μm的任意的正方形区域，以20μm间隔沿着正方形区域的长度方向以及宽度方向引出多个直线，将一个正方形区域分割为长20μm×宽20μm的多个正方形区域。在长度方向的直线和宽度方向的直线和各交点中，通过SEM-EDX进行A元素的浓度的分析。将得到的各交点的A元素的浓度的数据以升序排列，在A元素的浓度的从最小值到最大值为止的数值范围中，求出居前10个的A元素浓度的平均值(CA(A))和居后10个的A元素浓度的平均值(CA(B))。将CA(A)和CA(B)之差设为CA(dis)。即，多个晶粒间的元素A的浓度差定义为各晶粒的元素A的浓度的从最小值到最大值为止的数值范围中，居前10个的元素A的浓度的平均值和居后10个的元素A的浓度的平均值之差。
Th2Zn17型结晶相、富Cu相等的金属组织例如如下认定。首先，进行基于扫描透射型电子显微镜(Scanning Transmission Electron Microscope：STEM)的样品的观察。此时，可通过用SEM观察样品，指定晶界相的位置，使用聚焦离子束(Focused Ion Beam：FIB)以使晶界相进入视野的方式对样品进行加工，以此提高观察效率。上述样品是时效处理后的样品。此时，样品优选未磁化品。
接着，例如使用利用STEM的能量分散型X线分光法(STEM-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy：STEM-EDX)来测定晶胞相、富Cu相等的各元素的浓度。
通过STEM-EDX对各元素的浓度进行测定时，从样品的表面的1mm以上内部切出测定用的试样。此外，用100k倍的观察倍率观察与易磁化轴(c轴)平行的面。
另外，各相的元素的浓度测定中，也可使用三维原子探针(3-Dimension AtomProbe：3DAP)。使用3DAP的分析法是指通过施加电压使观察试样场致蒸发，通过利用二维检测器检出经场致蒸发的离子来确定原子排列的分析法。由到达二维检测器为止的飞行时间来鉴定离子种类，在深度方向上对检出的离子进行连续检出，按检出的顺序对离子进行排列(再构建)，据此可得到三维的原子分布。与TEM-EDX的浓度测定相比，可更正确地测定各结晶相内的各元素浓度。
基于3DAP的各相内的元素浓度的测定按照以下示出的步骤实施。首先，通过切割将试样薄片化，然后用FIB制作PICKUP探针(AP)用针状试样。
基于3DAP的测定针对烧结体的内部进行。烧结体内部的测定如下。首先，在具有最大的面积的面中的最长的边的中央部中，在与边垂直(在为曲线的情况下为与中央部的切线垂直)地进行切断的剖面的表面部和内部进行组成测定。测定处，设置将上述剖面中各边的1/2的位置作为起点、与边垂直向着内侧引至端部的第一基准线，和将各角部的中央作为起点、在角部的内角的角度的1/2的位置上向着内侧引至端部的第二基准线，将从这些第一基准线以及第二基准线的起点起、基准线的长度的1％的位置定义为表面部，40％的位置定义为内部。另外，在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)。在该情况下，测定处不从交点开始，而是设在与基准线相接的部分开始的位置。
通过如上设置测定处，在例如剖面为四角形的情况下，第一基准线以及第二基准线各4根，基准线总计8根，测定处在表面部以及内部分别为8处。本实施方式中，优选表面部以及内部的各自的8处全部都在上述的组成范围内，但只要至少表面部以及内部各4处以上在上述的组成范围内即可。在该情况下，不规定1根基准线中的表面部以及内部的关系。在对这样规定的烧结体内部的观察面进行研磨、使其平滑后进行观察。例如，浓度测定中的TEM-EDX的观察处设为各相内的任意的20点，求出从所述各点的测定值中去掉最大值和最小值后的测定值的平均值，将该平均值作为各元素的浓度。3DAP的测定也以此为基准。
在上述的使用3DAP而得的富Cu相内的浓度的测定结果中，富Cu相中的Cu的浓度分布优选更尖锐。具体而言，Cu的浓度分布的半宽度(FWHM：Full Width at Half Maximum)优选5nm以下，通过这样可得到高矫顽磁力。这是由于在富Cu相内的Cu的分布尖锐的情况下，急剧产生晶胞相与富Cu相之间的磁畴壁能差，磁畴壁更容易被钉扎的缘故。
富Cu相中的Cu的浓度分布的半宽度(FWHM)如下求出。基于上述的方法，由3DAP的Cu分布求出Cu浓度的最高值(PCu)，求出达到该值的半值(PCu/2)时的峰的宽度，即半宽度(FWHM)。对10个峰进行这样的测定，将这些值的平均值定义为Cu分布的半宽度(FWHM)。在Cu分布的半宽度(FWHM)为3nm以下的情况下，可进一步增强使矫顽磁力提高的效果，通过设为2nm以下，可得到更优良的矫顽磁力的提高效果。
矩形比如下定义。首先，通过直流B-H追踪装置，测定室温中的直流磁化特性。接着，通过由测定结果得到的B-H曲线，求出作为磁铁的基本特性的剩余磁化Mr和矫顽磁力iHC以及最大能量积(BH)max。此时，使用Mr，通过下式(1)求出理论最大值(BH)max。
(BH)max(理论值)＝Mr 2/4μ0…(1)
矩形比通过测定得到的(BH)max与(BH)max(理论值)的比来评价，通过下式(2)求出。
(BH)max(实测值)/(BH)max(理论值)×100…(2)
上述永久磁铁例如也可作为粘结磁铁使用。例如，通过在日本专利特开2008-29148号公报或日本专利特开2008-43172号公报中公开的可变磁通量驱动***的可变磁铁中使用上述永久磁铁，能够实现***的高效化、小型化、低成本化。为了将上述永久磁铁作为可变磁铁使用，需要变更时效处理条件，例如将矫顽磁力控制为100kA/M以上350kA/M以下。
<永久磁铁的制造方法>
接着，对永久磁铁的制造方法例进行说明。首先，制备含有永久磁铁的合成所必须的规定的元素的合金粉末。接着，在设置于电磁铁中的金属模内填充合金粉末，通过一边施加磁场一边进行加压成形来制造结晶轴取向了的压粉体。
例如，可通过将由电弧熔融法或高频熔融法得到的熔融合金进行铸造、对得到的合金铸锭进行粉碎来制备合金粉末。可将组成不同的多个粉末混合，制成所希望的组成的合金粉末。此外，也可使用机械合金法、机械磨碎法、气体雾化法、还原扩散法等制备合金粉末。在使用薄带连铸法的合金薄带的制作中，通过制作薄片状的合金薄带，之后对合金薄带进行粉碎来制备合金粉末。例如，可通过对以圆周速度0.1m/秒以上20m/秒以下进行旋转的冷却辊倾注合金熔液，制作以厚度1mm以下连续凝固的薄带。在圆周速度低于0.1m/秒的情况下，在薄带中容易产生组成的不均。此外，在圆周速度超过20m/秒的情况下，有时结晶粒过于微细化等、磁特性下降。冷却辊的圆周速度为0.3m/秒以上15m/秒以下，进一步优选0.5m/秒以上12m/秒以下。
而且，能够通过对上述合金粉末或粉碎前的合金的材料实施热处理，将该材料均质化。例如，可使用喷射式粉碎机、球磨机等对材料进行粉碎。另外，通过在惰性气体气氛或有机溶剂中对材料进行粉碎，可防止粉末的氧化。
在粉碎后的粉末中，如果平均粒径为2μm以上5μm以下、且粒径为2μm以上10μm以下的粉末的比例为粉末整体的80％以上，则取向度变高，此外矫顽磁力变大。为了实现以上条件，优选利用喷射式粉碎机的粉碎。
例如，在用球磨机进行粉碎的情况下，即使粉末的平均粒径为2μm以上5μm以下，也大量含有粒径为亚微水平的微粉末。如果该微粉末发生凝集，则在加压时的磁场取向中，在易磁化轴方向上TbCu7相中的结晶的c轴不易整齐，取向度容易变差。此外，这样的微粉末使烧结体中的氧化物的量增大，有矫顽磁力下降之虞。尤其，在Fe浓度为28原子％以上的情况下，在粉碎后的粉末中，理想的是10μm以上的粒径的粉末的比例为粉末整体的10％以下。在Fe浓度为28原子％以上的情况下，作为原材料的铸锭中的异相的量增大。在该异相中，不仅粉末的量增大，粒径也有变大的倾向，有时粒径达到20μm以上。
对这样的铸锭进行粉碎时，例如有时15μm以上的粒径的粉末直接成为异相的粉末。如果将含有这样的异相粗粉末的粉碎粉在磁场中进行加压、制成烧结体，则异相残留，引起矫顽磁力的下降、磁化的下降、矩形性的下降等。如果矩形性下降则磁化变得困难。尤其，组装为转子等后的磁化变得困难。这样，通过将10μm以上的粒径的粉末设为整体的10％以下，在含有28原子％以上的Fe的高Fe浓度组成中，可在抑制矩形比的下降的同时，增大矫顽磁力。
接着，对上述压粉体进行烧结。此时，如果压粉体中的各粉末区域的A元素浓度的不均程度大，则有时形成如图1所示的A元素浓度不同的多个区域。作为形成A元素浓度不同的多个区域的理由之一，可例举A元素的添加所导致的熔点的变化。A元素是比Fe更容易使熔点上升的元素。因此，如果铸锭中的各区域的A元素浓度的不均程度大，则容易形成铁浓度高、熔点低的区域以及A元素浓度高、熔点高的区域。例如，形成富A元素区域、富铁区域、富R元素区域、或贫R元素区域等。因此，在使用将该铸锭粉碎而得的粉末形成的压粉体中，熔点的不均程度也变大。
在对上述压粉体进行烧结的情况下，由于熔点之差而存在容易熔解的区域以及难以熔解的区域，因此容易形成A元素浓度不同的多个区域。例如，容易熔解的区域被熔解、烧结进行。对应于此，难以熔解的区域有时依旧是固体。因此，在烧结温度低的情况下，A元素等没有充分扩散，形成如上所述的具有A元素的浓度不同的多个区域的主相。因此，晶粒间的A元素的浓度差容易变大。
在本实施方式的永久磁铁的制造方法中，通过在1220℃以上1260℃以下的温度下实施1小时以上15小时以下的热处理来进行烧结。在烧结温度低于1220℃的情况下，熔点高的区域中烧结没有充分进行，有时金属组织的均匀性下降。在烧结温度高于1260℃的情况下，有时由于粉末中的Sm等R元素过多蒸发等而磁特性下降。烧结温度例如更优选1230℃以上1250℃以下。在保持时间低于1小时的情况下，由于密度容易变得不均匀而磁化容易下降，而且由于烧结体的结晶粒径变小、且晶界相比例变高，磁化容易下降。此外，在热处理时间超过15小时的情况下，则粉末中的R元素的蒸发变得过多，有磁特性下降之虞。更优选的保持时间为2小时以上13小时以下，进一步优选3小时以上10小时以下。上述烧结中，可在将成形体设置在室内后，设为真空状态，将真空维持到达到保持温度附近为止，之后切换为Ar等惰性气氛，通过等温保持使烧结体密度提高。
接着，进行熔体化处理。熔体化处理是形成作为相分离组织的前体的TbCu7型结晶相(1-7型结晶相)的处理。在添加A元素的情况下，TbCu7相的稳定区域容易向低温侧移动。因此，如果熔体化处理的温度高则容易形成如图1所示的A元素浓度不同的多个区域。在本实施方式的永久磁铁的制造方法中，通过在比烧结温度低80℃以上的温度(烧结温度-80℃以下)下保持8小时以上28小时以下来进行熔体化处理。在上述温度为超过烧结温度-80℃的温度的情况下，TbCu7相的生成有时变得不稳定。熔体化处理的温度更优选比烧结温度低90℃以上的温度(烧结温度-90℃以下)。
熔体化处理的温度例如优选1070℃以上的温度。在低于1070℃的情况下，存在于熔体化处理后的试样中的TbCu7型结晶相的比例小，有磁特性下降之虞。熔体化处理的温度例如更优选1100℃以上。在熔体化处理时的保持时间少于8小时的情况下，构成相容易不均匀，矫顽磁力容易下降，金属组织的结晶粒径容易变小，晶界相比例容易变高，磁化容易下降。此外，在熔体化处理时的保持温度超过28小时的情况下，由于烧结体中的R元素蒸发等而有磁特性下降之虞。保持时间优选12小时以上18小时以下。另外，通过在真空中或氩气等惰性气氛中进行熔体化处理，可抑制粉末的氧化。
而且，在等温保持后进行急冷。例如，通过进行将冷却速度设为170℃/分钟以上、至室温为止的急冷，可使TbCu7型结晶相稳定化，矫顽磁力容易呈现。在冷却速度低于170℃/分钟的情况下，在冷却中容易生成Ce2Ni7型结晶相(2-7型结晶相)。有时由于2-7型结晶相的存在而磁化下降，此外，有时矫顽磁力也下降。2-7型结晶相中，大多数情况下Cu被增稠，藉此，主相中的Cu浓度下降，不易发生时效处理所导致的相分离。尤其，在含有28原子％以上的Fe浓度的组成中冷却速度容易变得重要。
也可在烧结和熔体化处理之间进行高质化处理。高质化处理是控制金属组织、尤其是宏观组织的处理。高质化处理中，例如通过在比烧结时的热处理温度低10℃以上的温度下、且比熔体化处理时的热处理温度高10℃以上的温度下保持2小时以上12小时以下来进行热处理。不在比烧结时的热处理温度低10℃以上的温度下进行热处理的情况下，不能充分去除烧结中生成的来源于液相的异相。该异相的取向性大多较低，如果存在该异相，则结晶粒的结晶方位容易相对于易磁化轴偏离，不仅矩形比下降，磁化也容易下降。此外，在熔体化处理中，如果温度低，则从元素扩散速度的观点出发，难以充分去除烧结中产生的异相。此外，粒成长速度也缓慢，有不能获得足够的结晶粒径的可能性，无法期待矩形比的改善。与此相对，通过在比熔体化处理时的保持温度高10℃以上进行高质化处理，可充分去除上述异相，使构成主相的结晶粒变大。
高质化处理时的保持温度例如优选1180℃以上1210℃以下。在低于1180℃的情况下以及超过1210℃的情况下，有时矩形比下降。此外，在热处理时间少于2小时的情况下，扩散不充分，不能充分去除异相，矩形比改善的效果小。此外，在超过12小时的情况下，有Sm等R元素蒸发、不能得到良好磁特性之虞。另外，高质化处理中的热处理时间更优选4小时以上10小时以下，进一步优选6小时以上8小时以下。此外，为了防止氧化，优选在真空中或氩气等惰性气氛中进行高质化处理。
接着，对急冷后的烧结体进行时效处理。时效处理是指控制金属组织、提高磁铁的矫顽磁力的处理，目的在于使磁铁的金属组织相分离为多个相。
时效处理中，使其升温至760℃以上850℃以下的温度后，在该到达温度下保持(第一保持)20小时以上60小时以下。接着，以0.2℃/分钟以上2.0℃/分钟以下的冷却速度进行直至350℃以上650℃以下的温度的缓慢冷却后，通过在该到达温度下保持(第二保持)0.5小时以上8小时以下来进行热处理。之后，冷却至室温。通过以上步骤，可得到烧结体磁铁。
在第一保持中，保持温度比850℃高的情况下，晶胞相变得粗大，矩形比容易下降。此外，在保持温度低于760℃的情况下，不能充分得到晶胞结构，矫顽磁力的呈现变得困难。第一保持中的保持温度例如更优选780℃以上840℃以下。此外，在第一保持中，在保持时间低于20小时的情况下，晶胞结构不充分，矫顽磁力的呈现变得困难。此外，在保持时间比60小时长的情况下，晶胞壁相变得过厚，有矩形比变差的可能性。第一保持中的保持时间例如更优选25小时以上40小时以下。
在缓慢冷却时的冷却速度低于0.2℃/分钟的情况下，晶胞壁相变得过厚，磁化容易减少。此外，在超过2.0℃/分钟的情况下，不能充分得到晶胞相和晶胞壁相的Cu浓度之差，矫顽磁力容易下降。缓慢冷却时的冷却速度例如优选0.4℃/分钟以上1.5℃/分钟以下，进一步优选0.5℃/分钟以上1.3℃/分钟以下。此外，在缓慢冷却至低于350℃为止的情况下，容易生成如上所述的低温异相。此外，在缓慢冷却至超过650℃的温度为止的情况下，富Cu相中的Cu浓度不能变得足够高，有时不能得到足够的矫顽磁力。此外，在第二保持中的保持时间超过8小时的情况下，产生低温异相，有可能不能得到足够的磁特性。
另外，在时效处理中，也可在缓慢冷却时在规定的温度下保持规定的时间，再由此开始进行缓慢冷却。此外，也可将上述时效处理作为正式时效处理，正式时效处理之前，通过在比第一保持中的保持温度低的温度下、且保持比第一保持中的保持时间短的时间，进行预备时效处理。通过上述缓慢冷却时的保持和预备时效处理，可进一步提高矩形比。
另外，高质化处理也可在烧结后、时效处理前进行。例如，也可将熔体化处理分割为第一熔体化处理以及第二熔体化处理(称为再熔体化处理)，在第一熔体化处理后进行高质化处理，在高质化处理后进行第二熔体化处理。此外，也可在熔体化处理之间进行多次高质化处理。
如上，在本实施方式的永久磁铁的制造方法中，通过调整烧结以及熔体化处理的条件，可在构成主相的晶粒各自具有28原子％以上的高铁浓度的同时、减少多个晶粒间的A元素的浓度差。因此，可提高矩形比等磁特性。
(第二实施方式)
第一实施方式的永久磁铁可用于各种电动机或发电机等旋转电机。此外，也能够作为可变磁通量电动机或可变磁通量发电机的固定磁铁、或可变磁铁使用。通过使用第一实施方式的永久磁铁，构成各种电动机或发电机。在将第一实施方式的永久磁铁用于可变磁通量电动机的情况下，可在可变磁通量电动机的构成或驱动***中使用例如日本专利特开2008-29148号公报或日本专利特开2008-43172号公报中公开的技术。
接着，参照附图，对具有上述永久磁铁的旋转电机进行说明。图3是表示本实施方式中的永久磁铁电动机的图。图3示出的永久磁铁电动机1中，在定子(固定子)2内配置转子(旋转子)3。在转子3的铁心4中，配置作为第一实施方式的永久磁铁的永久磁铁5。通过使用第一实施方式的永久磁铁，基于各永久磁铁的特性等，可实现永久磁铁电动机1的高效化、小型化、低成本化等。
图4是表示本实施方式的可变磁通量电动机的图。在图4示出的可变磁通量电动机11中，在定子(固定子)12内配置转子(旋转子)13。在转子13的铁心14中，第一实施方式的永久磁铁被作为固定磁铁15以及可变磁铁16配置。可变磁铁16的磁通量密度(磁通量的量)能够设为可变。可变磁铁16由于其磁化方向与Q轴方向直交，不受Q轴电流的影响，可通过D轴电流磁化。转子13中设置磁化绕组(未图示)。通过在该磁化绕组中流过来自磁化回路的电流，成为其磁场直接作用于可变磁铁16的构造。
如果采用第一实施方式的永久磁铁，则可在固定磁铁15中得到合适的矫顽磁力。在将第一实施方式的永久磁铁用于可变磁铁16的情况下，只要通过变更前述的制造方法的各种条件(时效处理条件等)，例如将矫顽磁力控制在100kA/m以上500kA/m以下的范围内即可。另外，图4示出的可变磁通量电动机11中，可在固定磁铁15以及可变磁铁16都使用第一实施方式的永久磁铁，但也可以在任一方的磁铁使用第一实施方式的永久磁铁。由于可变磁通量电动机11能够以小装置尺寸输出大转矩，因此适合要求电动机的高输出·小型化的混合动力车或电动车等的电动机。
图5表示本实施方式的发电机。图5示出的发电机21具有使用上述永久磁铁的定子(固定子)22。配置于定子(固定子)22的内侧的转子(旋转子)23介由转轴25，与设置于发电机21的一端的涡轮24连接。涡轮24例如通过从外部供给的流体进行旋转。另外，还能够通过传达汽车的再生能量等动态旋转来代替通过流体旋转的涡轮24而使转轴25旋转。定子22和转子23可采用各种公知的构成。
转轴25与配置于相对于转子23在涡轮24的相反侧的整流子(未图示)接触，通过转子23的旋转而产生的电动势作为发电机21的输出，介由相分离母线以及主变压器(未图示)，被升压为***电压而进行送电。发电机21也可以是通常的发电机以及可变磁通量发电机的任一种。另外，转子23中，产生来自涡轮2的静电和伴随着发电的轴电流导致的带电。因此，发电机21具备用于对转子23的带电进行放电的刷子26。
如上，通过在发电机中采用上述永久磁铁，可得到高效化、小型化、低成本化等效果。
说明了本发明的几个实施方式，但这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。这些新的实施方式能够以其他各种方式实施，在不超出发明的技术内容的范围内可进行各种省略、置换、变更。这些实施方式及其变形都包括在发明的范围和宗旨内，也包括在与权利要求记载的发明等同的范围内。
实施例
本实施例中，对永久磁铁的具体例进行说明。另外，在本实施例中，对作为M元素含有Zr、构成主相的晶粒的Fe浓度在28原子％以上的永久磁铁进行说明。
(实施例1、实施例2)
按规定的比例将永久磁铁中使用的各原料秤量、混合后，在Ar气气氛中进行电弧熔炼，制作合金铸锭。在1160℃下保持12小时对上述合金铸锭进行热处理后，对合金铸锭实施粗粉碎和通过喷射式粉碎机的粉碎，制备作为磁铁的原料粉末的合金粉末。将得到的合金粉末在磁场中进行加压成形，制作压缩成形体。
接着，将合金粉末的压缩成形体配置于烧结炉室内，在将室内设为真空状态后，升温至1225℃为止，在到达温度下保持10分钟。之后如表2所示，导入Ar气，在Ar气氛中升温至1240℃，在到达温度下保持4小时。接着，冷却至1190℃为止，将室内的压力设为0.5MPa，通过在到达温度下保持6小时来进行高质化处理。接着，以2℃/分钟的冷却速度如表2所示缓慢冷却到1135℃为止，在到达温度下保持16小时，进行熔体化处理，之后冷却至室温。烧结温度和熔体化处理温度之差如表2所示，为1240℃-1135℃＝105℃。另外，熔体化处理后的冷却速度设为150℃/分钟。
接着，将熔体化处理后的烧结体升温至750℃为止，在到达温度下保持1小时后，以2.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至350℃为止。接着，作为时效处理，升温至835℃为止，在到达温度下保持30小时。之后，以1.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至500℃为止，在到达温度下保持8小时。之后，以1.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至400℃为止，在到达温度下保持1小时。之后，炉冷却至室温为止，得到磁铁。
通过ICP法实施磁铁的组成分析。另外，通过以下步骤，进行基于ICP法的组成分析。首先，将从记述的测定处采集的试样在研钵中粉碎，获取一定量的粉碎后的试样，放入石英制烧杯。接着，在烧杯加入混酸(含有硝酸和盐酸的酸)，在加热板上加热至140℃左右，使烧杯中的试样完全溶解。再放冷后，移至PFA(聚四氟乙烯)制量瓶中进行定量，作为试样溶液。
使用ICP发光分光分析装置通过校正曲线法进行上述试样溶液的含有成分的定量。作为ICP发光分光分析装置，使用精工电子纳米科技株式会社(エスアイアイ·ナノテクノロジー)制SPS4000。得到的磁铁的组成如表1所示。此外，测定构成主相的晶粒的Fe浓度以及晶粒间的A元素的浓度差(CA(dis))、进而矩形比、矫顽磁力、以及剩余磁化。其结果示于表3。另外，各实施例以及比较例中作为测定装置，使用日立高科技株式会社(日立ハイテク)制HD2300。
(实施例3、实施例4、实施例5)
按规定的比例将各原料秤量、混合后，在Ar气体气氛中进行高频熔炼，制作合金铸锭。对合金铸锭实施粗粉碎后，实施1160℃、8小时的热处理，通过急冷冷却至室温为止。再实施粗粉碎和利用喷射式粉碎机的粉碎，制备作为磁铁的原料粉末的合金粉末。再将上述合金粉末在磁场中进行加压成形，制作压缩成形体。
接着，将合金粉末的压缩成形体配置于烧结炉的室内，将室内设为9.0×10-3Pa的真空状态后升温至1200℃为止，在到达温度下保持15分钟后，向室内导入Ar气。将设为Ar气氛中的室内的温度如表2所示升温至1235℃为止，通过在上述到达温度下保持6小时来进行烧结。接着，如表2所示进行缓慢冷却至1115℃为止，在到达温度下保持12小时，进行熔体化处理，之后冷却至室温。另外，熔体化处理后的冷却速度设为200℃/分钟。烧结温度和熔体化处理温度之差如表2所示，为1235℃-1115℃＝120℃。
接着，将熔体化处理后的烧结体升温至680℃为止，在到达温度下保持1小时后，接着作为时效处理升温至850℃为止，在到达温度下保持22小时。之后缓慢冷却至370℃为止，在到达温度下保持8小时。之后，炉冷却至室温为止，得到磁铁。
进一步，使用上述ICP发光分光分析装置通过校正曲线法进行上述试样溶液的含有成分的定量。得到的磁铁的组成如表1所示。此外，测定构成主相的晶粒的Fe浓度以及晶粒间的A元素的浓度差(CA(dis))、进而矩形比、矫顽磁力、以及剩余磁化。其结果示于表3。
(实施例6、实施例7)
按规定的比例将各原料秤量、混合后，在Ar气体气氛中进行高频熔炼，制作合金铸锭。对合金铸锭实施粗粉碎后，实施1170℃、12小时的热处理，通过急冷冷却至室温为止。再实施粗粉碎和利用喷射式粉碎机的粉碎，制备作为磁铁的原料粉末的合金粉末。再将上述合金粉末在磁场中进行加压成形，制作压缩成形体。
接着，将合金粉末的压缩成形体配置于烧结炉的室内，将室内设为9.0×10-3Pa的真空状态后升温至1215℃为止，在到达温度下保持15分钟后，向室内导入Ar气。将设为Ar气氛中的室内的温度如表2所示升温至1225℃为止，通过在上述到达温度下保持3小时来进行烧结。接着，如表2所示进行缓慢冷却至1100℃为止，在到达温度下保持18小时，进行熔体化处理，之后冷却至室温。另外，熔体化处理后的冷却速度设为180℃/分钟。烧结温度和熔体化处理温度之差如表2所示，为1225℃-1100℃＝125℃。
接着，将熔体化处理后的烧结体升温至690℃，在到达温度下保持3.5小时后，缓慢冷却至室温。之后，作为时效处理，升温至840℃为止，在到达温度下保持55小时。之后缓慢冷却至390℃为止，在到达温度下保持1.5小时。之后，炉冷却至室温为止，得到磁铁。
以与其他实施例相同的方式，通过ICP法确认上述各磁铁的组成。得到的磁铁的组成如表1所示。此外，与其他实施例同样地测定构成主相的晶粒的Fe浓度以及晶粒间的A元素的浓度差(CA(dis))、进而矩形比、矫顽磁力、以及剩余磁化。其结果示于表3。
(实施例8)
按规定的比例将各原料秤量、混合后，在Ar气体气氛中进行高频熔炼，制作合金铸锭。对上述合金铸锭实施粗粉碎后，实施1170℃、9小时的热处理，通过急冷冷却至室温为止。再实施粗粉碎和利用喷射式粉碎机的粉碎，制备作为磁铁的原料粉末的合金粉末。再将上述合金粉末在磁场中进行加压成形，制作压缩成形体。
接着，将合金粉末的压缩成形体配置于烧结炉的室内，将室内设为9.0×10-3Pa的真空状态后升温至1190℃为止，在到达温度下保持15分钟后，向室内导入Ar气。将设为Ar气氛中的室内的温度如表2所示升温至1235℃为止，通过在上述到达温度下保持4小时来进行烧结。接着，如表2所示进行缓慢冷却至1130℃为止，在到达温度下保持12小时，进行熔体化处理，之后冷却至室温。另外，熔体化处理后的冷却速度设为180℃/分钟。烧结温度和熔体化处理温度之差如表2所示，为1235℃-1130℃＝105℃。
接着，将熔体化处理后的烧结体升温至705℃，在到达温度下保持2小时后，缓慢冷却至室温。之后，作为时效处理，升温至830℃为止，在到达温度下保持55小时。之后缓慢冷却至420℃为止，在到达温度下保持1小时。之后，炉冷却至室温为止，得到磁铁。
以与其他实施例相同的方式，通过ICP法确认上述各磁铁的组成。得到的磁铁的组成如表1所示。此外，与其他实施例同样地测定构成主相的晶粒的Fe浓度以及晶粒间的A元素的浓度差(CA(dis))、进而矩形比、矫顽磁力、以及剩余磁化。其结果示于表3。
(实施例9～实施例12)
使用与实施例8相同组成的合金粉末作为原料，在磁场中进行加压成形，制作压缩成形体。接着，将合金粉末的压缩成形体配置于烧结炉的室内，将室内设为9.0×10-3Pa的真空状态后升温至1190℃为止，在到达温度下保持15分钟后，向室内导入Ar气。接着，将设为Ar气氛中的室内的温度分别如表2所示升温至烧结温度，通过在到达温度下保持4小时来进行烧结。
接着，在表2所示的温度以及时间下进行熔体化处理，之后冷却至室温。另外，熔体化处理后的冷却速度设为180℃/分钟。
之后，根据与实施例8相同的方法，在各实施例中通过对熔体化处理后的烧结体进行时效处理等而得到磁铁。
以与其他实施例相同的方式，通过ICP法确认上述各磁铁的组成。得到的磁铁的组成如表1所示。此外，与其他实施例同样地测定构成主相的晶粒的Fe浓度以及晶粒间的A元素的浓度差(CA(dis))、进而矩形比、矫顽磁力、以及剩余磁化。其结果示于表3。
(比较例1、比较例2)
通过分别与实施例1以及实施例2相同的方法制作具有表1所示的组成的磁铁。此外，以与实施例相同的方式测定构成主相的晶粒的Fe浓度以及A元素浓度的不均、进而矩形比、矫顽磁力、以及剩余磁化。其结果示于表3。
(比较例3～比较例6)
使用与实施例8相同组成的合金粉末作为原料，在磁场中进行加压成形，制作压缩成形体。接着，将合金粉末的压缩成形体配置于烧结炉的室内，将室内设为9.0×10-3Pa的真空状态后升温至1190℃为止，在到达温度下保持15分钟后，向室内导入Ar气。接着，将设为Ar气氛中的室内的温度分别如表2所示升温至烧结温度，通过在到达温度下保持4小时来进行烧结。
之后，通过与实施例8相同的条件，在各比较例中在表2所示的熔体化处理的温度以及时间下进行熔体化处理，通过进行时效处理等，得到磁铁。
以与其他实施例相同的方式，通过ICP法确认上述各磁铁的组成。得到的磁铁的组成如表1所示。此外，与其他实施例同样地测定构成主相的晶粒的Fe浓度以及晶粒间的A元素的浓度差(CA(dis))、进而矩形比、矫顽磁力、以及剩余磁化。其结果示于表3。
如上，在各实施例的永久磁铁中，在构成主相的结晶粒中，通过控制Fe浓度以及A元素的不均，抑制了磁化的下降，即使在具有Fe浓度为28原子％以上的组成的情况下，也都呈现了良好的矩形比、高矫顽磁力、以及高磁化。与此相对，可知比较例1、2的组成大幅偏离，由于产生异相等理由而不能得到足够的磁特性。比较例3由于烧结温度高而不能得到足够的磁特性。比较例4由于烧结温度低而不能得到足够的磁特性。比较例5由于烧结温度和熔体化处理温度之差小而不能得到足够的磁特性。比较例6由于熔体化处理时间短而不能得到足够的磁特性。
[表1]
[表2]
[表3]

Claims (5)

1.一种永久磁铁，其是具备
组成式：(R1-xAx)pFeqMrCutCo100-p-q-r-t所表示的组成和金属组织的永久磁铁，所述金属组织包含具有Th2Zn17型结晶相的主相，
式中，A为选自Ce、Pr、以及Nd的至少一个元素，R为选自除了A元素以外的稀土类元素的至少1个元素，M为选自Zr、Ti、以及Hf的至少1个元素，x为满足0.02≤x≤0.2的数，p为满足10.5≤p≤12.4原子％的数，q为满足28≤q≤40原子％的数，r为满足0.88≤r≤4.3原子％的数，t为满足3.5≤t≤13.5原子％的数，
其特征在于，
构成所述主相的多个晶粒的各自的Fe浓度为28原子％以上，
所述多个晶粒间的A元素的浓度差为0.2原子％以上3.0原子％以下。
2.如权利要求1所述的永久磁铁，其特征在于，所述组成式中的A元素的50原子％以上为Pr。
3.如权利要求1所述的永久磁铁，其特征在于，
所述组成式中的R元素的50原子％以上为Sm，
所述组成式中的M元素的50原子％以上为Zr。
4.如权利要求1所述的永久磁铁，其特征在于，所述组成式中的Co的20原子％以下被选自Ni、V、Cr、Mn、Al、Ga、Nb、Ta、以及W的至少一个元素所取代。
5.一种旋转电机，其特征在于，具备权利要求1所述的永久磁铁。
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