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稀土鈷永磁體.pdf

摘要
申請專利號:

CN201510105486.X

申請日:

2015.03.11

公開號:

CN104916382A

公開日:

2015.09.16

當前法律狀態:

撤回

有效性:

無權

法律詳情: 發明專利申請公布后的視為撤回IPC(主分類):H01F 1/053申請公布日:20150916|||著錄事項變更 IPC(主分類):H01F 1/053變更事項:申請人變更前:NEC東金株式會社變更后:株式會社東金變更事項:地址變更前:日本宮城縣變更后:日本宮城縣|||實質審查的生效IPC(主分類):H01F 1/053申請日:20150311|||公開
IPC分類號: H01F1/053; H01F7/02 主分類號: H01F1/053
申請人: NEC東金株式會社
發明人: 藤原照彥; 町田浩明; 吉川秀之
地址: 日本宮城縣
優先權: 2014-047031 2014.03.11 JP
專利代理機構: 北京清亦華知識產權代理事務所(普通合伙)11201 代理人: 聶寧樂
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法律狀態
申請(專利)號:

CN201510105486.X

授權公告號:

|||||||||

法律狀態公告日:

2018.08.31|||2017.08.04|||2017.01.11|||2015.09.16

法律狀態類型:

發明專利申請公布后的視為撤回|||著錄事項變更|||實質審查的生效|||公開

摘要

本發明提供一種稀土鈷永磁體,含有23~27wt%的R、3.5~5wt%的Cu、19~25wt%的Fe、1.5~3wt%的Zr、其余為Co及不可避免的雜質,其中,元素R是至少含有Sm的稀土元素。所述稀土鈷永磁體密度為8.15~8.39g/cm3,所述稀土鈷永磁體金屬組織包括含有Sm2Co17相的胞相(11),以及圍繞所述胞相、并含有SmCo5相的胞壁(12)。所述稀土鈷永磁體平均晶粒直徑為40~100μm,所述胞壁中,Cu的含量的半值寬度為10nm以下。

權利要求書

權利要求書
1.  一種稀土鈷永磁體,含有23~27wt%的R、3.5~5wt%的Cu、19~25wt%的Fe、1.5~3wt%的Zr、其余為Co及不可避免的雜質,其中,元素R是至少含有Sm的稀土元素,其特征在于,
所述稀土鈷永磁體密度為8.15~8.39g/cm3,
所述稀土鈷永磁體金屬組織包括含有Sm2Co17相的胞相,以及圍繞所述胞相、并含有SmCo5相的胞壁,
所述稀土鈷永磁體平均晶粒直徑為40~100μm,
所述胞壁中,Cu的含量的半值寬度為10nm以下。

2.  根據權利要求1所述的稀土鈷永磁體,其特征在于,
所述胞壁中,Cu的含量的最大值為15at%以上。

3.  根據權利要求1所述的稀土鈷永磁體,其特征在于,
所述不可避免的雜質中,C被限制為200~1000ppm。

4.  根據權利要求1所述的稀土鈷永磁體,其特征在于,
所述不可避免的雜質中,O被限制為1000~5000ppm。

說明書

說明書稀土鈷永磁體
技術領域
本發明涉及稀土鈷永磁體。
背景技術
作為稀土鈷永磁體,可舉出含有14.5wt%的Fe的釤鈷磁體。而且,為了提高能量乘積而制備含Fe量高的釤鈷磁體。
例如,在日本特開2002-083727號公報中公開了,所獲得的釤鈷磁體使用了由20~30wt%的RE(RE指Sm或含有50wt%以上的Sm的兩種以上稀土元素)、10~45wt%的Fe、1~10wt%的Cu、0.5~5wt%的Zr、其余為Co及不可避免的雜質組成的合金。具體地,使用薄帶連鑄來鑄造該合金并得到薄片。所述薄帶連鑄是一種將熔化的合金垂直澆在水冷銅輥上并獲得厚度為1mm左右的薄片的方法。之后,將獲得的薄片放在非氧化性氣氛中進行熱處理,接著對其粉碎成粉體。然后,將該粉體在磁場中壓縮成型,并依次進行燒結、固溶處理、時效處理。
發明內容
所述薄帶連鑄需要一套復雜的裝置,如水冷銅輥。因此,需要一種使用金屬型鑄造制備所述稀土鈷永磁體的方法,使得與薄帶連鑄相比,使用更為簡易的裝置進行鑄造。但是,在某些情況下,使用這種金屬型鑄造來制備永磁體無法獲得良好的磁特性。
鑒于上述問題完成了本發明,本發明目的是提供一種能夠使用簡易的裝置制備具有良好磁特性的稀土鈷永磁體。
解決技術問題的手段
本發明所涉及的稀土鈷永磁體,含有23~27wt%的R、3.5~5wt%的Cu、19~25wt%的Fe、1.5~3wt%的Zr、其余為Co及不可避免的雜質,其中,元素R是至少含有Sm的稀土元素,其中,所述稀土鈷永磁體密度為8.15~8.39g/cm3,所述稀土鈷永磁體金屬組織包括含有Sm2Co17相的胞相,以及圍繞所述胞相、并含有SmCo5相的胞壁,所述稀土鈷永磁體平均晶粒直徑為40~100μm,所述胞壁中,Cu的含量的半值寬度為10nm以下。
發明效果
根據本發明,提供一種能夠通過使用簡易設備來制備、同時具有良好磁特性的稀土鈷永 磁體。
通過以下給出的詳細描述對本發明的上述及其他目的、特征、優點進行說明,附圖僅為舉例而給出,并不能限制本發明。
附圖說明
圖1是第1實施方式中稀土鈷永磁體的制備方法流程圖;
圖2是實施例1的微觀組織的剖面照片;
圖3表示實施例1中的相對于距離的各成分;
圖4是比較例1的微觀組織的剖面照片;
圖5表示比較例1中的相對于距離的各成分。
具體實施方式
本發明人發現固溶處理中微觀組織的成分均勻是非常重要的,因此將注意力集中在原料制備上。特別地,稀土鈷永磁體所含的元素中,純Zr的熔點高達1852℃,遠高于與該永磁體同一成分的合金的熔點1400℃,因此存在元素Zr在微觀組織中分布不均勻的擔憂。本發明人對于原理、制備方法等深入研究,最終完成了本發明。
第1實施方式
以下對第1實施方式所涉及的稀土鈷永磁體進行說明。
第1實施方式所涉及的稀土鈷永磁體,含有23~27wt%的R、3.5~5wt%的Cu、19~25wt%的Fe、1.5~3wt%的Zr、其余為Co及不可避免的雜質。第1實施方式所涉及的稀土鈷永磁體的熔點為1400℃左右。其中,元素R是稀土元素,在稀土元素中至少含有Sm。作為稀土元素可舉出:Pr、Nd、Ce及La。此外,第1實施方式所涉及的稀土鈷永磁體含有以稀土鈷為主體的金屬間化合物。該金屬間化合物可以是如SmCo5、Sm2Co17等。
此外,第1實施方式所涉及的稀土鈷永磁體具有含有晶粒的金屬組織。該晶粒包括:含有Sm2Co17的胞相;圍繞所述胞相、并含有SmCo5的胞壁;以及含有Zr的板狀相。而且,在第1實施方式所涉及的稀土鈷永磁體中,亞微米級的組織形成于晶粒中,并且,在胞相和胞壁之間產生合金成分的濃度差,尤其是Cu集中在胞壁上。第1實施方式所涉及的稀土鈷永磁體與以往的釤鈷磁體相比,含有更多的Fe。因此,第1實施方式所涉及的稀土鈷永磁體,作為其磁特性,具有高矯頑力和高矩形比。此外,由于Cu集中在胞壁,稀土鈷永磁體的矩形比將增大。
第1實施方式所涉及的稀土鈷永磁體可被廣泛地應用于時鐘、電動機、測量儀器、通訊設備、計算機終端、揚聲器、光盤、傳感器或其他設備的部件。此外,由于第1實施方式所涉及的稀土鈷永磁體的磁力在高環境溫度下難以退化,適合應用于車輛發動機室中的角度傳感器、點火線圈、HEV(混合動力電動汽車)的驅動電機等。
制備方法
參照圖1,以下對第1實施方式所涉及的稀土鈷永磁體的制備方法進行說明。
首先,準備稀土元素、純Fe、純Cu、純Co、及含Zr的母合金作為原料,并將這些原料按上述特定的成分比例混合(原料混合步驟S1)。母合金通常是指兩種不同金屬元素組成的二元合金,用作溶解材料。而且,含有Zr的母合金具有熔點比純Zr的熔點1852℃低的成分。含Zr的母合金的熔點為使第1實施方式所涉及的稀土鈷永磁體熔化的溫度以下,即,優選1600℃以下,進一步優選1000℃以下。
作為含Zr的母合金,可舉出FeZr合金和CuZr合金。優選FeZr合金和CuZr合金是因為其具有低熔點、且Zr均勻地分散在后述鑄錠組織中。因此,優選具有共晶成分或與其相近成分的FeZr合金和CuZr合金,因為熔點被限制為1000℃以下。具體地,例如FeZr合金是20%Fe-80%Zr合金。該20%Fe-80%Zr合金含有75-85wt%的Zr、其余為Fe及不可避免的雜質。例如,CuZr合金是50%Cu-50%Zr合金。該50%Cu-50%Zr合金含有45%-55%的Zr、其余為Cu及不可避免的雜質。
然后,將混合的原料裝入氧化鋁坩堝內,在1×10-2Torr以下的真空氣氛或惰性氣體氣氛下,利用高頻爐熔化,通過金屬型鑄造得到鑄錠(鑄錠鑄造步驟S2)。這種鑄造方法,例如被稱為疊箱鑄模。此外,可以將得到的鑄錠在固溶溫度下進行1~20小時左右的熱處理。通過該熱處理,可使鑄錠組織更加均勻。
然后,將得到的鑄錠粉碎,獲得具有特定平均粒徑的粉末(粉末生成步驟S3)。通常,將獲得的鑄錠粗粉碎,進一步將粗粉碎的鑄錠在惰性氣體氣氛下利用噴磨機等進行細粉碎使粉末化。粉末的平均粒徑(d50)為1~10μm。此外,平均粒徑(d50)是通過激光衍射·散射法求出的以粒度分布中累計值為50%的粒徑。
然后,將得到的粉末放在特定的磁場中,并以垂直于磁場方向向粉末加壓壓制成型,得到成型體(壓制成型步驟S4)。該壓制成型條件是:磁場為15kOe以上、壓制成型的壓力為0.5~2.0ton/cm2。
然后,在1×10-2Torr以下的真空氣氛或惰性氣體氣氛下,將成型體以燒結溫度加熱并燒結(燒結步驟S5)。該燒結溫度例如為1150~1250℃。
然后,繼續在相同的氣氛條件下,以比燒結成型體的溫度低20℃~70℃的固溶溫度進行固溶處理(固溶處理步驟S6)。固溶時間為2~10小時。另外,需要注意的是固溶時間可根據得到的成型體的組織、及目標磁特性適當變化。如果固溶時間過短,成分不能充分地均勻化。如果固溶時間過長,成型體中含有的Sm就會揮發,因此,成型體的內部和表面的成分組成產生差異,就會引起作為永磁體的磁特性的退化。
需要注意的是,優選燒結步驟S5和固溶處理步驟S6連續進行,可提高量產性。當燒結步驟S5和固溶處理步驟S6連續進行時,以較低的降溫速度如0.2~5℃/min從燒結溫度降到固溶溫度。優選低降溫速度是因為Zr能夠在成型體的金屬組織內更加完全分散、均勻分布。
然后,將固溶處理后的燒結體以300℃/min以上的冷卻速度急冷(急冷步驟S7)。 并且,將燒結體繼續在相同的氣氛條件下,以700~870℃的溫度保持加熱1小時以上,接著,繼續以0.2~1℃/min的冷卻速度冷卻到優選至少600℃、進一步優選400℃以下(時效處理S8)。
經過以上步驟,可得到第1實施方式所涉及的永磁體。
實驗1
以下,通過表1及附圖2~5對第1實施方式所涉及的永磁體的實施例1~3、與比較例1和2所進行的實驗進行說明。
實施例1~3以與上述制備方法相同的方法制備的。具體地,在原料混合步驟S1中,目標成分為25.0wt%的Sm、4.4wt%的Cu、20.0wt%的Fe、2.4wt%Zr、以及其余的為Co。作為含有Zr的母合金,使用20%Fe-80%Zr合金。而且,在粉末生成步驟S3中,利用噴磨機在惰性氣氛中將鑄錠細粉碎,生成平均粒徑(d50)為6μm的粉末。在壓制成型步驟S4中,在磁場為15kOe、壓制成型的壓力為1.0ton/cm2的條件下壓制成型。在燒結步驟S5中,以燒結溫度1200℃進行燒結。在固溶處理步驟S6中,以降溫速度1℃/min降溫至固溶溫度1170℃,并進行4小時的固溶處理。在急冷步驟S7中,以300℃/min的冷卻速度急冷。在時效處理步驟S8中,將燒結體在惰性氣氛中以850℃的溫度連續加熱10小時進行等溫時效處理,隨后,以0.5℃/min的冷卻速度連續時效處理至350℃,從而得到永磁體材料。通過該方法得到的磁體的特性作為實施例1示于表1。
對于實施例2,在鑄錠鑄造步驟S2之后,進行鑄錠在1170℃下連續加熱15小時的熱處理,除此之外,用與實施例1相同的制備方法制備永磁體。
對于實施例3,除了原料混合步驟S1外,用與上述第1實施例所涉及的永磁體的制備方法相同的制備方法進行制備。實施例3的制備方法中,原料混合步驟S1中,使用50%Cu-50%Zr合金代替20%Fe-80%Zr合金。
另外,對于比較例1,除了原料混合步驟S1外,用與上述第1實施例所涉及的永磁體的制備方法相同的制備方法進行制備。比較例1的制備方法中,在相當于原料混合步驟S1的步驟中,使用一種被叫做海綿鋯的Zr金屬代替20%Fe-80%Zr合金。
另外,對于比較例2,除了鑄錠鑄造步驟S2外,用與上述第1實施例所涉及的永磁體的制備方法相同的制備方法進行制備。比較例2的制備方法中,在相當于鑄錠鑄造步驟S2中,使用薄帶連鑄方法。
對實施例1~3、比較例1和比較例2的磁特性進行了測定。測定的磁特性有:剩磁Br[T]、矯頑力Hcj[kA/m]、最大能量乘積(BH)max[kJ/m3]、矩形比Hk/Hcj[%]。其中,矩形比Hk/Hcj表示退磁曲線的矩形比,較大的值代表較好的磁特性。Hk是當B為剩磁Br的90%時與退磁曲線相交時的Hc的值。此外,對密度和平均粒徑進行了測定。測定結果示于表1。此外,利用TEM(透射電子顯微鏡)觀察了實施例1和比較例1的截面組織的結晶的a面。此外,利用TEM-EDX(透射電子顯微鏡能量色散X射線光譜儀)測定了該截面組織中的各元素的成分。
[表1]

如表1所示,實施例1中,與比較例1相比:剩磁Br是相同的水平;矯頑力Hcj為1200kA/m以上;最大能量乘積(BH)max為200kJ/m3以上;矩形比Hk/Hcj為50%以上。這些都是較好的數值。這被認為是由于在實施例1中使用FeZr合金作為原料,并在鑄錠鑄造步驟S2中完全溶解,因此Zr在金屬組織中均勻分散。另一方面,認為在比較例1中使用一種被叫做海綿鋯的Zr金屬,在鑄錠鑄造步驟S2中,與實施例1相比不能完全溶解,因此鋯不均勻地分布在該金屬組織中。此外,可以確定利用與實施例1~3相同的制備方法得到的永磁體的密度至少為8.15~8.39g/m3。
實施例2中,與實施例1相比,最大能量乘積(BH)max更高。這被認為是由于實施例2中的鑄錠在鑄錠鑄造步驟S2后進行了熱處理,因此金屬組織更加均勻。
實施例3中,使用CuZr合金代替FeZr合金作為原料,測定出了與實施例1相同的良好的磁特性。這被認為是即便使用CuZr合金作為原料,在鑄錠鑄造步驟S2中充分溶解,Zr均勻地分散在金屬組織中。
另一方面,比較例2中,與實施例1相比:密度和矯頑力Hcj高;但剩磁Br、最大能量乘積(BH)max、矩形比Hk/Hcj低。此外,盡管密度高,但由于剩磁Br低,晶軸的取向度低。一部分原因是,與實施例1~3和比較例1相比,平均粒徑較小。優選平均粒徑在40~100μm范圍內,因為永磁體能得到良好的剩磁Br、最大能量乘積(BH)max、矩形比Hk/Hcj。
如圖2所示,實施例1的截面組織中,發現在晶粒內含有胞相11、胞壁12及含有Zr的板狀相13。胞相11含有Sm2Co17相,胞壁12含有SmCo5相、并圍繞著胞相11。含有Zr的板狀相13是含有Zr的板狀的相,在晶粒內以特定的方向配置。如圖4所示,即使在比較例1的截面組織中也發明了與實施例1的截面組織相同的,具有胞相21、胞壁22及含有Zr的板狀相23。
如圖2及圖4所示,在實施例1及比較例1中,從A向B切斷胞壁12,以2nm間隔分析各元素成分。如圖3所示,實施例1中,Cu成分在胞壁12處達到峰值。最大值為18.0at%,峰的半寬值為8nm。而且,如圖5所示,在比較例1中,Cu成分在胞壁22處達到峰值。最大值為14.5at%,低于實施例1中的值;峰的半寬值為11nm,高于實施 例1中的值。實施例1中,與比較例1相比,Cu成分的峰值更高更陡,因此最大能量乘積(BH)max、矩形比Hk/Hcj高。因此,實施例1中的具有良好的磁特性,優選作為永磁體。此外,胞壁處Cu成分的最大值優選15at%以上,以得到良好磁特性。此外,Cu成分的峰的半寬值優選10nm以下,以使永磁體得到良好的磁特性。
實驗2
接著,用以下的表2對第1實施例所涉及的永磁體的實施例4~15、及比較例3~10所進行的實驗進行說明。
[表2]

實施例4~15中,以表2所示的成分作為目標組分準備原料,用與實施例1相同的制備方法進行制備。并測定了實施例4~15、比較例3~10的磁特性。此外,與實施例1和比較例1相同地測定了實施例4~實施例15的胞壁的各元素成分。
如表2所示,實施例4和5中,矯頑力Hcj為1200kA/m以上、能量乘積(BH)max為200kJ/m3以上、矩形比Hk/Hcj為50%以上,這些都是較好的數值。另一方面,比較例3中,與實施例4及5相比,Sm的含量較小為22.5wt%,矯頑力Hcj、能量乘積(BH)max及矩形比Hk/Hcj也較小。比較例4中,與實施例4和5相比,Sm的含量較大為27.5wt%,矯頑力Hcj、能量乘積(BH)max及矩形比Hk/Hcj較小。因此,認為如果Sm的含量為23~27wt%,矯頑力Hcj、能量乘積(BH)max及矩形比Hk/Hcj則為較好的數值。
此外,實施例6~9中,與實施例4和5相同,矯頑力Hcj為1200kA/m以上、能量乘積(BH)max為200kJ/m3以上、矩形比Hk/Hcj為50%以上,這些都是較好的數值。另一方面,比較例5中,與實施例6~9相比,Fe的含量較小為18.5wt%,矯頑力Hcj、能量乘積(BH)max及矩形比Hk/Hcj也較小。比較例6中,與實施例6~9相比,Fe的含量較大為25.5wt%,矯頑力Hcj、能量乘積(BH)max及矩形比Hk/Hcj較小。因此,認為如果Fe的含量為19~25wt%,矯頑力Hcj、能量乘積(BH)max及矩形比Hk/Hcj則為較好的數值。
此外,實施例10~12中,與實施例4~9相同,矯頑力Hcj為1200kA/m以上、能量乘積(BH)max為200kJ/m3以上、矩形比Hk/Hcj為50%以上,這些都是較好的數值。另一方面,比較例7中,與實施例10~12相比,Cu的含量較小為3.3wt%,矯頑力Hcj、能量乘積(BH)max及矩形比Hk/Hcj也較小。比較例8中,與實施例10~12相比,Cu的含量較大為5.2wt%,能量乘積(BH)max及矩形比Hk/Hcj較小。因此,認為如果Cu的含量為3.5~5.0wt%,矯頑力Hcj、能量乘積(BH)max及矩形比Hk/Hcj則為較好的數值。
此外,實施例13~15中,與實施例4~12相同,矯頑力Hcj為1200kA/m以上、能量乘積(BH)max為200kJ/m3以上、矩形比Hk/Hcj為50%以上,這些都是較好的數值。另一方面,比較例9中,與實施例13~15相比,Zr的含量較小為1.3wt%,矯頑力Hcj、能量乘積(BH)max及矩形比Hk/Hcj也較小。比較例10中,與實施例13~15相比,Zr的含量較大為3.2wt%,矯頑力Hcj、能量乘積(BH)max及矩形比Hk/Hcj較小。因此,認為如果Cu的含量為1.5~3.0wt%,矯頑力Hcj、能量乘積(BH)max及矩形比Hk/Hcj則為較好的數值。
此外,與實施例1和比較例1相同,測定了實施例4~15的胞壁處各元素成分。其結果是,在胞壁處,Cu成分的最大值為15at%以上。
實驗3
接著,用以下的表3對第1實施例所涉及的永磁體的實施例16~19、及比較例11及12所進行的實驗進行說明。
[表3]

實施例16~19中,將24.5~25.5wt%的Sm、4.3wt%的Cu、20.0wt%的Fe、2.4wt%的Zr、其余為Co組成的合金作為目標成分,如表3所示,使不可避免的雜質如C(碳元素)、O(氧元素)、Al的含量變化,除此之外,用與實施例1相同的制備方法制備。在壓制成型步驟S4中,C(碳元素)的含量通過硬脂酸等潤滑劑的量或添加方法的變化進行調節。在粉末生成步驟S3中,O(氧元素)的含量通過細粉碎時的粉碎粒徑的變化進行調節。在原料混合步驟S1中,Al的含量通過純Al的添加進行調節。另外,與實施例1和比較例1相同,測定了實施例16~19的胞壁處各元素成分。
如表3所示,實施例16和17中,與實施例1~15相同,矯頑力Hcj為1200kA/m以上、能量乘積(BH)max為200kJ/m3以上、矩形比Hk/Hcj為50%以上,這些都是較好的數值。另一方面,比較例11中,與實施例16和17相比,C的含量較大為1100ppm、能量乘積(BH)max較小。因此,如果限制作為不可避免的雜質的C的含量在200~1000ppm內,則可獲得良好的磁特性。
實施例18和19中,與實施例1~15相同,矯頑力Hcj為1200kA/m以上、能量乘積(BH)max為200kJ/m3以上、矩形比Hk/Hcj為50%以上,這些都是較好的數值。另一方面,比較例12中,與實施例18和19相比,O的含量較大為5250ppm、能量乘積(BH)max及矩形比Hk/Hcj較小。因此,如果限制作為不可避免的雜質的O的含量在1000~5000ppm、優選1000~3500ppm內,則可獲得良好的磁特性。
此外,與實施例1和比較例1相同,測定了實施例16~19的胞壁的各元素成分。其結果是,在胞壁處Cu成分的最大值為15at%以上。
以上,利用上述第1實施例及實施例對本發明進行說明,不受上述第1實施例及實施例的限制,在本申請權利要求的權項的發明范圍內的任何變形、修改、組合對本領域技術人員都是顯而易見的,不脫離本發明的保護范圍。
通過所描述的發明,很明顯本發明的實施例可以在多個方面改變。這樣的實施例不被認為脫離了本發明的精神和范圍,并且這些實施例將對本領域技術人員是顯而易見的,旨在包含于下面的權利要求的范圍之內。

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