CN103282976B

CN103282976B - 磁性体

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Publication number: CN103282976B
Application number: CN201180063123.4A
Authority: CN
Inventors: 铃木健; 铃木健一; 藤川佳则
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2010-12-27
Filing date: 2011-12-19
Publication date: 2017-02-08
Anticipated expiration: 2031-12-19
Also published as: US20130271249A1; JPWO2012090765A1; EP2660829A4; EP2660829A1; CN103282976A; WO2012090765A1; JP5527434B2; US8981888B2

Abstract

本发明提供一种具备高的剩余磁通密度且可以通过小的外部磁场使磁力可逆地变化的磁性体。本发明的磁性体的剩余磁通密度Br为11kG以上，矫顽力HcJ为5kOe以下，为了使剩余磁通密度Br为0所需要的外部磁场为1.10HcJ以下。

Description

磁性体

技术领域

本发明涉及磁性体。

背景技术

作为洗衣机或衣物干燥机等家用电器、混合动力车、电车或电梯等的动力装置，一直以来使用永磁体电动机。然而，进行永磁体电动机的可变速驱动时，由于永磁体电动机的磁通是一定的，因此感应电压与转动速度成比例地提高。再者，在感应电压达到电源电压以上那样的高转动速度的情况下，驱动会变得困难。因此，关于现有的永磁体电动机，在中·高速区域或轻负荷时，必须进行通过电机子电流所引起的磁通使永磁体的磁通抵消的弱磁通控制，导致电动机的效率下降。

为了解决这样的问题，近年正在开发通过从外部作用磁场而使磁力可逆变化的使用了磁体（可变磁力磁体）的可变磁通电动机。关于可变磁通电动机，在中·高速区域或轻负荷时，可以通过减小可变磁力磁体的磁力来抑制现有那样的电动机的效率下降。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2010-34522号公报

发明内容

发明所要解决的技术问题

在现有的可变磁通电动机中，例如兼用了Nd-Fe-B系稀土类磁体（例如，Nd₂Fe₁₄B）等磁力是一定的固定磁体、以及Sm₂Co₁₇等那样的可变磁力磁体。固定磁体Nd₂Fe₁₄B的剩余磁通密度Br为13kG左右，可变磁力磁体Sm₂Co₁₇的Br为10kG左右。如此，固定磁体与可变磁力磁体的磁力之差成为电动机的输出和效率下降的原因。

作为提高可变磁通电动机的输出和效率的方法，考虑了从可变磁力磁体中取出与固定磁体同等的磁通的方法。然而，由于Sm₂Co₁₇的饱和磁化强度Is为12.5kG左右，而Nd₂Fe₁₄B的Is为16.0kG左右，因此，由Sm₂Co₁₇难以实现与Nd₂Fe₁₄B同等的Br。

作为提高可变磁通电动机的输出和效率的其他方法，考虑了将历来作为固定磁体使用的Nd-Fe-B系稀土类磁体作为可变磁力磁体来使用的方法。然而，由于Nd-Fe-B系稀土类磁体的磁化（矫顽力）机制是形核型的，因此，为了使其磁力变化或磁化反转，需要比Sm₂Co₁₇的情形更大的外部磁场。然而，由于大的外部磁场需要大的磁化电流，因此使电动机的效率下降，而且不容易进行磁回路的控制。由于这些问题，将Nd-Fe-B系稀土类磁体作为可变磁力磁体来进行实用化并不容易。

因此，为了将Nd-Fe-B系稀土类磁体作为可变磁力磁体来实用，必须在Nd-Fe-B系稀土类磁体中实现磁化机制为Sm₂Co₁₇那样的钉扎型的磁化机制、或者铁氧体磁体那样的单畴颗粒型的磁化机制。

本发明是鉴于这样的现有技术所具有的技术问题而作出的，其目的在于，提供一种具备高的剩余磁通密度且可以通过小的外部磁场使磁力可逆地变化的磁性体。

解决技术问题的手段

为了解决上述技术问题，本发明的磁性体的剩余磁通密度Br为11kG以上，矫顽力HcJ为5kOe以下，为了使剩余磁通密度Br为0所需要的外部磁场为1.10HcJ以下。

上述本发明所涉及的磁性体由于具备高的剩余磁通密度且可以通过小的外部磁场使其磁力（磁通密度）可逆地变化，因此，作为可变磁通电动机用的可变磁力磁体是合适的。

上述本发明所涉及的磁性体优选包含稀土类元素R、过渡金属元素T和硼元素B。即，上述本发明所涉及的磁性体优选具有R-T-B系稀土类磁体的组成。在具备这样的组成的磁性体中，上述本发明的效果更显著，并且由于不像SmCo系磁体那样需要昂贵且供应量不稳定的Co，因此可以使其价格变低。

上述本发明所涉及的磁性体的晶体粒径优选为1μm以下。由此，使上述本发明的效果显著。

发明的效果

根据本发明，可以提供一种具备高的剩余磁通密度且可以通过小的外部磁场使磁力可逆地变化的磁性体。

附图说明

图1a是用扫描电子显微镜（SEM）拍摄本发明的实施例4的磁性体的断裂面的照片，图1b是用扫描透射电子显微镜（STEM）拍摄本发明的实施例4的磁性体的截面的照片。

图2是用SEM拍摄比较例7的磁性体的断裂面的照片。

图3是本发明的实施例4的磁化-磁场曲线。

图4是比较例3的磁化-磁场曲线。

图5是比较例7的磁化-磁场曲线。

图6a和图6b是用SEM拍摄本发明的实施例3的磁性体的截面的一部分的反射电子像。

图7是基于利用电子探针显微分析仪（EPMA）的分析表示图6a的区域7的二次电子像（SL）、反射电子像（CP）和元素分布的图。

图8是基于利用EPMA的分析表示图6b的区域8的二次电子像（SL）、反射电子像（CP）和元素分布的图。

图9a和图9b是用SEM拍摄比较例5的磁性体的截面的一部分的反射电子像。

图10是基于利用EPMA的分析表示图9a的区域10的二次电子像（SL）、反射电子像（CP）和元素分布的图。

图11是基于利用EPMA的分析表示图9b的区域11的二次电子像（SL）、反射电子像（CP）和元素分布的图。

图12（a）是用STEM拍摄本发明的实施例3的磁性体的截面的照片，图12（b）是表示图12（a）中的线段LG2上的各分析部位处的各元素的含有率的表。

图13（a）是用STEM拍摄比较例5的磁性体的截面的照片，图13（b）是表示图13（a）中的线段LG5上的各分析部位处的各元素的含有率的表。

图14（a）和图14（b）是用STEM拍摄本发明的实施例3的磁性体的截面的照片，图14（c）是表示图14（a）和图14（b）中的各测量部位的各元素的含有率的表。

图15（a）和图15（b）是用STEM拍摄比较例5的磁性体的截面的照片，图15（c）是表示图15（a）和图15（b）中的各测量部位的各元素的含有率的表。

具体实施方式

以下，参照附图详细地说明本发明优选的一个实施方式。但是，本发明不限定于下述的实施方式。

（磁性体）

本实施方式所涉及的磁性体优选含有稀土类元素R、过渡金属元素T和硼元素B。稀土类元素R可以是选自La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu中的至少一种。特别地，稀土类元素R优选是Nd和Pr中的至少任一种。作为过渡金属元素T，可以举出Fe或Co。作为过渡金属元素T，优选Fe，但磁性体也可以含有Fe和Co这两种元素作为T。磁性体由于具有上述的组成，显著提高了磁性体的饱和磁通密度和剩余磁通密度。再有，磁性体还可以包含Ca、Ni、Mn、Al、Cu、Nb、Zr、Ti、W、Mo、V、Ga、Zn、Si和Bi等其他元素作为杂质或添加物。

如图3所示，本实施方式所涉及的磁性体的剩余磁通密度Br为11kG以上（1.1T以上）。优选地，磁性体的Br为12.5kG以上（1.25T以上）。磁性体的Br的上限值没有特别限定，为14kG（1.4T）左右。本实施方式所涉及的磁性体的Br比历来作为可变磁力磁体使用的Sm₂Co₁₇烧结磁体的Br（10kG）更高。因此，在使用本实施方式所涉及的磁性体作为可变磁力磁体使用的可变磁通电动机中，可变磁力磁体可以具有与固定磁体同等程度的磁力，达到比现有技术更高的输出和效率。

本实施方式所涉及的磁性体的矫顽力HcJ为5.0kOe以下（400A/m以下）。优选地，磁性体的HcJ为4.0kOe以下（320A/m以下）。再有，磁性体的HcJ的下限值没有特别限定，为1.0kOe（80A/m）左右。

为了使本实施方式所涉及的磁性体的Br为0所需要的外部磁场的大小为1.10HcJ以下。即，为了使本实施方式所涉及的磁性体的Br为0所需要的外部磁场的大小为HcJ的110%以下。优选地，为了使磁性体的Br为0所需要的外部磁场为1.05HcJ以下。为了使磁性体的Br为0所需要的外部磁场的下限值为1.00HcJ左右。以下，根据情况，将为了使磁性体的Br为0所需要的外部磁场（的大小）记作“mf”（magnetic field）。

在本实施方式中，由于HcJ为5kOe以下，且为了使磁性体的Br为0所需要的外部磁场的大小mf为1.10HcJ以下，因此，可以通过小的外部磁场使磁性体的磁力变化或磁化反转可逆地反复进行。另外，在本实施方式的磁性体中，即使在反复进行磁力变化或磁化反转的情况下，也可以维持磁化曲线的对称性，进行稳定的磁通密度的控制。在将本实施方式的磁性体作为可变磁力磁体使用的可变磁通电动机中，由于磁性体的磁力变化或磁化反转所需要的外部磁场较小，因此，磁回路所引起的外部磁场和磁性体的磁力的控制变得容易，并且可以减小磁化电流，提高电动机的效率。因此，本实施方式的磁性体作为洗衣机或衣物干燥机等的家用电器、混合动力车、电车或电梯等所配备的可变磁通电动机用的可变磁力磁体是合适的。

构成磁性体的晶体的粒径优选为1μm以下，更优选为0.5μm。由于构成磁性体的晶体的粒径是微细的，因而磁性体的磁化机制容易成为钉扎型（或者单畴型）的，容易表现出外部磁场mf相关的上述磁特性。另一方面，由于构成现有的Nd₂Fe₁₄B系烧结磁体的晶体的粒径为5μm左右，因此其磁化机制是形核型的。

磁性体优选含有Cu。

众所周知，晶体粒径微细的磁性体一般具有高的矫顽力。具有高的矫顽力的磁性体为了使其磁化状态变化需要大的外部磁场，并不适用于可变磁通电动机用的可变磁力磁体。然而，通过使磁性体中含有适量的Cu，容易在维持着磁性体的高剩余磁通密度和钉扎型的磁化机制的情况下降低矫顽力。由此，可以显著地表现出上述的剩余磁通密度、矫顽力和外部磁场相关的磁特性。

磁性体中的Cu的含有率优选相对于磁性体的全部质量为1.0～1.25质量%。Cu的含有率越增加，Br和HcJ就越有减小的倾向。Cu的含有率越减少，Br和HcJ就越有增加的倾向。另外，构成磁性体的主相颗粒内的Cu的含有率优选相对于主相颗粒内的全部元素为0.5～0.6原子%。再有，主相颗粒是指由磁性体的主成分构成的晶体颗粒。主成分是指例如稀土类元素R、过渡金属元素T和硼元素B（Nd₂Fe₁₄B）。本发明人认为，在磁性体具有由主相颗粒构成的微细构造且其磁化机制为钉扎型的情况下，通过让主相颗粒内的Cu的含有率在上述范围内，容易得到所期望的低的矫顽力。

磁性体可以是粉末。磁性体也可以是将粉末压固后得到的压粉体。磁性体也可以是用树脂将磁性体的粉末或压粉体固化而得到的粘结磁体。磁性体还可以是磁性颗粒的烧结体。

（磁性体的制造方法）

在磁性体的制造中，首先铸造原料合金。作为原料合金，可以使用包含上述的稀土类元素R、过渡金属元素T和B的原料合金。原料合金根据需要还可以进一步包含上述元素作为添加物或杂质。原料合金的化学组成可以根据最终想要得到的磁性体的化学组成来进行调整。原料合金可以是铸块也可以是粉末。

通过HDDR（Hydrogenation-Disproportionation-Desorption-Recombination：氢化-歧化-脱氢-再复合）处理，由原料合金形成合金粉末。HDDR处理是指依次进行原料合金的氢化（Hydrogenation）、歧化（Disproportionation）、脱氢（Desorption）和再复合（Recombination）的工艺。

在HDDR处理中，将原料合金在H₂气氛围气或H₂气与惰性气体的混合氛围气中保持在500℃～1000℃，由此使原料合金氢化后，在500℃～1000℃下对原料合金进行脱氢处理，直到氛围气中的H₂气分压达到13Pa以下为止，接着进行冷却。由此，得到具有Nd-T-B系稀土类磁体的组成的微细的晶体颗粒（Nd-T-B系磁性粉）。

将对主原料Nd-T-B系磁性粉添加了Cu粉末后的混合物在惰性气体氛围气下进行混合，制备原料混合物。原料混合物中的Cu粉末的含有率优选相对于原料混合物的全部质量为1.0～1.25质量%。由此，容易得到具有上述磁特性的磁性体。Cu粉末的含有率越增加，所得到的磁性体的Br和HcJ就越有减小的倾向。Cu粉末的含有率越减小，所得到的磁性体的Br和HcJ就越有增加的倾向。

通过将原料混合物在700～950℃的惰性氛围气下进行热处理，完成粉末状的磁性体。通过该热处理，Cu进行热扩散，在Nd-T-B系磁性粉维持着钉扎型的磁化机制的情况下，使矫顽力降低。再有，添加了Cu的Nd-T-B系磁性粉在700～950℃的热处理下基本不进行晶粒生长而维持热处理前的微细构造。

再有，在不是粉末状的磁性体而是得到烧结后的磁性体的情况下，将原料混合物在磁场中进行加压成形来形成成形体。成形时对原料混合物施加的磁场的强度优选为800kA/m以上。成形时对原料混合施加的压力优选为10～500MPa左右。作为成形方法，可以使用单轴加压法或CIP等的各向同性加压法的任一种。对所得到的成形体进行烧成而形成烧结体。烧成温度可以为700～1200℃左右。烧成时间可以为0.1～100小时左右。烧成工序可以进行多次。烧成工序优选在真空中或Ar气等的惰性气体氛围气中进行。可以对烧成后的烧结体施行时效处理。可以进行从烧结体中切出所期望的尺寸的磁性体的加工。可以在烧结体的表面形成保护层。作为保护层，只要是通常作为保护稀土类磁体的表面的层而形成的保护层便能够没有特别限制地适用。作为保护层，例如可以举出由涂装或蒸镀重叠法形成的树脂层、由镀敷或气相法形成的金属层、由涂布法或气相法形成的无机层、氧化层、化学转化处理层等。

可以通过在将由上述方法得到的粉末状的磁性体与塑料或橡胶等树脂混合后对树脂进行硬化，从而制作粘结磁体。或者，可以通过使树脂含浸在将磁性体的粉末压固而得到的压粉体中后对树脂进行硬化，从而制作粘结磁体。

实施例

以下，通过实施例更详细地说明本发明，但本发明不限定于这些实施例。

（实施例4）

通过离心铸造法，制造含有表1所示的元素的Nd-Fe-B系合金的铸块。铸块中的各元素的含有率调整成表1所示的值。再有，从表1明显可知，铸块的组成大体等于Nd₂Fe₁₄B。对铸块中不可避免地包含的杂质元素的有无进行分析。各杂质元素的种类和铸块中的各杂质元素的含有率表示在表2中。再有，铸块的组成用荧光X射线分析（XRF）分析。

[表1]

表1	Nd	Fe	B	Co	Ga	Nb
							原子％	12.51	76.50	6.36	3.79	0.32	0.20
质量％	28.08	66.48	1.07	3.48	0.35	0.29

[表2]

表2	Cu	Al	Dy	La	Ce	Pr	Sm	Ni	Mn	Ca	Si	Mg	Sn
														原子％	0.03	0.10	0.0079	0.0000	0.0000	0.0319	0.0009	0.0164	0.0386	0.0016	0.0869	0.0000	0.0000
质量％	0.03	0.04	0.0200	0.0000	0.0000	0.0700	0.0020	0.0150	0.0330	0.0010	0.0380	0.0000	0.0000

通过HDDR处理，由铸块形成了合金粉末。在HDDR处理中，通过将铸块在H₂气氛围气中保持在800℃而使铸块氢化后，在850℃下对铸块进行脱氢处理，直到氛围气中的H₂气的分压变到1Pa以下为止，接着进行冷却。将经过了这些工序的铸块在Ar气氛围气中进行粉碎，通过筛分，得到粒径为212μm以下的Nd-Fe-B系磁性粉。

将对Nd-Fe-B系磁性粉添加了Cu粉末后的物质在Ar气氛围气下进行混合，制备原料混合物。原料混合物中的Cu粉末的含有率（以下，称为“Cu添加量”）相对于原料混合物的全部质量调整成1.25质量%。Cu粉末的纯度为99.9质量%，Cu粉末的粒径为10μm以下。在混合中使用咖啡研磨机。混合时间为1分钟。混合在Ar气氛围气中进行。

通过使用加热炉将原料混合物在Ar气氛围气下在700℃进行热处理，得到实施例4的磁性体。再有，在热处理中，在700℃对原料混合物加热4小时。

将用扫描电子显微镜（SEM）拍摄实施例4的磁性体的断裂面的照片表示在图1a中。将用扫描透射电子显微镜（STEM）拍摄的实施例4的磁性体的截面的照片表示在图1b中。如图1a和图1b所示，确认了实施例4的磁性体是粒径为1μm以下的微细磁性颗粒的集合体。

[磁特性的评价]

将实施例4的磁性体在Ar气氛围气中使用研钵粉碎，并进行筛分，得到粒径为212μm以下的磁性体的粉末。把该粉末与石蜡装入盒子，在使石蜡融解的状态下施加1特斯拉的磁场而使磁性体的粉末取向，使用振动样品磁强计（VSM）测量磁化-磁场曲线来求出磁特性。对磁性体的粉末施加的磁场的大小控制在-25～25kOe的范围内。将实施例4的磁性体的剩余磁通密度（Br）和矫顽力（HcJ）的测量结果表示在表5中。将实施例4的磁化-磁场曲线表示在图3中。

另外，对测量了磁化-磁场曲线后进行磁化直到正方向饱和为止的磁性体，施加逆方向的磁场，求出除去该磁场时剩余磁通密度Br为0的逆方向的磁场的大小。将Br为0的逆方向的磁场的绝对值（mf）和相对于矫顽力HcJ的比（mf/HcJ）表示在表5中。

（实施例1～3、5～6、比较例1～8）

在各实施例和比较例中，将Cu添加量调整至表5所示的值。在各实施例和比较例中，将原料混合物的热处理温度调整至表5所示的值。除了这些事项以外，按照与实施例4同样的方法，制作各实施例和比较例的粉末状的磁性体。将用SEM拍摄比较例7的磁性体的断裂面的照片表示在图2中。在比较例7中，与实施例4相对照，磁性颗粒有晶粒生长，没有发现实施例4那样的微细的组织构造。

用与实施例4同样的方法求出各实施例和比较例的Br、HcJ、mf和mf相对于HcJ的比。将结果表示在表5中。将比较例3的磁化-磁场曲线表示在图4中。将比较例7的磁化-磁场曲线表示在图5中。

[SEM-EPMA分析]

使用扫描电子显微镜所具备的电子探针显微分析仪（SEM-EPMA）分析实施例3所得到的磁性体的截面。将实施例3的分析结果表示在图6～8中。使用SEM-EPMA分析比较例5所得到的磁性体的截面。将比较例5的分析结果表示在图9～11中。

图6a和图6b是实施例3的磁性体截面的反射电子像。图6a中的区域7和图6b中的区域8是通过EPMA分析收集用于元素映射的数据的位置（测量区域）。区域7的大小为20×20μm。区域8的大小为51.2×51.2μm。图7是基于EPMA分析的区域7内的元素分布图。图8是基于EPMA分析的区域8内的元素分布图。

图9a和图9b是比较例5的磁性体截面的一部分的反射电子像。图9a中的区域10和图9b中的区域11是通过EPMA分析收集用于元素映射的数据的位置（测量区域）。区域10的大小为20×20μm。区域11的大小为51.2×51.2μm的区域。图10是基于EPMA分析的区域10内的元素分布图。图11是基于EPMA分析的区域11内的元素分布图。

根据基于EPMA分析的元素分布图，发现了实施例3中所添加的Cu在磁性体内不是均匀地分散而是偏析。

[STEM-EDS分析/线分析]

使用扫描透射电子显微镜所具备的能量分散型X射线分光（STEM-EDS）分析实施例3和比较例5所得到的磁性体的截面。将实施例3的结果表示在图12（a）和图12（b）中。将比较例5的分析结果表示在图13（a）和图13（b）中。图12（b）中的LG20000～LG20029是由STEM-EDS测量各元素的含有率的部位（分析部位），与图12（a）中的线段LG2上大致等间隔排列的各点相对应。图13（b）中的LG50000～LG50029是由STEM-EDS测量各元素的含量的部位（分析部位），与图13（a）中的线段LG5上大致等间隔排列的各点相对应。图12（b）和图13（b）所示的各分析部位处的元素的含有率的单位为“原子%”。图12（a）和图13（a）中的各箭头表示进行线分析的方向。图12（b）的LG20000是线分析的开始点，位于图12（a）的箭头的起点侧。图12（b）的LG20029是线分析的终点，位于图12（a）的箭头的前端侧。图13（b）的LG50000是线分析的开始点，位于图13（a）的箭头的起点侧。图13（b）的LG50029是线分析的终点，位于图13（a）的箭头的前端侧。图12（b）中的LG20000～LG20029中所附的长度（单位：μm）是各分析部位与LG20000相距的距离。图13（b）中的LG50000～LG50029中所附的长度（单位：μm）是各分析部位与LG50000相距的距离。

如图12（b）所示，确认了在添加了Cu的原料混合物的进行了热处理的实施例3的磁性体中，主相颗粒内的Cu的含有率与晶粒边界处的Cu的含有率同等程度。另一方面，如图13（b）所示，确认了在原料混合物中不添加Cu的比较例5中，即使对原料混合物进行热处理，主相颗粒内也基本不存在Cu，而在晶粒边界存在比较多量的Cu。

[STEM-EDS分析/点分析]

使用STEM-EDS分析实施例3和比较例5所得到的各磁性体的截面。将实施例3的分析结果表示在图14（a）、14（b）和14（c）中。将比较例5的分析结果表示在图15（a）、15（b）和15（c）中。由STEM-EDS测量图14（a）和14（b）所示的各测量部位“+”处的各元素的含有率。图14（c）表示图14（a）和图14（b）中的各测量部位的各元素的含有率。由STEM-EDS测量图15（a）和15（b）所示的各测量部位“+”处的各元素的含有率。图15（c）表示图15（a）和图15（b）中的各测量部位处的各元素的含有率。再有，图14（c）和图15（c）所记载的“晶粒边界”是指构成磁性体的2种晶体颗粒（主相颗粒）的边界区域。“晶粒边界三相点”是指构成磁性体的3种以上的晶体颗粒所包围的相。

基于图14（c）所示的点分析的结果，求出实施例3的磁性体的晶粒边界的各元素的含有率的平均值、主相颗粒内的各元素的含有率的平均值、以及晶粒边界三相点的各元素的含有率的平均值。将其结果表示在表3中。基于图15（c）所示的点分析的结果，求出比较例5的磁性体的晶粒边界的各元素的含有率的平均值、主相颗粒内的各元素的含有率的平均值、以及晶粒边界三相点的各元素的含有率的平均值。将其结果表示在表4中。

[表3]

[表4]

从表3和表4的比较确认了，实施例3的主相颗粒内的Cu的含有率与比较例5的主相颗粒内的Cu的含有率相比更高。另外，确认了在实施例3中，Cu在晶粒边界三相点偏析。与实施例3和比较例5同样地，对于其他实施例和比较例进行利用STEM-EDS的点分析。将根据点分析的结果求出的各实施例和比较例的主相颗粒内的Cu的含有率表示在表5中。将表5所记载的剩余磁通密度与Cu添加量和热处理温度的关系表示在表6中。将表5所记载的矫顽力与Cu添加量和热处理温度的关系表示在表7中。将表5所记载的mf/HcJ与Cu添加量与热处理温度的关系表示在表8中。将表5所记载的主相颗粒内的Cu的含有率与Cu添加量和热处理温度的关系表示在表9中。表6～9中带有“*”的数值是实施例的数值。

[表5]

[表6]

[表7]

[表8]

[表9]

确认了在Cu添加量为1质量%且热处理温度为700～950℃的实施例1～3和5中，Cu在Nd-Fe-B型主相颗粒内均匀地扩散，矫顽力低。确认了在Cu添加量为1.25质量%且热处理温度为900～950℃的实施例4和6中，Cu在Nd-Fe-B型主相颗粒内也均匀地扩散，矫顽力低。推测实施例1～6的低矫顽力是由于主相颗粒中的Nd₂Fe₁₄B的各向异性磁场HA下降而引起的。

在Cu添加量为0且热处理温度为700～900℃的比较例1、3和5中，没有发现伴随着热处理温度的变化而来的磁性变化。即，并没有确认到比较例1、3和5的磁性体与其原料混合物之间有显著的差异。另外，在Cu添加量为0且热处理温度为950℃的比较例7中，发现了晶粒生长和mf/HcJ的增加。比较例7的晶粒生长被认为是由于热处理温度过高而引起的。另外，比较例7的mf/HcJ的增加被认为是由于磁性体的磁化机制是形核型而引起的。

在Cu添加量为1.25质量%且热处理温度为700～800℃的比较例2和4中，认为是由于热处理温度低因而Cu在Nd-Fe-B型主相颗粒内不能均匀地扩散，其结果产生了Cu浓度高的部分。再有，推测在Cu浓度高的部分形成有Cu-稀土类化合物（例如NdCu₅），夺走了Nd-Fe-B的一部分Nd。其结果被认为是，比较例2和4的剩余磁通密度Br变低。

Cu添加量为1.5质量%且热处理温度为900～950℃的比较例6和8中，Cu添加量过多。其结果被认为是，即使Cu在Nd-Fe-B型主相颗粒内均匀地扩散，在主相颗粒外也还会存在多余的Cu。再有，推测由该多余的Cu形成Cu-稀土类化合物（例如NdCu₅），夺走了Nd-Fe-B的一部分Nd。其结果被认为是比较例6和8的剩余磁通密度Br变低。

产业上的可利用性

本发明由于具备高剩余磁通密度且可以通过小的外部磁场使磁力可逆地变化，因此，作为家用电器、混合动力车、电车或电梯等所配备的可变磁通电动机用的可变磁力磁体是合适的。

Claims

1.一种磁性体，其特征在于，

剩余磁通密度Br为11kG以上，

矫顽力HcJ为5kOe以下，

为了使所述剩余磁通密度Br为0所需要的外部磁场为1.10HcJ以下，

具备主相颗粒，该主相颗粒是包含稀土元素R、过渡金属元素T和硼元素B的晶体颗粒，

含有Cu，

所述主相颗粒内的Cu的含有率相对于所述主相颗粒内的全部元素为0.5～0.6原子％。

2.如权利要求1所述的磁性体，其特征在于，

晶体粒径为1μm以下。