CN105164765A - 永磁体、电动机及发电机 - Google Patents

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Abstract

本发明提供高性能的永磁体。永磁体具备：以组成式：RpFeqMrCutCo100-p-q-r-t(式中，R是从稀土类元素中选出的至少一种元素，M是从由Zr、Ti和Hf所构成的组中选出的至少一种元素，p是满足10≤p≤13.5原子％的数，q是满足25≤q≤40原子％的数，r是满足0.88≤r≤7.2原子％的数，t是满足3.5≤t≤13.5原子％的数)来表示的组成；以及包含主相、及设于构成主相的晶粒之间的晶界相的金属组织。晶粒满足下式：0.001≤|(100/p1max)-(100/p1min)|≤1.2(式中，p1是各晶粒内的上述R元素的浓度(原子％)、p1max是全部晶粒内的上述p1的最大值、p1min是全部晶粒内的上述p1的最小值)。

Description

永磁体、电动机及发电机
技术领域
实施方式的发明涉及永磁体、电动机及发电机。
背景技术
近年来，对资源和环境的关心日益增加，与绿色能源和节能等有关的研究开发受到关注。其中之一是高性能稀土类磁体。作为高性能稀土类磁体的示例，已知有Sm-Co类磁体、Nd-Fe-B类磁体等。在这些磁体中，Fe、Co有助于饱和磁化的增大。另外，在这些磁体中包含Nd、Sm等稀土类元素，结晶场中的稀土类元素的4f电子的移动会导致较大的磁各向异性。由此，能获得较大的矫顽力，能实现高性能磁体。
这样的高性能磁体主要用于电动机、扬声器、测量器等电气设备。近年来，对各种电气设备提出了小型轻量化、低功耗化的要求，为了对此进行应对，要求提高永磁体的最大磁能积(BHmax)，获得更加高性能的永磁体。另外，近年来，提出了可变磁通型电动机，有助于电动机的高效率化。
Nd-Fe-B类磁体耐热性差、在混合动力汽车等高温使用环境下，磁体特性显著降低。对此，已知有通过添加Dy来提高耐热性的方法，但由于Dy具有价格昂贵等问题，希望得到其它的解决对策。
另一方面，Sm-Co类磁体由于居里温度较高，因此能在高温下实现良好的电动机特性，但希望能进一步实现高矫顽力化和高磁化，进而改善矩形比。虽然可以认为Fe的高浓度化对Sm-Co类磁体的高磁化是有效的，但在现有的制造方法中，存在因Fe的高浓度化、矩形比恶化且高耐热性优点受损的倾向。因此，为了实现高性能的电动机用磁体，需要一种能在高Fe浓度组成中既改善磁化又显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：日本专利特开2010-121167号公报
发明内容
本发明中所要解决的课题是通过在Sm-Co类磁体中对其金属组织进行控制从而提供高性能的永磁体。
实施方式的永磁体具备：以组成式：RpFeqMrCutCo100-p-q-r-t(式中，R是从稀土类元素中选出的至少一种元素，M是从由Zr、Ti和Hf所构成的组中选出的至少一种元素，p是满足10≤p≤13.5原子％的数，q是满足25≤q≤40原子％的数，r是满足0.88≤r≤7.2原子％的数，t是满足3.5≤t≤13.5原子％的数)来表示的组成；以及金属组织，该金属组织包含具有Th2Zn17型晶相的主相、及设于构成主相的晶粒之间的晶界相。构成主相的晶粒满足下式：0.001≤|(100/p1max)-(100/p1min)|≤1.2(式中，p1是各晶粒内的R元素的浓度(原子％)、p1max是全部晶粒内的上述p1的最大值、p1min是全部晶粒内的上述p1的最小值)。
附图说明
图1是表示永磁体电动机的图。
图2是表示可变磁通电动机的图。
图3是表示发电机的图。
图3是表示永磁体的组成和矩形比之间的关系的图。
图5是表示永磁体的组成和矩形比之间的关系的图。
图6是表示永磁体的组成和矩形比之间的关系的图。
图7是表示永磁体的组成和矩形比之间的关系的图。
具体实施方式
下面，参照附图对实施方式进行说明。此外，附图是示意性的图，例如厚度与平面尺寸之间的关系、各层的厚度的比率等有时会与现实情况不同。另外，在实施方式中，对实质相同的结构要素标注相同的标号并省略说明。
(实施方式1)
以下对本实施方式的永磁体进行说明。
＜永磁体的结构例＞
本实施方式的永磁体具有以组成式：RpFeqMrCutCo100-p-q-r-t表示的组成，
(式中，R是从稀土类元素中选出的至少一种元素，M是从由Zr、Ti和Hf所构成的组中选出的至少一种元素，p是满足10≤p≤13.5原子％的数，q是满足25≤q≤40原子％的数，r是满足0.88≤r≤7.2原子％的数，t是满足3.5≤t≤13.5原子％的数)。
上述组成式中的R是能使磁体材料具有较大的磁各向异性的元素。作为R元素，能使用例如从包含钪(Sc)、钇(Y)的稀土类元素中选出的一种或几种元素等，能使用例如钐(Sm)、铈(Ce)、钕(Nd)、镨(Pr)等，特别优选为使用Sm。例如，在使用包含Sm的多种元素来作为R元素的情况下，将Sm浓度设为能作为R元素来适用的所有元素的50原子％以上，从而能提高磁体材料的性能、例如矫顽力。此外，进一步优选为将能作为R元素来适用的元素的70原子％以上设为Sm。
通过将R元素的含量p设为10原子％以上13.5原子％以下，从而能增大矫顽力。若R元素的含量p过少，则会析出大量的α-Fe从而矫顽力减小，若R元素的含量p过多，则饱和磁化降低。因此，将R元素的含量p设为10原子％以上13.5原子％以下。R元素的含量p优选为10.2原子％以上13原子％以下，更优选为10.5原子％以上12.5原子％以下。
上述组成式中的M是能在高Fe浓度的组成中显现较大的矫顽力的元素。M元素的含量r优选为0.88原子％以上7.2原子％以下。例如使用从由钛(Ti)、锆(Zr)和铪(Hf)所构成的组中选出的一种或几种元素来作为M元素。若M元素的含量r过多，则容易生成过量含有M元素的非均相，矫顽力和磁化也容易下降。另外，若M元素的含量r过少，则提高Fe浓度的效果容易减小。因此，M元素的含量r设为0.88原子％以上7.2原子％以下。元素M的含量r更优选为1.14原子％以上3.58原子％以下，进一步优选为1.49原子％以上2.24原子％以下。
M元素优选为至少包含Zr。特别地，通过将M元素的50原子％以上设为Zr，能提高永磁体的矫顽力。另一方面，由于M元素中的Hf的价格尤其高，因此，优选为即使在使用Hf的情况下，也要减少Hf的使用量。例如，Hf的含量优选为小于M元素的20原子％。
Cu是能在磁体材料中显现高矫顽力的元素。Cu的含量t例如优选为3.5原子％以上13.5原子％以下。若Cu的含量t过多，则磁化显著降低。此外，若Cu的含量t过少，则难以使主相中的Cu浓度成为5原子％以上，难以获得高矫顽力和良好的矩形比。因此，Cu的含量t设为3.5原子％以上13.5原子％以下。Cu的含量t进一步优选为3.9原子％以上9.0原子％以下，更进一步优选为4.2原子％以上7.2原子％以下。
Fe是主要负责磁体材料的磁化的元素。Fe的含量q优选为25原子％以上40原子％以下。若Fe的含量q过少，则无法获得需要的磁特性。此外，随着Fe的含量q增多，能提高磁体材料的饱和磁化，但若其含量过多，则因析出α-Fe、发生相分离，而导致不易获得希望的晶相，矫顽力有可能降低。因此，Fe的含量q优选为25原子％以上40原子％以下。Fe的含量q进一步优选为26原子％以上36原子％以下，更进一步优选为29原子％以上34原子％以下。
Co是负责磁体材料的磁化并能显现高矫顽力的元素。另外，若较多地混合有Co，则能获得高居里温度，并能提高作为磁体特性的热稳定性。若Co的混合量较少，则这些效果也会较小。然而，若过量添加Co，则Fe的比例相对减少，有可能会导致磁化的下降。另外，通过用从由Ni、V、Cr、Mn、Al、Si、Ga、Nb、Ta、W所构成的组中选出的一种或几种元素来替换Co的20原子％以下，能提高磁体特性、例如矫顽力。
如上所述的R-Fe-M-Cu-Co类永磁体具备以下二维的金属组织：该二维的金属组织包含具有六方晶系的Th2Zn17型晶相(2-17型晶相)的主相、以及设于构成主相的晶粒之间的晶界相。而且，主相具备相分离组织，该相分离组织包含具有Th2Zn17型晶相的晶胞相、和晶胞壁相。晶胞相由晶胞壁相进行划分，上述结构称作晶胞结构。晶胞壁相例如具有六方晶系的CaCu5型晶相(1-5型晶相)。例如对原料合金的压粉体进行烧结后，通过熔体化处理形成TbCu7型晶相(1-7型晶相)的前驱体，进一步实施时效处理来进行相分离，从而形成上述相分离组织。
本实施方式的永磁体的高矫顽力由上述二相分离组织来显现。在该情况下，晶胞相设为单磁畴粒径以下(亚微米级)，进一步将晶胞壁相设为磁畴壁宽度以上较为重要。首先，对晶胞相的作用进行描述。由于将晶胞相设为单磁畴粒径以下，晶胞相内生成磁畴的效率降低。由此，通过材料的磁各向异性，能得到接近期待的潜在值的高矫顽力。接下来，对晶胞壁相的作用进行描述。晶胞壁相与晶胞相相比，具有较高磁各向异性。因此，通过交换结合，晶胞相中的磁各向异性得到提高。这是回弹现象的物理结构。此外，由于磁畴壁能量较高，因此磁畴壁传播被阻碍。也将此称为磁畴壁钉扎效果。由于磁畴壁钉扎效果，能得到较高矫顽力。
然而，在晶粒内看到组成的不均匀性的情况下，大致来看，2个主要原因导致矫顽力和矩形比下降。第一个主要原因是未获得二相分离前驱体单体。相分离组织取决于在熔体化处理中作为前驱体而形成的TbCu7型晶相的稳定性。作为前驱体的TbCu7型晶相的热平衡状态的形成区域由例如R元素的原子比的倒数(1/px)和热处理温度T、进一步由Fe的原子比(qy)来决定。在存在组成分布的情况下，生成某一固定量的Th2Zn17型晶相等合金非均相。该Th2Zn17型晶相与晶胞相是相同结晶结构，但晶胞体积显著大于单磁畴粒径。因此，成核效率较高、磁畴壁传播容易，因此成为低矫顽力。第二个主要原因是在相分离组织中生成了磁畴壁钉扎效果相对较弱的区域。在该情况下，磁畴壁容易传播，在低磁场下完成磁化反转。它们的结果是，各晶胞相之间产生矫顽力分布，因此，矩形比降低。
此外，矩形比取决于磁各向异性。例如，若Fe浓度变高，则磁各向异性容易降低。由此，若构成主相的晶粒之间或主相的晶胞相间的Fe浓度不均匀，则磁各向异性的偏差增大，矩形比恶化。
此外，R元素的挥发性强，容易通过制造时的热处理而从晶粒表面挥发。因此，在晶粒的内部与表面之间产生组成差异，难以获得均匀的TbCu7型晶相。
对此，在本实施方式的永磁体中，构成主相的各晶粒中的R元素的偏差较小，满足下式(1)。
0.001≤|(100/p1max)-(100/p1min)|≤1.2···(1)
(式中，p1是各晶粒内的R元素的浓度(原子％)、p1max是全部晶粒内的上述p1的最大值、p1min是全部晶粒内的上述p1的最小值)
此时，在本实施方式的永磁体中，构成主相的各晶粒优选满足下式(2)。
0.001≤|{q1/(100-p1)}max-{q1/(100-p1)}min|≤0.05···(2)
(式中，q1是各晶粒内的Fe的浓度(原子％)，{q1/(100-p1)}是上述q1与各晶粒内的除上述p1之外的构成元素的浓度(原子％)之比，{q1/(100-p1)}max是全部晶粒内的上述比({q1/(100-p1)})的最大值，{q1/(100-p1)}min是全部晶粒内的上述比({q1/(100-p1)})的最小值)
此外，在本实施方式的永磁体中，优选为不仅在构成主相的晶粒间、在主相的晶胞相间也同样地减小R元素的浓度偏差。例如，在主相的各晶胞相中优选满足下式(3)。
0.001≤|(100/p2max)-(100/p2min)|≤1.2···(3)
(式中，p2是晶粒中的全部晶胞相内的R元素的浓度(原子％)，p2max是晶粒的各晶胞相内的上述p2的最大值、p2min是晶粒的全部晶胞相内的上述p2的最小值)
此时，在主相的各晶胞相中优选满足下式(4)。
0.001≤|{q2/(100-p2)}max-{q2/(100-p2)}min|≤0.05···(4)
(式中，q2是晶粒中的各晶胞相内的Fe的浓度(原子％)，{q2/(100-p2)}是上述q2与晶粒中的各晶胞相内的除p2之外的构成元素的浓度(原子％)之比，{q2/(100-p2)}max是上述晶粒的全部晶胞相内的上述比({q2/(100-p2)})的最大值，{q2/(100-p2)}min是上述晶粒的全部晶胞相内的上述比({q2/(100-p2)})的最小值)
满足上式(1)或(3)表示R元素的浓度偏差较小。在本实施方式的永磁体中，由于构成主相的晶粒或主相的组成的偏差较小，因此，例如容易在整个金属组织中形成均匀的TbCu7型晶相的前驱体，抑制非均相的形成。由此，形成稳定的相分离组织。此外，构成主相的晶粒或主相的磁体特性的偏差得以降低。因而，成核被抑制、此外能提高高磁畴壁钉扎效果。由此，能得到矩形比。
满足上式(2)或(4)表示R元素的浓度和Fe的浓度的比例在最佳范围内。如上所述，前驱体的热平衡状态的形成区域取决于R元素的浓度和Fe浓度等。此外，若R元素的浓度较高，则Fe浓度相对降低，因此，为了使Fe浓度均匀，R元素的浓度与Fe浓度之间的比例至关重要。本实施方式的永磁体中，R元素的浓度与Fe浓度之间的比例在最佳范围内，因此，形成稳定的相分离组织。由此，构成主相的晶粒或主相中的组成、体积、磁体特性的偏差降低、能提高矩形比。
另外，在本实施方式的永磁体中，具备烧结体，该烧结体包括上述组成和金属组织。烧结体的密度例如为8.2×103kg/m3以上，优选为8.25×103kg/m3以上。这样，在本实施方式的永磁体中，R元素的浓度和Fe浓度的偏差减小，并且还能提高烧结体的密度。
此外，主相可具有富Cu相，该富Cu相具有六方晶系的CaCu5型晶相(1-5型晶相)。富Cu相优选形成为例如包围晶胞相。也将上述结构称为晶胞结构。此外，晶胞壁相也可以是富Cu相。Th2Zn17型晶相的c轴与作为易磁化轴的TbCu7型晶相中的c轴相平行。即，Th2Zn17型晶相的c轴以与易磁化轴平行的方式存在。此外，所谓平行，也可以包含与平行方向偏离±10度以内的状态(大致平行)。
富Cu相是Cu浓度较高的相。富Cu相的Cu浓度比Th2Zn17型晶相的Cu浓度要高。例如富Cu相的Cu浓度优选为Th2Zn17型晶相的Cu浓度的1.2倍以上。富Cu相例如在Th2Zn17型晶相中的包含c轴的截面上呈线状或板状而存在。作为富Cu相的结构并无特别限定，例如可以举出六方晶系的CaCu5型晶相(1-5型晶相)等。另外，本实施方式的永磁体也可以具有多个富Cu相，该多个富Cu相的晶相彼此不同。
在本实施方式中，能利用例如扫描型电子显微镜(ScanningElectronMicroscope:SEM)、透射型电子显微镜(TransmissionElectronMicroscope:TEM)、能量分散型X射线分光法(EnergyDispersiveX-raySpectroscopy:EDX)等，对构成主相的晶粒和晶界相等的宏观组织、晶胞相和晶胞壁相等的微观组织的组成进行分析。
构成主相的晶粒和晶界相的组成分析使用能进行宽范围测定的SEM-EDX。将烧结体切割为5个以上来用作为测定样本。此时，切割截面是任意的。此外，在400倍～1k倍的倍率下进行观察。此时，构成主相的晶粒是指在进行显微镜观察而得到的观察图像中、面积比率最大的相。在同一晶粒内对至少20点以上进行测定，将除去每个元素的最大值和最小值后得到的测定值的平均作为其晶粒的组成值。接着，在400倍～1k倍的视野中，将能选择至少300个晶粒的作为视野，利用上述方法决定组成。此时，将一个视野分割成25等分以上，在分割得到的各区域中，选择组成分析点。将测定到的30个各晶粒内的R元素的浓度(原子％)分别设为上述p1、全部晶粒内的p1的最大值设为p1max、全部晶粒的p1的最小值设为上述p1min。此外，将测定到的30个各晶粒内的Fe的浓度(原子％)分别设为上述q1、全部晶粒内的q1的最大值设为q1max、全部晶粒内的q1的最小值设为上述q1min。
晶胞相和晶胞壁相的组成分析使用有利于更窄范围测定的TEM-EDX。此时，在10k倍～100k倍的倍率下进行观察。在同一晶胞相内对至少20点以上进行测定，将除去每个元素的最大值和最小值后得到的测定值的平均作为其晶粒的组成值。接着，在上述倍率下观察得到的视野中任意选择至少30个组成分析点，利用上述方法来决定组成。此时，将一个视野分割成25等分以上，在分割得到的各区域中，选择组成分析点。将测定到的30个各组成分析点内(晶胞相内)的R元素的浓度(原子％)分别设为上述p2、全部晶胞相内的p2的最大值设为p2max、全部晶胞相内的p2的最小值设为上述p2min。此外，将测定到的30个各组成分析点(晶胞相)内的Fe的浓度(原子％)分别设为上述q2、各晶胞相内的q2的最大值设为q2max、各晶胞相内的q2的最小值设为上述q2min。
此时，预先利用扫描型电子显微镜(ScanningElectronMicroscope：SEM)来观察样品，从而对晶界相的部位进行确定，利用收束离子束(FocusedIonBeam：FIB)以使晶界相进入视野的方式对样品进行加工，从而能提高观察效率。上述样品是时效处理后的样品。此时，样品优选为是未磁化品。
此外，对各相的元素的浓度测定，也可以使用三维原子探针(3-DimensionAtomProbe：3DAP)。所谓使用3DAP的分析法，是指通过施加电压来使观察试料发生电场蒸发、利用二维检测器来对电场蒸发后的离子进行检测从而确定原子排列的分析法。根据到达二维检测器为止的飞行时间来确定离子的种类，沿深度方向连续对一个个检测出的离子进行检测，按检测出的顺序排列(再构筑)离子，从而获得三维的原子分布。与TEM-EDX的浓度测定相比，能更正确地对晶胞相内的各元素浓度进行测定。另外，不限于3DAP，可使用电子能量损失分光法(ElectronEnergyLossSpectroscopy:EELS)进行分析、或使用高角散射环状暗视野(HighAngleAnnularDarkField:HAADF)图像进行分析。
利用3DAP所进行的各相内的元素浓度的测定根据如下所示的步骤来实施。首先，通过切割来将试料切成薄片，由此利用FIB来制作拾取·原子探针(AP)用针状试料。
对烧结体的内部进行利用3DAP所进行的测定。所谓烧结体内部的测定如下所述。首先，在具有最大面积的面上的最长边的中央部，在与边垂直(曲线的情况下为与中央部的接线相垂直)地进行切割得到的截面的表面部和内部，对组成进行测定。对于测定部位，在上述截面上，设置以各边1/2位置为起点而与边垂直地向内侧引至端部的第一基准线、以及以各角部的中央为起点而在角部的内角的角度的1/2位置处向内侧引至端部的第二基准线，将与这些第一基准线和第二基准线的起点相距基准线长度的1％的位置定义为表面部，将40％的位置定义为内部。此外，在角部因倒角等而具有曲率的情况下，将相邻边延长后的交点设为边的端部(角部的中央)。在这种情况下，测定部位设为从基准线相接部分起隔开距离的位置，而非从交点起的位置。
通过如上所述那样设置测定部位，从而例如在截面为四边形的情况下，基准线为第一基准线和第二基准线各4根总共8根，测定部位在表面部和内部分别为8处。在本实施方式中，优选为表面部和内部分别8处的所有部位都在上述组成范围内，但只要至少表面部和内部分别4处以上的部位在上述组成范围内即可。在这种情况下，并非对1根基准线上的表面部和内部的关系进行规定。对由此所规定的烧结体内部的观察面进行研磨以使其变得平滑，然后对其进行观察。
矩形比的定义如下。首先，利用直流B-H描绘器来测定室温下的直流磁化特性。接着，利用由测定结果所获得的B-H曲线来求出磁体的基本特性即残留磁化Mr、矫顽力Hc和最大磁能积(BH)max。此时，用Mr利用下式(5)来求出理论最大值(BH)max。
(BH)max(计算值)＝Mr 2/4μ0(5)
利用所测得的(BH)max与(BH)max(计算值)之比来评价矩形比，并利用下式(6)求出矩形比。
(BH)max(实测值)/(BH)max(计算值)×100(6)
也可以将本实施方式的永磁体用作为例如粘结磁体。例如，通过将本实施方式的磁体材料用于如日本专利特开2008-29148号公报或日本专利特开2008-43172号公报所公开的可变磁通驱动***中的可变磁体，从而能实现***的高效化、小型化、低成本化。为了将本实施方式的永磁体用作为可变磁体，需要对时效处理条件进行变更，例如需要使矫顽力收敛于100kA/m以上350kA/m以下。
＜永磁体的制造方法＞
接着，对永磁体的制造方法例进行说明。本实施方式的永磁体的制造工序至少具备如下步骤：原料合金准备、合金粉末调制、压粉体制作、烧结、熔体化处理、以及时效处理。
作为原料合金准备，准备包含合成永磁体所需的规定元素的原料合金。此时，作为原料合金，不使用将多种原料合金进行混合的合金，而是仅使用1种原料合金，在制造的永磁体中，能降低构成主相的晶粒间或主相的晶胞间的R元素浓度和Fe浓度的偏差。然而，在仅使用1种原料合金的情况下，有时在烧结后得到的烧结体中无法得到足够的密度。
对此，本实施方式中，在主原料合金的基础上，添加R元素浓度比主原料合金高、Fe浓度比主原料合金低的烧结助剂，来调制原料合金。通过添加上述烧结助剂，能对烧结后得到的烧结体的密度降低进行抑制。
作为烧结助剂，优选使用例如熔点比主原料合金要低的材料。由此，烧结时的保持温度下，原料合金成为液相，因此能提高烧结性。此外，烧结助剂的构成元素优选与主原料合金相同。通过使其与主原料合金的构成元素相同，从而无需改变目前的材料研究发展得到的基础技术就能应用烧结助剂。烧结助剂的添加量与主原料合金的重量比优选为在5％以下。进一步优选为重量比在4％以下，更进一步优选为重量比在3％以下。通过使用上述烧结助剂，由主原料合金形成的微粉的界面被高R元素组成的液相所覆盖，因此，烧结时成为问题的、R元素从主原料合金的挥发可得到抑制。由此，主原料合金微粉内的、即构成主相的晶粒的R元素浓度的均匀性可得到提高。
接着，利用上述原料合金，调制出包含合成永磁体所需规定元素的合金粉末。例如，利用原料合金、通过带材铸造法等制作片状的合金薄带，然后，将合金薄带进行粉碎，从而能调制出合金粉末。在利用带材铸造法的合金薄带的制作中，将熔融合金倾注至以0.1m/秒以上20m/秒以下的转速进行旋转的冷却辊，从而能制作以1mm以下的厚度连续凝固的薄带。在转速小于0.1m/秒的情况下，薄带容易产生组成偏差。另外，在转速超过20m/秒的情况下，晶粒有可能会过度微细化等，导致磁体特性下降。冷却辊的转速优选为0.3m/秒以上15m/秒以下，进一步优选为0.5m/秒以上12m/秒以下。另外，还可将在电弧熔解或高频熔解后通过铸造等而获得的合金铸块进行粉碎，从而调制出合金粉末。另外，也可以利用机械合金化法、机械研磨法、气体喷散法、以及还原扩散法等来调制出合金粉末。
在本实施方式中，将上述原料合金粉碎成数μm级的微粒，因此，对微粉间的组成分布进行抑制尤为重要。于是，例如，使用通过带材铸造法等对合金粉末实施急冷后得到均匀的原料合金，从而提高R元素、Fe的均匀性，能增大矫顽力。
此外，能通过对上述合金粉末或粉碎前的合金材料实施热处理来对该材料进行均匀化。例如，能利用喷射磨、球磨机等来将材料进行粉碎。此外，在惰性气体气氛或有机溶剂中将材料进行粉碎，从而能防止粉末发生氧化。
在粉碎后的粉末中，若平均粒径为2μm以上5μm以下，且粒径为2μm以上10μm以下的粉末的比例为全部粉末的80％以上，则取向度较高，另外，矫顽力较大。为了实现上述目的，优选为利用喷射磨来进行粉碎。
例如，在利用球磨机来进行粉碎的情况下，即使粉末的平均粒径为2μm以上5μm以下，也含有大量的粒径为亚微米级别的微粉末。若该微粉末发生凝聚，则冲压时的磁场取向中TbCu7相中的结晶的c轴不容易与易磁化轴方向保持一致，取向度容易变差。另外，这样的微粉末有可能会使烧结体中的氧化物的量增多，使矫顽力下降。特别是在Fe浓度为25原子％以上的情况下，在粉碎后的粉末中，希望粒径为10μm以上的粉末的比例为所有粉末的10％以下。在Fe浓度为25原子％以上的情况下，成为原材料的铸块中的非均相的量增大。在该非均相中，不仅粉末的量会增大，而且粒径也存在增大的倾向，存在粒径变为20μm以上的可能性。
在将这样的铸块进行粉碎时，例如粒径为15μm以上的粉末有可能会直接变成非均相粉末。若在磁场中对包含这样的非均相粗粉末的粉碎粉末进行冲压而形成烧结体，则会残留非均相、引起矫顽力的下降、磁化的下降、矩形性的下降等。若矩形性下降，则难以进行磁化。特别是组装至转子等后难以进行磁化。这样，通过将粒径为10μm以上的粉末设为整体的10％以下，能在含有25原子％以上的Fe的高Fe浓度组成中抑制矩形比的下降，并增大矫顽力。
之后，利用高频感应耦合等离子体(InductivelyCoupledPlasma:ICP)光谱分析装置，求出磁性粉末中的元素组成。用于测定的磁性粉末优选为处于用喷射磨、球磨机进行粉碎后的状态。例如，测定10次，将10次测定值中除去最大值和最小值后的测定值的平均值作为测定值。也可对粉碎前的粉末进行这些分析。在将组成比不同的2种以上的原料粉末进行混合的情况下，在充分混合后，将任意部位选出的混合粉末的测定结果用作为测定值，而不是将根据各原料粉末计算得到的元素组成用作为测定值。
作为压粉体制作，在设置于电磁体中的金属模内填充合金粉末，一边施加磁场一边进行加压成形，从而制作使晶轴定向的压粉体。
在烧结中，在1215℃以下的温度下，将上述压粉体保持0.5小时以上15小时以下，从而对上述压粉体进行热处理。在高于1215℃的情况下，因粉末中的R元素过度蒸发等，从而有可能导致磁体特性下降。更优选为保持温度在1205℃以下、进一步优选为1995℃以下。另一方面，在保持时间小于0.5小时的情况下，由于密度容易变得不均匀，因此磁化容易下降，进而烧结体的结晶粒径减小，且晶界相比率提高，从而磁化容易下降。另外，若热处理时间超过15小时，则粉末中的R元素过度蒸发，磁体特性有可能会下降。更优选的保持时间为1小时以上10小时以下，进一步优选为1小时以上4小时以下。
另外，烧结时在高压惰性气体气氛中进行热处理，从而能降低烧结体的R元素浓度和Fe浓度的偏差。在通常的烧结中，原料合金的构成元素容易挥发。由此，即便是相同的组成，在烧结体的表面附件、进而在构成烧结体的各微粒的中心与表面附近，构成元素浓度会发生差异。对此，如本实施方式所示的制造方法那样通过在高压惰性气体气氛中进行烧结，从而抑制原料合金的构成元素发生挥发，对于烧结体的R元素浓度和Fe浓度，能得到本实施方式的永磁体。
作为烧结时的惰性气体，可使用例如Ar气体。通过使用Ar气体，能防止氧化。此外，处理室内的压力与大气压之差优选为1kPa以上。例如，可通过使Ar气体处于不流动状态，利用压力计所进行的PID程序控制来对氩气的注入和喷出进行控制，从而调整处理室内的压力。所谓PID程序控制是指，通过比例控制(P控制)、积分控制(I控制)以及微分控制(D控制)来进行误差调整的控制方法。处理室内的压力与大气压之差优选为3kPa以上、更优选为7kPa以上、进一步优选为10kPa以上。此外，在达到保持温度附近的温度的期间、维持低压(例如1×10-4托以下)真空，之后，切换成高压惰性气体气氛并进行等温保持，从而能提高烧结体的密度。真空中的处理室的真空度优选为9×10-2Pa以下。超过9×10-2Pa的情况下，会过量形成R元素的氧化物，有时磁体特性会下降。
熔体化处理是形成作为相分离组织的前驱体的TbCu7型晶相的处理。在熔体化处理中，进行第一熔体化处理和第二熔体化处理。在第一熔体化处理中，在不产生液相的温度区域(低于烧结时的保持温度且高于第二熔体化处理时的保持温度的温度)下进行0.5小时以上20小时以下的热处理。通过进行第一熔体化处理，能对通过烧结进行晶粒生长的主原料合金和烧结助剂的组成差进行缓和。
在第二熔体化处理中，在1100℃以上1200℃以下的温度下，保持0.5小时以上40小时以下，来进行热处理。在第二熔体化处理时的保持温度小于1100℃的情况下，以及超过1200℃的情况下，第二熔体化处理后试料中存在的TbCu7型晶相的比例减少，磁体特性有可能会下降。保持温度优选为1110℃以上1190℃以下，更优选为1120℃以上1180℃以下。另外，在第二熔体化处理时的保持时间小于0.5小时的情况下，结构相容易变得不均匀，矫顽力容易下降，金属组织的结晶粒径容易变小，晶界相比率容易升高，磁化容易下降。另外，在第二熔体化处理时的保持温度超过40小时的情况下，由于烧结体中的R元素发生蒸发等，有可能会导致磁体特性下降。保持时间优选为1小时以上24小时以下，进一步优选为1小时以上12小时以下。
另外，熔体化处理时，通过在与烧结时相同条件的高压惰性气体气氛中进行热处理，来抑制氧化，从而能降低R元素浓度和Fe浓度的偏差。例如，可利用压力计所进行的PID程序控制来对惰性气体的注入和喷出进行控制，从而调整处理室内的压力。由此，能降低R元素的浓度和Fe浓度的偏差，能提高TbCu7型晶相的均匀性。此外，可在真空中进行熔体化处理。
此外，在等温保持后进行急冷。例如，通过将冷却速度设为3℃/秒以上来进行急冷，从而能使TbCu7型晶相稳定化，容易显现矫顽力。在冷却速度小于3℃/秒的情况下，冷却中容易生成Ce2Ni7型晶相(2-7型晶相)。2-7型晶相的存在有可能会导致磁化的下降，另外，矫顽力也有可能会下降。2-7型晶相中Cu的浓度多会变浓，因此主相中的Cu浓度会下降，这是由于时效处理引起的相分离不容易发生。特别是在含有25原子％以上的Fe浓度的组成中，冷却速度容易变得重要。冷却速度优选为5℃/秒以上，更优选为7℃/秒以上。
所谓时效处理是指，对金属组织进行控制以提高磁体的矫顽力的处理，其目的在于使磁体的金属组织相分离成多个相。在时效处理中，以0.5℃/分钟以上2℃/分钟以下的升温速度缓慢地进行升温，在比所设定的到达预定温度低10℃以上40℃以下的温度下，保持40小时以上80小时以下，之后，在750℃以上900℃以下的温度下，保持4小时以上40小时以下，从而进行热处理。由此，在构成主相的晶粒间或主相间，能提高尺寸及组成的均匀性。
在保持温度高于900℃的情况下，晶胞相变得粗大、均匀的相分离受到阻碍，相分离组织的组成和尺寸容易变得不均匀，矩形比容易变差。另外，在保持温度低于750℃的情况下，无法充分获得均匀的晶胞相和晶胞壁相，难以显现矫顽力。保持温度优选为例如760℃以上850℃以下，更优选为770℃以上830℃以下。此外，在总保持时间小于44小时的情况下，有时相分离不充分。另外，在总保持时间比120小时要长的情况下，晶胞壁相变得过厚，矩形比有可能会恶化。
之后，以2℃/分钟以下的冷却速度冷却至室温。此时，若冷却速度超过2℃/分钟，则得不到均匀的相分离组织，得不到良好的磁体特性。冷却速度更优选为1.5℃/分钟以下，进一步优选为1℃/分钟以下。另外，可进行多级冷却。
通过上述工序，能得到烧结体磁体。本实施方式中，除了使用烧结助剂以外，还调整热处理条件，从而提高R元素的浓度和Fe浓度的均匀性，例如能得到8.2×103kg/m3以上的高密度烧结体。
(实施方式2)
实施方式1的永磁体能用于各种电动机或发电机。另外，也可以用作为可变磁通电动机、可变磁通发电机的固定磁体、可变磁体。通过使用实施方式1的永磁体，来构成各种电动机、发电机。在将实施方式1的永磁体应用于可变磁通电动机的情况下，在可变磁通电动机的结构、驱动***中，可应用日本专利特开2008-29148号公报或日本专利特开2008-43172号公报所公开的技术。
接着，参照附图，对本实施方式的电动机和发电机进行说明。图1是表示本实施方式中的永磁体电动机的图。在图1所示的永磁体电动机1中，定子2内配置有转子3。转子3的铁心4中配置有实施方式1的永磁体即永磁体5。通过使用实施方式1的永磁体，能基于各永磁体的特性等，来力图实现永磁体电动机1的高效化、小型化、低成本化等。
图2是表示本实施方式的可变磁通电动机的图。在图2所示的可变磁通电动机11中，定子12内配置有转子13。在转子13的铁心14中，作为固定磁体15和可变磁体16而配置有实施方式1的永磁体。能使可变磁体16的磁通密度(磁通量)可变。由于可变磁体16的磁化方向与Q轴方向正交，因此，能利用D轴电流来进行磁化而不受Q轴电流的影响。在转子13上设有磁化线圈(未图示)。使电流从磁化电路流向该磁化线圈，从而形成其磁场直接作用于可变磁体16的结构。
根据实施方式1的永磁体，能使固定磁体15获得良好的矫顽力。在将实施方式1的永磁体适用于可变磁体16的情况下，只要对上述制造方法的各种条件(时效处理条件等)进行变更，从而例如将矫顽力控制在100kA/m以上500kA/m以下的范围内即可。此外，在图2所示的可变磁通电动机11中，可将实施方式1的永磁体用于固定磁体15和可变磁体16这两者，也可以将实施方式1的永磁体用于其中的任意一个。由于可变磁通电动机11能以较小的装置尺寸输出较大的转矩，因此，适用于要求电动机高输出/小型化的混合动力车、电动汽车等的电动机。
图3表示本实施方式的发电机。图3所示的发电机21具备使用了本实施方式的永磁体的定子22。配置于定子22的内侧的转子23经由轴25与设于发电机21的一端的涡轮24相连接。例如利用从外部提供的流体来使涡轮24旋转。此外，也可以通过传递汽车的再生能量等动态旋转，来使轴25旋转，以取代利用流体来进行旋转的涡轮24。能对定子22和转子23采用各种公知的结构。
轴25与相对于转子23配置于涡轮24的相反侧的换向器(未图示)相接触，因转子23的旋转而产生的电动势作为发电机21的输出而经由相分离母线和主变压器(未图示)被升压至***电压来进行供电。发电机21也可以是通常的发电机和可变磁通发电机中的任意一种。此外，在转子23中，因来自涡轮2的静电或伴随发电的轴电流而带电。因此，发电机21具备用于使转子23的带电放电的电刷26。
如上所述，将实施方式1的永磁体适用于发电机，从而能获得高效化、小型化、低成本化等效果。
另外，对本发明的几个实施方式进行了说明，但这些实施方式只是作为示例进行了提示，并没有限定发明范围的意图。这些新的实施方式能以其他各种方式进行实施，在不脱离发明要点的范围内能进行各种省略、置换、改变。这些实施方式及其变形包含在发明的范围和要点内，且包含在权利要求书所记载的发明及其均等的范围内。
【实施例】
在本实施例中，对永磁体的具体例进行说明。
(实施例1至实施例19)
将用于永磁体的各原料按照规定比例称量并混合，以便得到表1所示的磁体材料。其中，R元素和M元素如下那样构成。
实施例1：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为100％。
实施例2：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为100％。
实施例3：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为100％。
实施例4：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为100％。
实施例5：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为100％。
实施例6：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为100％。
实施例7：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为100％。
实施例8：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为100％。
实施例9：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为100％。
实施例10：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为100％。
实施例11：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为100％。
实施例12：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为100％。
实施例13：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为100％。
实施例14：R元素中Sm为80％、Nd为20％，M元素中Zr为100％。
实施例15：R元素中Sm为80％、Ce为20％，M元素中Zr为100％。
实施例16：R元素中Sm为80％、Tb为20％，M元素中Zr为100％。
实施例17：R元素中Sm为80％、Tm为20％，M元素中Zr为100％。
实施例18：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为80％、Ti为20％。
实施例19：R元素中Sm为100％，M元素中Zr为80％、Hf为20％。
之后，浸泡于乙醇溶剂中，利用行星式球磨机来制作合金粉末。将所获得的合金粉末在磁场中进行冲压成形，以制作压缩成形体。
接着，将合金粉末的压缩成形体配置于烧结炉腔体内，在使腔体内形成真空状态之后，升温至1160℃并在到达温度下保持5分钟，然后，导入Ar气体，进行冷却。接着，对Ar气体进行调整，使得处理室内的压力与大气压之差在各实施例中如下所示。
实施例1：10kPa。
实施例2：3kPa。
实施例3：10kPa。
实施例4：5kPa。
实施例5：3kPa。
实施例6：10kPa。
实施例7：10kPa。
实施例8：10kPa。
实施例9：10kPa。
实施例10：10kPa。
实施例11：10kPa。
实施例12：10kPa。
实施例13：10kPa。
实施例14：10kPa。
实施例15：10kPa。
实施例16：10kPa。
实施例17：10kPa。
实施例18：10kPa。
实施例19：10kPa。
然后，在Ar气氛中升温至1190℃，在到达温度下保持3小时以上4小时以下来进行烧结。接着，作为第一熔体化处理，在1180℃下进行4小时的热处理，作为第二熔体化处理，在1160℃下进行12小时的熔体化处理，之后进行急冷。
接着，按照下面的条件来进行时效处理。
实施例1：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时(第一热处理)，之后，在830℃下保持40小时(第二热处理)，从而进行热处理。
实施例2：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例3：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持6小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例4：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持6小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例5：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持6小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例6：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例7：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例8：以1.0℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例9：以1.5℃/分钟的升温速度升温至740℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例10：以1.5℃/分钟的升温速度升温至690℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例11：以1.5℃/分钟的升温速度升温至740℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例12：以1.5℃/分钟的升温速度升温至740℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例13：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例14：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例15：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例16：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例17：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例18：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例19：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
之后，在各实施例中，以0.5℃/分钟的冷却速度将炉冷却至室温，从而得到磁体。
另外，利用感应耦合发光等离子体(ICP)法来实施磁体的组成分析。此外，通过以下步骤、利用ICP法来进行组成分析。首先，用研钵将从所述测定部位采集的试料进行粉碎，量取一定量的粉碎后的试料，将其倒入石英制烧杯。然后，将混合酸(包含硝酸和盐酸的酸)倒入烧杯，在热压机上加热至140℃左右，使烧杯中的试料完全溶解。进一步在冷却后，转移至PFA制量瓶来进行定容，以作为试料溶液。
接下来，利用ICP光谱分析装置，通过标定曲线法来对上述试料溶液的含有成分进行定量。作为ICP光谱分析装置，使用SIINanoTechnology公司制、SPS4000。所获得的磁体的组成如表1所示。另外，对|(100/p1max)-(100/p1min)|、|{q1/(100-p1)}max-{q1/(100-p1)}min|、|(100/p2max)-(100/p2min)|、|{q2/(100-p2)}max-{q2/(100-p2)}min|、矫顽力HcJ(kA/m)、残留磁化Br(T)、最大磁能积(BH)max(kJ/m3)、矩形比(％)进行测定。其结果如表2所示。此外，作为测定装置，使用日立高新技术公司制HD2300。
(比较例1至比较例10)
将用于永磁体的各原料按照规定比例称量并混合，以便得到表1所示的磁体材料。其中，所有比较例均以R元素中的Sm为100％、M元素中的Zr为100％来构成。之后，浸泡于乙醇溶剂中，利用行星式球磨机来制作合金粉末。将所获得的合金粉末在磁场中进行冲压成形，以制作压缩成形体。
接着，将合金粉末的压缩成形体配置于烧结炉腔体内，在使腔体内形成真空状态之后，升温至1160℃并在到达温度下保持5分钟，然后，导入Ar气体，进行冷却。接着，在比较例1和比较例2中，对Ar气体量进行调整，使得处理室内的压力与大气压之差成为1kPa，在Ar气体气氛中升温至1190℃，在到达温度下保持3小时以上4小时以下，从而进行烧结。接着，不进行第一熔体化处理，作为第二熔体化处理，在1160℃下进行12小时的熔体化处理，之后进行急冷。在比较例3至比较例10中，对Ar气体量进行调整，使得处理室内的压力与大气压之差成为10kPa，在Ar气体气氛中升温至1190℃，在到达温度下保持3小时以上4小时以下，从而进行烧结。接着，不进行第一熔体化处理，作为第二熔体化处理，在1160℃下进行12小时的熔体化处理，之后进行急冷。
接着，按照下面的条件来进行时效处理。
实施例1：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例2：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例3：以1.5℃/分钟的升温速度升温至720℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例4：以1.5℃/分钟的升温速度升温至720℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例5：以1.5℃/分钟的升温速度升温至780℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例6：以1.5℃/分钟的升温速度升温至780℃，在到达温度下保持6小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例7：以1.5℃/分钟的升温速度升温至670℃，在到达温度下保持6小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例8：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例9：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
实施例10：以1.5℃/分钟的升温速度升温至700℃，在到达温度下保持1小时，之后，在830℃下保持40小时，从而进行热处理。
之后，在各比较例中，以0.5℃/分钟的冷却速度将炉冷却至室温，从而得到磁体。另外，与实施例同样地，对各比较例的|(100/p1max)-(100/p1min)|、|{q1/(100-p1)}max-{q1/(100-p1)}min|、|(100/p2max)-(100/p2min)|、|{q2/(100-p2)}max-{q2/(100-p2)}min|、矫顽力HcJ(kA/m)、残留磁化Br(T)、最大磁能积(BH)max(kJ/m3)、矩形比(％)进行测定。其结果如表2所示。
如表2所示，可知在实施例1至实施例19中得到了高矫顽力、高磁化、高磁能积。另一方面，可知按照本发明范围外的组成来制作的比较例3至比较例10成为低矫顽力、低残留磁化、低磁能积。而且，图4至图7是表示实施例1至实施例19、以及比较例1至比较例10中的组成和矩形比之间的关系的图。在图4至图7中，横轴为式(1)的|(100/p1max)-(100/p1min)|、式(2)的|{q1/(100-p1)}max-{q1/(100-p1)}min|、式(3)的|(100/p2max)-(100/p2min)|、式(4)的|{q2/(100-p2)}max-{q2/(100-p2)}min|中的任一个，纵轴为矩形比。此外，将各近似曲线以实线来示出。
如图4所示，满足式(1)的实施例的永磁体与不满足式(1)的比较例的永磁体相比，矩形比较高、能得到超过90％的高矩形比。此外，如图5所示，满足式(2)的实施例的永磁体与不满足式(2)的比较例的永磁体相比，矩形比较高、能得到超过90％的高矩形比。此外，如图6所示，满足式(3)的实施例的永磁体与不满足式(3)的比较例的永磁体相比，矩形比较高、能得到超过90％的高矩形比。此外，如图7所示，满足式(4)的实施例的永磁体与不满足式(4)的比较例的永磁体相比，矩形比较高、能得到超过90％的高矩形比。综上可知，实施例1至实施例19的永磁体由于满足式(1)至式(4)，能显现良好的矩形比。
[表1]
[表2]

Claims (10)

1.一种永磁体，具备：
以组成式：RpFeqMrCutCo100-p-q-r-t表示的组成，
(式中，R是从稀土类元素中选出的至少一种元素，M是从由Zr、Ti和Hf所构成的组中选出的至少一种元素，p是满足10≤p≤13.5原子％的数，q是满足25≤q≤40原子％的数，r是满足0.88≤r≤7.2原子％的数，t是满足3.5≤t≤13.5原子％的数)；以及
金属组织，该金属组织包含具有Th2Zn17型晶相的主相、及设于构成所述主相的晶粒之间的晶界相，
所述永磁体的特征在于，
构成所述主相的晶粒满足
式：0.001≤|(100/p1max)-(100/p1min)|≤1.2，
(式中，p1是各晶粒内的所述R元素的浓度(原子％)、p1max是全部晶粒内的所述p1的最大值、p1min是全部晶粒内的所述p1的最小值)。
2.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
构成所述主相的晶粒满足
式：0.001≤|{q1/(100-p1)}max-{q1/(100-p1)}min|≤0.05，
(式中，q1是各晶粒内的所述Fe的浓度(原子％)，{q1/(100-p1)}是所述q1与各晶粒内的除所述p1之外的构成元素的浓度(原子％)之比，{q1/(100-p1)}max是全部晶粒内的所述比的最大值，{q1/(100-p1)}min是全部晶粒内的所述比的最小值)。
3.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
所述主相包括具有所述Th2Zn17型晶相的晶胞相、以及以划分所述晶胞相的方式设置的晶胞壁相，
所述晶胞相满足
式：0.001≤|(100/p2max)-(100/p2min)|≤1.2，
(式中，p2是所述晶粒中的各晶胞相内的所述R元素的浓度(原子％)，p2max是所述晶粒中的全部晶胞相内的所述p2的最大值、p2min是所述晶粒中的全部晶胞相内的所述p2的最小值)。
4.如权利要求3所述的永磁体，其特征在于，
所述晶胞相满足
式：0.001≤|{q2/(100-p2)}max-{q2/(100-p2)}min|≤0.05
(式中，q2是所述晶粒中的各晶胞相内的所述Fe的浓度(原子％)，{q2/(100-p2)}是所述q2与所述晶粒中的各晶胞相内的除所述p2之外的构成元素的浓度(原子％)之比，{q2/(100-p2)}max是所述晶粒中的全部晶胞相内的所述比的最大值，{q2/(100-p2)}min是所述晶粒中的全部晶胞相内的所述比的最小值)。
5.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
具备烧结体，该烧结体包括所述组成和所述金属组织，
所述烧结体的密度为8.2×103kg/m3以上。
6.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
所述主相的Cu浓度为5原子％以上。
7.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
所述组成式中的元素R的总量的50原子％以上为Sm，
所述组成式中的元素M的50原子％以上为Zr。
8.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
从由Ni、V、Cr、Mn、Al、Ga、Nb、Ta及W构成的组中选出的至少一种元素来置换所述组成式中的Co的20原子％以下。
9.一种电动机，其特征在于，
具备如权利要求1所述的永磁体。
10.一种发电机，其特征在于，
具备如权利要求1所述的永磁体。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107201463A (zh) * 2016-03-16 2017-09-26 株式会社东芝 永久磁铁、旋转电机及车辆
CN110993235A (zh) * 2019-12-26 2020-04-10 福建省长汀卓尔科技股份有限公司 一种高铁低铜型钐钴永磁材料及其制备方法
CN111326306A (zh) * 2020-02-29 2020-06-23 厦门钨业股份有限公司 一种r-t-b系永磁材料及其制备方法和应用

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5861246B2 (ja) * 2014-06-04 2016-02-16 Jx日鉱日石金属株式会社 希土類薄膜磁石及びその製造方法並びに希土類薄膜磁石形成用ターゲット
JP6105047B2 (ja) * 2014-09-19 2017-03-29 株式会社東芝 永久磁石、モータ、発電機、車、および永久磁石の製造方法
EP3226262B1 (en) * 2014-11-28 2020-11-04 Kabushiki Kaisha Toshiba Permanent magnet, motor, and generator

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5655533A (en) * 1979-10-08 1981-05-16 Seiko Instr & Electronics Ltd Manufactre of rare earth element magnet
JP2011114236A (ja) * 2009-11-27 2011-06-09 Toshiba Corp 永久磁石およびその製造方法、モータ用永久磁石および永久磁石モータ
CN102304645A (zh) * 2011-09-02 2012-01-04 北京航空航天大学 2:17型抗氧化钐钴高温永磁材料及其制备方法
CN103312055A (zh) * 2012-03-15 2013-09-18 株式会社东芝 永磁体以及使用所述永磁体的电动机和发电机

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01150303A (ja) * 1987-12-08 1989-06-13 Mitsubishi Steel Mfg Co Ltd 磁気異方性焼結磁石及びその製造方法
JP4936820B2 (ja) 2006-08-10 2012-05-23 株式会社東芝 可変磁束ドライブシステム
JP4965924B2 (ja) 2006-07-24 2012-07-04 株式会社東芝 可変磁束ドライブシステム
JP5259351B2 (ja) 2008-11-19 2013-08-07 株式会社東芝 永久磁石とそれを用いた永久磁石モータおよび発電機
JP5586645B2 (ja) * 2012-03-15 2014-09-10 株式会社東芝 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5655533A (en) * 1979-10-08 1981-05-16 Seiko Instr & Electronics Ltd Manufactre of rare earth element magnet
JP2011114236A (ja) * 2009-11-27 2011-06-09 Toshiba Corp 永久磁石およびその製造方法、モータ用永久磁石および永久磁石モータ
CN102304645A (zh) * 2011-09-02 2012-01-04 北京航空航天大学 2:17型抗氧化钐钴高温永磁材料及其制备方法
CN103312055A (zh) * 2012-03-15 2013-09-18 株式会社东芝 永磁体以及使用所述永磁体的电动机和发电机

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107201463A (zh) * 2016-03-16 2017-09-26 株式会社东芝 永久磁铁、旋转电机及车辆
CN110993235A (zh) * 2019-12-26 2020-04-10 福建省长汀卓尔科技股份有限公司 一种高铁低铜型钐钴永磁材料及其制备方法
CN111326306A (zh) * 2020-02-29 2020-06-23 厦门钨业股份有限公司 一种r-t-b系永磁材料及其制备方法和应用
CN111326306B (zh) * 2020-02-29 2021-08-27 厦门钨业股份有限公司 一种r-t-b系永磁材料及其制备方法和应用

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