[0060] 于另一实施例中, 所述制品包括一磁热活性相,其显现出一种随温度变化的长度或体积转变。 所述转变可在超出一温度量程时发生,所述温度量程大于一发生可测量熵变的超温度量程。
[0061] 可以采用 (L10%-L90%)x100/L > 0.2表征所述转变,其中L是指所述制品低于所述转变温度时的长度,L10%是指所述制品的长度为最大长度转变的10%,以及L90%是指所述制品的长度为最大长度转变的90%。 所述区域用于表征每单位温度的最快长度变化。
[0062] 于一实施例中,所述磁热活性相显现出一负线性热膨胀以增加温度。 为使一磁热活性相可以显现出这样的特性,所述磁热活性相包括一NaZn13型结构,像是一种(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe基相。
[0063] 于另一实施例中,所述制品的磁热活性相主要包含或仅包含所述(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe基相。
[0064] 于若干其它实施例中,所述制品包括至少两种或若干种磁热活性相,其中每一种具有一不同磁相变温度Tc。
[0065] 所述两种或多种磁热活性相可以随机分布遍及所述制品上。 另一种方法是,所述制品可以包括一层状结构,其每一层仅包含一种磁热活性相且具有一磁相变温度,所述磁相变温度是不同于其它层的磁相变温度。
[0066] 特别的是,所述制品可以具有一个层状结构且所述层状结构还包括若干具有磁相变温度的磁热活性相,所以所述磁相变温度沿着所述制品的一个方向上增加,以及在所述制品的相反方向上降低。 如此安排促使采用制品的磁性换热器的
工作温度增加。
[0067] 也提供一种制品,其包括至少一种具有磁相变温度Tc的磁热活性相,且所述制品的制作可以采用上述若干实施例的其中一种方法。 所述制品可以用于磁性换热,例如作为一种磁性换热器的加工构件。
[0068] 为让本发明的上述内容能更明显易懂,下文特举较佳实施例,并配合所
附图式,作详细说明如下。
附图说明
[0069] 附图是如下所示。
[0070] 图1描绘一种以1100°C烧结制作的前体制品的α-鐡掺量的温度效应。
[0071] 图2描绘一种以1080°C烧结制作的前体制品的α-鐡掺量的温度效应。
[0072] 图3描绘一种以1060°C烧结制作的前体制品的α-鐡掺量的温度效应。
[0073] 图4 描绘图2的比较结果。
[0074] 图5描绘一种以1080°C烧结制作的前体制品的α-鐡掺量的温度效应。
[0075] 图6 描绘图表3中若干具有不同成份的前体制品的α-鐡掺量的温度效应。
[0076] 图7(a)描绘一种前体制品的扫瞄电镜图。
[0077] 图7(b)描绘图7(a)的所述前体制品热处理后的扫瞄电镜图,藉此制作出一个处于可加工状态下的中间制品。
[0078] 图8测量一种含总成份La(Fe, Si, Co)13的中间制品的
磁滞回线。 [0079] 图9描绘从一中间制品及一具磁热活性相的制品中观察到一随温度变化的长度转变。
[0080] 图10描绘根据一第一实施例的一种中间制品加工方法。
[0081] 图11描绘根据一第二实施例的一种中间制品加工方法。
[0082] 图12为一描绘硅掺量界限的理论
相图,当超出所述硅掺量界限时,所述La(Fe,Si,Co)13相可能发生可逆分解。
具体实施方式
[0083] 通过制作一种包括至少一磁热活性相的前体制品以及热处理所述前体制品,以形成一具有若干永磁特性的可加工中间制品,即可制作出一种包括至少一磁热活性相的制品。 通过去除所述中间制品的一部份或多个部份,以加工所述中间制品,之后通过热处理,以成至少一磁热活性相。
[0084] 若干可加工中间制品的形成。
[0085] 对于La(Fe,Si,Co)13相,目前已经发现,通过测量所述α-鐡(α-Fe)掺量,可以估测出有无磁热活性相,进而估测所述制品的可加工状态。 通过一高α-鐡(α-Fe)掺量表征中间的可加工状态。
[0086] La(Si,Fe,Co)13的名称代表以所述若干元素硅(Si)、鐡(Fe)及钴(Co)的总量13 对上1镧(La)。 纵然三个元素全部维持相同,但是所述硅(Si)、鐡(Fe)及钴(Co)掺量还是可以改变。
[0087] 于一第一组实验中,调查出若干热处理状态可以导致高α-鐡(α-Fe)掺量形成在若干试片上,所述若干试片包括一磁热活性La(Fe,Si,Co)13相或若干元素的总量能制作出一磁热活性La(Fe,Si,Co)13相。
[0088] 为了测量α-鐡(α-Fe)掺量,可以采用一种磁热方法,即将一个试片置放于一外部磁场中,测量所述试片加热超出居里温度时的磁极化,以作为所述试片的温度函数。 采用所述居里-外斯定律(居里-Weiss law),决定各种鐡磁性相混合物的居里温度以及决定所述α-鐡(α-Fe)的比例。
[0089] 特别的是,加热若干约20g
隔热试片至约400°C温度及被置放于一亥姆霍兹线圈(Helm-holz-coil)中,即置于一永磁材料产生的约5.2 k奥斯特(Oe)外部磁场中。 测量感应磁通量以作为所述试片冷却时的温度函数。
[0090] 实施例 1。
[0091] 包括 18.55 wt%(
质量百分比)的镧、3.6 wt%的硅、4.62 wt%的钴、平衡
铁的一粉末混合物在保护气体下研磨成粉以制作出一费氏粒度(F. S. S. S.)为3.5 μm的平均颗粒2
尺寸。 所述粉末混合物通过4 t/cm 的压力下压制成一块体并通过8小时1080°C 的烧
3
结。 烧结后的块体具有一7.24 g/cm 的密度。 然后以1100°C及4小时1050°C加热所述块体,并以50K/min快速冷却,以提供一前体制品。所述前体制品包括大约4.7%的若干α-鐡(α-Fe)相.
然后将所述前体制品以总时间32小时及每50°C的温差从1000°C加热到 650°C温度,使每一温度的驻留时间是4小时以制作出一具有永磁性的磁性制品。 通过上述热处理后,所述块体包括67.2%的若干α-鐡(α-Fe)相。
[0092] 通过测量所述磁性块体,所述块体的矫顽场强HcJ 是81奥斯特(Oe)、剩余磁性0.39特斯拉(T)及所述饱和磁化强度是1.2特斯拉(T)。
[0093] 实施例 2。
[0094] 包括18.39 wt%的镧、3.42 wt%的硅、7.65 wt%的钴、平衡铁的一粉末混合物在保护气体下研磨成粉并压制形成一块体,以及以4小时1080°C烧结,制作出一前体制品。
[0095] 然后加热所述前体制品16 小时750°C 以制作一
永磁体。 通过上述热处理后,可以观察到所述前体制品具有一大于70%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0096] 通过以650°C温度加热所述粉末配料,以制作出一第二前体制品。 以80 小时的驻留时间及650°C 制作出一大于70%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0097] 实施例 3。
[0098] 包括18.29 wt%镧、3.29 wt%的硅、9.68 wt%的钴及平衡铁的一粉末混合物在保护气体下研磨成粉并压制成一块体,以及通过4 小时1080°C的烧结,制作出一前体制品。
[0099] 然后通过所需的80小时驻留时间及750°C加热所述前体制品,以制作一大于70%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0100] 通过上述实施例2及3的比较,观察到制作一大于70% α-鐡(α-Fe)掺量的磁性制品所需要的温度及驻留时间是取决于所述前体制品的总成份。
[0101] 可期待的是一磁性制品的机械加工特性逐渐转好,可以用于增加α-鐡(α-Fe)掺量。 进一步通过下列若干实施例,调查热处理状态对于测量到的α-鐡(α-Fe)掺量的影响。
[0102] 热处理温度对于α-鐡(α-Fe)掺量的影响。
[0103] 调查温度对于α-鐡(α-Fe)掺量的影响,是为了利用上述实施例2及3的粉末混合物制作出若干前体制品。 其结果是概述于图1至图5。
[0104] 实施例2及3的粉末混合物压制成若干块体及通过1100°C、1080°C及1060°三个不同温度烧结4小时,其中前3个小时置于
真空中及第四个小时置于氩气中,以制作出若干前体制品。
[0105] 通过上述三个温度的每一温度烧结而成的每一成份的前体制品在氩气中以1000°C、900°C或800°C 加热6 小时,并测量α-鐡(α-Fe)掺量,其结果是概述于图1至图3。
[0106] 比起900°C或1000°C热处理后测量到α-鐡(α-Fe)掺量,通过800°C热处理后的所有试片的两种成份被测量到α-鐡(α-Fe)掺量变多。
[0107] 图 4描绘图2的两个试片间的比较及在一所给温度中,所获得的α-鐡(α-Fe)掺量至少一部份是取决于所述试片的成份。
[0108] 图5描绘预先烧结的若干前体制品中测量到的α-鐡(α-Fe)掺量图表,此预先烧结的若干前体制品具有一成份是相对试片 2及3的成份,并通过 650°C 到1080°C温度范围的热处理以制作出一具永磁性的中间制品。
[0109] 这些实验结果显示,在一特别的驻留时间中,即所述实施例的4小时中,有一用于制作出一高度α-鐡(α-Fe)掺量的优化温度范围,正如每一试片的图表中具有一个峰值。
[0110] 在4小时的热处理时间中,观察到试片2的最大α-鐡(α-Fe)掺量是在750°C及试片3的最大α-鐡(α-Fe)掺量是在800°C。这些结果也显示若干制作最高度α-鐡(α-Fe)掺量的优化热处理状态是取决于所述前体制品的成份。
[0111] 热处理时间对α-鐡(α-Fe)掺量的影响。
[0112] 接下来的一系列实验中,调查热处理时间对于α-鐡(α-Fe)掺量的影响。
[0113] 若干包括实施例2及3成份的烧结后前体制品在不同时间下以650°C、700°C、750°C及850°C 热处理,并测量其α-鐡(α-Fe)掺量,其结果是概述于表
1及2。
[0114] 这些结果显示,于这些温度下增长热处理时间,α-鐡(α-Fe)掺量会是一般性的增加。
[0115] 冷却速率对α-鐡(α-Fe)掺量的影响。
[0116] 仿真一缓慢冷却速度对一第二批若干前体制品的影响,其中所述第二批若干前体制品通过烧结以制作出一具有居里温度及如表3所列成份的磁热活性相。
[0117] 表3所列成份被称为若干前体制品的金属掺量,因此以下标m代表。 一个元素的金属掺量是不同于所述元素的总体掺量,其中所述元素的一部份是以氧化物或氮化物的形式如La2O3及LaN出现在制品中,所以必须从总体掺量中扣除。 最后,修正后的掺量是所有的金属成份总和作为所述金属掺量。
[0118] 通过加热若干试片4 小时1100度以及接着迅速冷却以决定一最初α-鐡(α-Fe)掺量,模拟出一非常缓慢的冷却速度。然后以每一50°C 的温差降温,以及所述试片快速冷却前,在每一温度下加热4 小时。 以每一温度热处理后,测量所述α-鐡(α-Fe)掺量,其若干结果描绘于图6及概述在表4中。
[0119] 观察到通过降低所有试片温度,可以增加所述α-鐡(α-Fe)掺量。 相反于图 5描绘的实施例。 若干具较高钴掺量的试片比起若干具较低钴掺量的试片具有一大量α-鐡(α-Fe)掺量。
[0120] 一前体制品及一中间制品的微结构及相分布。
[0121] 图7a描绘一种具有3.5 wt%硅及8 wt%钴成份的前体制品的一扫瞄电镜图,其中这前体制品通过4 小时1080°C 的烧结。 前体制品包括一磁热活性La(FeSiCo)13基相。
[0122] 图7b描绘图7a的块体的一扫瞄电镜图,其中所述块体已承受总计66小时850°C的热处。通过显微图象中若干具有不同
对比度的区域表征出所述块体包括若干相态。通过能谱分析(EDX analysis)测量到的较亮区域成为富镧(La-rich)及所述微暗区域是富铁(Fe-rich)。
[0123] 一中间制品的磁性能。
[0124] 图8描绘一种具有包含4.4 wt%钴的La(Fe, Si, Co)13 总成份的中间制品的一磁滞回线,其中所述中间制品在40小时内从1100°C 缓慢地冷却至650°C,并被测量出具有一67%的α-鐡(α-Fe)掺量。 测量到的磁特性概述于表5。 所述试片具有0.394特斯拉(T)的剩余磁感应强度(Br)、0.08仟奥斯特(kOe)的矫顽力(HcB)、0.08仟奥斯特(Oe)的内禀矫顽力(HcJ)以及1 kJ/m3的最大磁能积(BH)max。
[0125] 一中间制品及一制成品的线性热膨胀量。
[0126] 图9描绘一种具有包含4.4 wt%钴的La(Fe, Si, Co)13 总成份的制品从 -50°C 到+150°C 温度范围的热膨胀量,其中所述制品通过热处理形成一可加工状态及磁热活性态。
[0127] 一种制品以总计4小时1100°C烧结,其中前3小时在真空中及最后1小时在氩气中通过800°C加热以提供一中间制品具有可加工状态。 所述中间制品具有一71%的α-鐡(α-Fe)掺量,以及通过大约0℃以上的温度增加,会呈现一般正向线性的长度变化。
[0128] 所述中间制品进一步通过6 小时1050°C的更高温度的热处理,以提供一种具有少于2% α-鐡(α-Fe)掺量及磁热活性La(Fe, Si, Co)13 基相的制成品。 通过大约位于–50°C 到 +40°C的温度范围中的温度增加,使所述制成品呈现出–0.44%的负向长度变化。
[0129] 于可加工状态中,所述制品的长度没有出现大量的变化,特别是通过其居里温度区域的若干温度中出现一大量的负向长度变化。
[0130] 若不以理论设限,可以发现到在一制成品的加工期间中,加工过程生成的热量会加热所述制品超出一温度范围,其中从所述温度范围中可以观察到大量的长度变化。所述制品的长度变化被认定应该为若干制品加工期间中观察到的裂纹负责,其中所述若干制品包括一磁热活性相。 通过分解所述磁热活性相,可以提供一种出现不同热膨胀状态的制品,于所述实施例中,是一细微的正向长度增加,所述制品于可加工状态中生成的热量无法形成一足以导致制品裂纹的长度变化。
[0131] 一中间制品及一制成品的机械特性。
[0132] 在可加工状态中及最后制作状态中测量若干制品的抗压强度。
[0133] 发现到一种具有4.4 wt%钴(Co)的制品在可加工状态中具有一1176.2 N/mm2的2 2
平均抗压强度及168 kN/mm 的
弹性模量,以及在制成品状态中具有一657.6 N/mm 的平
2
均抗压强度及一155 kN/mm 的弹性模量。
[0134] 发现到一种具有9.6 wt%钴(Co)的制品在可加工状态中具有一1123.9 N/mm2的2 2
平均抗压强度及163 kN/mm 的弹性模量,以及在制成品状态中具有一802.7 N/mm 的平
2
均抗压强度及一166 kN/mm 的弹性模量。
[0135] 可以通过研磨及线切割加工所述中间制品,从一制作中的大型中间制品制作出两个或若干较小的中间制品。
[0136] 若干中间制品的加工。
[0137] 于一实施例中,一中间制品具有18.55 wt% 镧(La)、4.64 wt% 钴(Co)、3.60 wt%硅(Si)及平衡铁的成份以及具有23 mm x 19 mm x 6.5 mm 的尺寸,通过线切割将所述中间制品拓展成若干具有11.5 mm x 5.8 mm x 0.6mm尺寸的构件。
[0138] 于另一实施例中,一中间制品具有18.72 wt%镧(La)、9.62 wt%钴(Co)、3.27 wt%硅(Si)及平衡铁的成份以及具有23 mm x 19 mm x 6.5mm的尺寸,通过线切割将所述中间制品拓展成若干具有11.5 mm x 5.8 mm x 0.6mm尺寸的构件。
[0139] 图10描绘一种加工一中间制品1的方法,其包括一磁热活性相2。 所述磁热相2是一种La(Fe1-a-bCoaSib)13基相并具有一44 °C的磁相变温度Tc。 对于此相态,所述磁相变温度也可以称为居里温度,正如所述相态承受从鐡磁性至顺磁性的转变。
[0140] 于所述实施例中,是通过若干粉末冾金技术制作此中间制品1,特别是一种具有适当总体成份的粉末混合物通过压缩成及反应烧结形成所述中间制品1。但是也可以将本发明的加工方法运用在若干包括一种或多种磁热活性相的制品上,其中一种或多种磁热活性相可以通过其它若干方法制作,像是铸造或烧结若干包含自身磁热活性相的前体粉末。
[0141] 选用一第一温度 T1 热处理一前体制品以实现液相烧结,产生所述La(Fe1-a-bCoaSib)13基相。接着以温度T2热处理所述前体制品,使T2
[0142] 于所述第一实施例中,是通过机械研磨加工所述中间制品1并在图1中以若干箭头3图解标示。 特别的是,图1描绘所述制品1的一外表面4的机械研磨,其中通过虚线4’表现出制作状态中制品1的外表面4的
位置,以及通过所述实线表现出加工后外表面4的位置。 所述外表面4具有一磨削表面特有的轮廓及粗糙度。
[0143] 通过研磨若干外表面加工所述中间制品1时可以改进表面光洁度及/或改进所述制品的尺寸公差。 也可以使用抛光制作一更细致的表面光洁度。
[0144] 在加工中间制品后,接着以一温度 T3热处理中间制品以形成所述制成品,其中T3> T2及T3
[0145] 其中观察到,当所述制成品1通过最后热处理后从所述加热炉中移出时,所述制成品1可能会含有若干裂纹。 以及观察到若干大型制品如尺寸大于5 mm的若干制品形成较多裂纹。 以及观察到,如果居里温度区域上的冷却速度降低,可以避免所述制品1形成裂纹。
[0146] 同样地,当加热若干包括一磁热活性相的颗粒,从中可观察到,通过减少一延伸至制品居里温度其中一边的温度区域的升降温速度,可以避免若干尺寸大于5mm的制品形成裂纹。
[0147] 于另一实施例中,烧结后的中间制品在一小时内从大约1050°C 冷却到60°C,稍高于44°C的磁热活性相居里温度。然后,将所述中间制品从60°C缓慢冷却到30°C。
[0148] 不论理论的限制,反应烧结后的中间制品1在冷却到室温的期间形成的裂纹是关联到磁热活性相的负向热膨胀量,如同所述制品1通过其居里温度 44°C。 通过减少冷却速度如同当所述磁热活性相通过其居里温度时,可以避免若干裂纹,这是因为所述制品1中的应力减少。
[0149] 图11描绘一第二实施例,其中一中间制品是拓展成两个或若干个分离构件、或形成一个或多个通孔从制品一边延伸至另一边或所述制品的一表面上形成一槽道。 当所述制品操作于一磁性换热器中时,所述通孔及槽道可以用于引导冷却流体。
[0150] 线切割可以用于拓展所述中间制品10,以形成一个或多个分离部分,于所述实施例中,可以在所述中间制品10的一个或多个表面18上,如同形成一个或多个槽道17一样,形成若干薄片15、16。
[0151] 所述若干薄片15、16的侧面19,与所述若干表面形成槽道17一样,具有一线切割表面光洁度. 这些表面包括若干个凸起朝若干方向延伸,其中所述若干方向是平行于对材料的线切割方向。
[0152] 所述槽道17可以有若干尺寸及排列于所述表面18上,并于一磁性换热器工作期间用于引导一换热流体的流动,所述磁性换热器中的制品也可以包括若干磁热隋性相。可以用所述若干磁热隋性相作为磁热活性相的若干晶粒的一包覆层,例如作为一保护包覆层及/或耐蚀包覆层。
[0153] 可以结合若干不同加工方法,在所述制作中的制品上制作出一制成品。 例如,可以磨削所述制作中的制品的若干外表面,以制作出若干具有紧密制作公差的外部尺寸。 然后可以在所述表面上形成若干槽道,以提供若干冷却槽道,然后所述制品被拓展成若干若干成品。
[0154] 若不谈理论上的限制,可以发现当所述制品处于包括永磁性及低磁热活性相分配的中间状态时,通过加工所述制品的加工期间,无法产生一发生于磁相变温度区域的相变,因此避免了所述相变可能带来的任何拉伸。 由于加工期间避免了相变的拉伸,因此可以避免加工期间所述制品的裂纹或劈裂。
[0155] 目前已证明若干磁热活性相如La(Fe1-a-bCoaSib)13在接近居里温度下会显现出一负向体积变化。 以及已采用上述若干方法持续加工若干包括这些相态的制品。
[0156] 若干包括至少一磁热La(Fe1-a-bCoaSib)13基相的制品的制作且所述制品用于一磁性换热器。
[0157] 于一实施例中,通过提供一中间块体,将若干包括一La(Fe1-a-bCoaSib)13磁热活性相系统的制品制作成若干具有11.5mm x 5.8mm x 0.6mm尺寸的板片形态,所述中间块体包括若干元素的总掺量能形成所需的磁热活性相以及至少50 %的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0158] 通过线切割加工这些中间块体,以形成若干板片所需的尺寸。 然后进一步热处理这些板片以形成所述磁热活性相。
[0159] 采用若干粉末冾金技术及一两段式热处理制作所述中间块体。
[0160] 于另一实施例中,通过铣削最初的若干粉末,提供一第一粉末混合物包括7.7质量百分比的钴、3.3质量百分比的硅、18.7质量百分比的镧及平衡铁。这成份提供一磁热活性相具有大约+29°C的Tc。
[0161] 通过铣削最初的若干粉末,提供一第一及第二粉末混合物,包括9.7质量百分比的钴、3.2质量百分比的硅、18.7质量百分比的镧及平衡铁。这成份提供一磁热活性相具有大约+59°C的Tc。
[0162] 以1比1比例混合所述第一及第二粉末混合物,制作出一第三粉末混合物,其成份提供一磁热活性相具有大约+44°C的Tc。
[0163] 采用4 tonnes(公吨)/cm2压力压制上述三种粉末混合物,形成若干具有26.5mm x 21.8mm x 14.5mm尺寸的胚体。
[0164] 然后,所述胚体通过一两段式热处理,形成若干可加工中间块体。 特别是,在真空下热处理所述胚体7小时1080°C,以及在氩气下1 小时,再冷却1小时达到800°C及在氩气下待上6 小时的800°C ,然后大约冷却1小时达到室温。
[0165] 若不谈理论上的限制,可以发现到,较高温度下的第一驻留阶段推升液相反应烧结,制作一高密度及形成所述磁热活性相。 以及发现到,较低温度下的第二驻留阶段分解所述磁热活性相及推升若干α-鐡(α-Fe)相的形成,像是富镧(La-rich)及富硅(Si-rich)相。
[0166] 从所述第一粉末混合物(MPS-1044)、第二粉末混合物(MPS-1045)及第三粉末混合物(MPS-1046)中制作若干块体的α-鐡(α-Fe)掺量概述于表6中。 每一块体具有一大约7.25 g/cm3的密度以及分别为60.3%、57.8%及50.6%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0167] 然后通过线切割,切割所述若干块体以形成若干具有11.5mm x 5.8mm x 0.6 mm. 尺寸的板片。
[0168] 然后待在氩气下4 小时并以三个温度1000°C、 1025°C及1050°C的其中一温度热处理所述被拓展块体的若干试片,以形成所述磁热活性相。 测量其熵变及居里温度 以查出磁热特性以及被决定的α-鐡(α-Fe)掺量,所述α-鐡(α-Fe)掺量可以指示出反应完成的范围。 这些结果概述于表7中。 将所述中间试片的α-鐡(α-Fe)掺量从超出50%减少到所有热处理后的试片的α-鐡(α-Fe)掺量少于7,2%。
[0169] 在氩气中4 小时并以1030 ± 3° C热处理另一组板片,其结果概述于表8中。通过第一粉末混合物制作出块体1,所述第一粉末混合物具有28.7° C 的Tc、一6 J/(kg.
3
K)或43.4 kJ/(m.K)的熵变及5.0%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0170] 通过第二粉末混合物制作出块体2,所述第二粉末混合物具有43.0° C的Tc、一3
5.2 J/(kg.K)或37.9 kJ/(m.K)的熵变及5.0%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0171] 通过第三粉末混合物制作出块体3,所述第三粉末混合物具有57.9° C的Tc、一3
4.4 J/(kg.K)或32.2 kJ/(m.K)的熵变及7.4%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0172] 所述La(Fe1-a-bCoaSib)13系统的成份量程显现出一可逆相变。
[0173] 若不谈理论上的限制,根据下列相图的描述,即可理解所述La(Fe1-a-bCoaSib)13系统中观察到的可逆相变。图12描绘一理论相图,其描绘一比例1: 13的8 wt%钴(Co)对上定量La:(Fe+ Co + Si)的成份在600°C到1300°C 温度量程中1.5 wt%到5 wt%的硅掺量对于相形成的影响。
[0174] 所述目标成份具有3.5wt%的硅掺量,并以虚线100标示。所述磁热活性相是以1/13 (La1 : (Fe, Si, Co)13)来表示,如在所述相图的目标成份部份的右手边上形成一单一相态。
[0175] 决定目标成份的硅掺量,并依循所述相图增加温度,从中可发现,在600°C到大约850°C的温度间,一个包括α-鐡(α-Fe)、5/3 (La5Si3)及1/1/1 (La1(Fe,Co)1Si1) 的区域是稳定的。 从大约850°C到大约975°C温度间,一个包括伽
马-铁(Gamma-Fe)、1/13及1/1/1的区域是稳定的。从大约975°C到大约1070°C温度间,一个包括一单一1/13相的区域是稳定的。 从大约1070°C到大约1200温度间,一个包括伽马-铁(Gamma-Fe)、 1/13及液态L的区域是稳定的。
[0176] 一种制作具有目标成份的制品的方法,可以包括加热至1100°C的一第一温度,执行液相烧结,以产生1100°C位在伽马-铁(Gamma-Fe)、1/13及液态L区域。然后将温度降低至800°C,所述800°C位在所述α-鐡(α-Fe)、5/3及1/1/1, 因此所述磁热活性 1/13相是被分解。 通过热处理后,所述制品可以可靠地加工。 通过加工后,热处理所述制品至1050°C的温度,所述1050°C位在所述单一相1/13区域,使所述具有高 1/13 相掺量的磁热活性再形成。
[0177] 为了能通过所述相图的三个区域,所述硅掺量应该位在一个以若干虚线101及102表示的预定区域中。 特别的是,通过所述单一相1/13 区域及所述伽马-铁(Gamma-Fe)、1/13及1/1/1与伽马-铁(Gamma-Fe) 1/13 +L若干区域间的边界,决定出硅掺量的较低限量。 通过若干α-鐡(α-Fe)、5/3及1/1/1 区域及所述α-鐡(α-Fe)、1/13及1/1/1区域间的边界,决定出硅掺量的较高限量。
[0178] 本发明已由上述相关实施例加以描述,然而上述实施例仅为实施本发明的范例。必需指出的是,已公开的实施例并未限制本发明的范围。 在本发明
权利要求书的
基础上所做的任何的等效
修改或变更均应该包括于本发明的范围内。