CN103839652B - 永磁体、以及使用该永磁体的电动机和发电机 - Google Patents

永磁体、以及使用该永磁体的电动机和发电机 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种包括烧结体的永磁体，该烧结体具有由如下组成式所表示的成分：Rp1Feq1Mr1Cus1Co100-p1-q1-r1-s1（R是稀土元素，M是从Zr、Ti、及Hf中选出的至少一种元素，10原子%≤p1≤13.3原子%，25原子%≤q1≤40原子%，0.88原子%≤r1≤5.4原子%，及3.5原子%≤s1≤13.5原子%）。该烧结体包括：晶粒，每个晶粒由包括Th2Zn17晶相的主相组成；以及富Cu相，该富Cu相的成分中具有较高的Cu浓度，且厚度在0.05μm以上、2μm以下。

Description

永磁体、以及使用该永磁体的电动机和发电机
相关申请的交叉引用
本申请基于2012年11月20日提交的日本专利申请第2012-254128号并要求其优先权的权益；该申请的全部内容通过引用并入本发明。
技术领域
本申请所揭示的实施方式主要涉及永磁体、以及使用该永磁体的电动机和发电机。
背景技术
作为高性能的永磁体，已知有Sm-Co基磁体和Nd-Fe-B基磁体等稀土磁铁。在将永磁体用于混合电动车（HEV：HybridElectricVehicle）或电动车（EV:ElectricVehicle）的电动机时，要求永磁体具有耐热性。在HEV或EV用的电动机中，使用了如下这种永磁体，即，该永磁体通过将Nd-Fe-B基磁体中的一部分Nd（钕）替换为Dy（镝），来增强耐热性。由于Dy是一种稀有元素，因此不希望在永磁体中使用Dy。Sm-Co基磁体具有较高的居里温度，且已知Sm-Co基磁体在不使用Dy的成分体系下表现出极佳的耐热性。该Sm-Co基磁体有望在高温下实现良好的操作特性。
与Nd-Fe-B基磁体相比，Sm-Co基磁体的磁化较低，无法实现具有足够值的的最大能量积的值((BH)max)。为了提高Sm-Co基磁体的磁化，有效的方法为将一部分Co替换为Fe，并增加Fe浓度。然而，在具有较高Fe浓度的成分范围内，Sm-Co基磁体的矫顽力趋于减小。此外，Sm-Co基磁体由脆性金属间化合物构成，通常用作烧结磁铁。因此，鉴于疲劳特性，Sm-Co基磁体的脆性可能成为问题。在具有Fe浓度较高的成分的Sm-Co基烧结磁铁中，除了需要改善矫顽力等磁性能之外，还需要提高强度和韧性等机械特性。
发明内容
本发明的实施方式中的永磁体，包括：
烧结体，该烧结体具有组成式1所表示的成分：
组成式1：Rp1Feq1Mr1Cus1Co100-p1-q1-r1-s1，
其中，R是从由稀土元素构成的组中选出的至少一种元素，
M是从由锆（Zr）、钛（Ti）、铪（Hf）构成的组中选出的至少一种元素，
p1是满足10原子%≤p1≤13.3原子%的数，
q1是满足25原子%≤q1≤40原子%的数，
r1是满足0.87原子%≤r1≤5.4原子%的数，
s1是满足3.5原子%≤s1≤13.5原子%的数，
所述烧结体包括晶粒和富Cu相，
每个所述晶粒均由包括Th2Zn17晶相在内的主相组成，
所述富Cu相具有如组成式2所表示的成分，
组成式2：Rp2Feq2Mr2Cus2Co100-p2-q2-r2-s2，
其中，R是从由稀土元素构成的组中选出的至少一种元素，
M是从由Zr、Ti、Hf构成的组中选出的至少一种元素，
p2是满足10.8原子%≤p2≤11.6原子%的数，
q2是满足25原子%≤q2≤40原子%的数，
r2是满足1原子%≤r2≤2原子%的数，
s2是满足5原子%≤s2≤16原子%以及s2/s1>1的数，
并且，所述富Cu相的平均厚度为0.05μm以上、2μm以下。
附图说明
图1是示出制造Sm-Co基烧结磁铁所使用的合金锭的金属结构的SEM反射电子图像。
图2是示出制造Sm-Co基烧结磁铁所使用的合金粉末的差热分析的例子的曲线图。
图3A到图3C是示出样品的金属结构的SEM反射电子图像，该样品通过将图2所示的合金粉末的经压缩模塑的主体加热至低于烧结温度的温度而获得。
图4A到图4C是示出样品的金属结构的SEM反射电子图像，该样品通过将图3A到图3C所示的样品加热至烧结温度而获得。
图5是示出一实施方式的永磁体电动机的图。
图6是示出一实施方式的可变磁通电动机的图。
图7是示出一实施方式的永磁体发电机的图。
具体实施方式
根据一实施方式，提供一种包括烧结体的永磁体，该烧结体的组成成分由组成式1来表示，即：
Rp1Feq1Mr1Cus1Co100-p1-q1-r1-s1，
其中，R是从由稀土元素形成的组中选出的至少一种元素，M是从由Zr、Ti及Hf形成的组中选出的至少一种元素，且p1满足10原子%≤p1≤13.3原子%，q1满足25原子%≤q1≤40原子%，r1满足0.87原子%≤r1≤5.4原子%，以及s1满足3.5原子%≤s1≤13.5原子%。上述烧结体包括晶粒和富Cu相。每个晶粒由具有Th2Zn17晶相的主相组成。富Cu相的成分中的Cu浓度高于主相的Cu浓度。富Cu相的平均厚度是0.05μm到2μm。
在组成式1中，使用从包含钇（Y）的稀土元素中选出的至少一种元素来作为元素R。任一种元素R都会引起较强的磁各向异性并向永磁体传递较高的矫顽力。作为元素R，优选使用从钐（Sm），铈（Ce），钕（Nd）以及镨（Pr）中选择的至少一种，尤其优选使用Sm。当元素R的50原子%或50原子%以上的成分是Sm时，永磁体的性能得到提高，特别是其矫顽力能够得到提高，并具有高再现性。此外，优选元素R的70原子%或70原子%以上为Sm。
在整个烧结体的成分中，元素R的含量p1在10原子%～13.3原子%的范围内。当元素R的含量p1小于10原子%时，大量α-Fe相析出，以至于无法获得足够的矫顽力。当元素R的含量p1大于13.3原子%时，饱和磁化强度大大降低。因此，元素R的含量p1优选为在10.2原子%～13原子%的范围内，更优选为在10.5原子%～12.5原子%的范围内。
铁（Fe）是主要用于永磁体磁化的元素。当包含相对较大含量的Fe时，则永磁体的饱和磁化强度能得到提高。但是，当包含过大含量的Fe时，则α-Fe相析出，从而难以获得后述的所期望的两相分离组织，可能造成矫顽力减小。因此，在整个烧结体的成分中Fe的含量q1在25原子%～40原子%的范围内。Fe的含量q1优选为在27原子%～38原子%的范围内，更优选为在30原子%～36原子%的范围内。
作为元素M，使用从钛（Ti）、锆（Zr）以及铪（Hf）中选出的至少一种元素。混合入元素M能够使具有Fe浓度较高的成分表现出较大的矫顽力。在整个烧结体的成分中，元素M的含量r1在0.87原子%～5.4原子%的范围内。通过将元素M的含量r1设为0.87原子%或以上，能够增加Fe浓度。当元素M的含量r1大于5.4原子%时，磁化强度大大降低。元素M的含量r1优选为在1.3原子%～4.3原子%的范围内，更优选为在1.5原子%～2.9原子%的范围内。
元素M可以是Ti、Zr和Hf中的任一种，但是优选为至少包含Zr。特别地、当元素M的50原子%或50原子%以上的成分为Zr时，增强永磁体的矫顽力的效果能够得到进一步的提升。另一方面，由于在元素M中Hf特别昂贵，因此若要使用，则优选为使用较少量的Hf。Hf的含量优选为小于元素M的20原子%。
铜（Cu）是使永磁体表现出较大的矫顽力的一种元素，并且是形成富Cu相所必要的元素。在整个烧结体的成分中，Cu的混合量s1在3.5原子%～13.5原子%的范围内。当Cu的混合量s1小于3.5原子%时，很难得到较大的矫顽力，进而难以产生富Cu相，从而无法得到足够的矫顽力和强度。当Cu的混合量s1大于13.5原子%时，磁化强度大大降低。Cu的混合量s1优选为在3.9原子%～9原子%的范围内，更优选为在4.2原子%～7.2原子%的范围内。
钴（Co）不仅是用于永磁体磁化的元素，也是使永磁体表现出较强的矫顽力的必要元素。并且，当包含较大含量的Co时，居里温度变高，由此永磁体的热稳定性得到改善。当Co的含量过低时，则无法充分获得上述效果。然而，当Co的含量过高时，Fe的含量比会相对降低，使得磁化强度降低。因此，考虑到元素R、元素M及Cu的含量，将Co的含量设为使Fe的含量满足上述的范围。
一部分Co可以由从镍（Ni）、钒（V）、铬（Cr）、锰（Mn）、铝（Al）、镓（Ga）、铌（Nb）、钽（Ta）以及钨（W）中选出的至少一种元素A来替代。这些替代元素A有助于提高磁体的性能，例如矫顽力。然而，由于元素A对Co的超量替代可能使磁化强度降低，因此由元素A形成的替代物的量优选为Co的20原子%或更少。
本实施方式的永磁体包括烧结磁铁，该烧结磁铁由具有组成式1所表示的成分的烧结体形成。该烧结磁铁（烧结体）具有包括Th2Zn17晶相的区域，以此作为主相。烧结磁铁的主相指的是，当使用SEM（ScanningElectronMicroscope：扫描电子显微镜）对烧结体的剖面进行观察时、所观察到的图像（SEM图像）中具有最大的面积比的相。烧结磁铁的主相优选为具有相分离组织，该相分离组织通过以高温相的TbCu7晶相（1-7相）作为前体并对其实施时效处理而形成，。相分离组织具有胞相(CellPhase)，该胞相由Th2Zn17晶相（2－17相）构成；以及胞壁相(CellWallPhase)，该胞壁相由CaCu5晶相（1－5相）等构成。由于胞壁相的畴壁能大于胞相的畴壁能，因此这种畴壁能的差异阻碍了畴壁位移。即认为，由于具有较大的畴壁能的胞壁相起到钉扎点的作用，因此表现出畴壁钉扎型的矫顽力。
本实施方式的烧结磁铁具有晶粒，每个晶粒由包括Th2Zn17晶相的主相组成，并且该烧结磁铁由这些晶粒的多晶体（烧结体）形成。形成该烧结体的晶粒的晶界（晶粒边界）处存在有晶界相。形成该烧结体的晶粒的大小（晶粒大小）通常是微米级（例如，约为5μm到500μm）的，且位于这些晶粒的晶界处的晶界相的厚度也是微米级。另一方面，主相中的胞相的尺寸是纳米级（例如，约为50nm到400nm）的，且包围该胞相的胞壁相的厚度也是纳米级（例如，约为2nm到30nm）。形成烧结磁铁的晶粒与主相中的胞相不同。同样地，位于晶粒边界处的晶界相也与包围胞相的胞壁相不同。在晶粒（主相）中存在有由胞相与胞壁相构成的相分离组织。
在Sm-Co基烧结磁铁中，由SEM等观察到的金属结构（烧结体的结构）除了上述的主相外还包括各种相（异相）。已知在这些异相中尤其主要有富Cu相，富Cu相具有比主相更高的Cu浓度，且其析出形式对Sm-Co基烧结体的强度和矫顽力产生影响。具体而言，通过在形成烧结磁铁的晶粒的晶界处以条纹状形成较薄的富Cu相，从而能够抑制作为异相的富Cu相对例如由具有相分离组织的主相产生的矫顽力等的磁性能的不利影响，并同时还能提高烧结磁铁（烧结体）的密度，此外，富Cu相还能防止晶粒变得粗大，并对它们的破裂过程进行抑制。因此，能够同时改善例如矫顽力、磁化强度等磁性能，以及例如Sm-Co基烧结磁铁的强度等机械性能。
本实施方式的烧结磁铁（烧结体）包括晶粒，每个晶粒包括：由含有Th2Zn17晶相的主相；以及富Cu相，该富Cu相的平均厚度为0.05μm到2μm。富Cu相优选为在形成烧结磁铁的晶粒的晶界处以条纹状形成得较薄。当富Cu相的平均厚度小于0.05μm时，换言之，在晶粒边界处的富Cu相的析出量不足时，则无法增加烧结体的密度。由此导致了烧结磁铁的磁化强度降低，并无法充分改善其强度。当富Cu相的平均厚度大于2μm时，换言之，若在晶粒边界处的富Cu相的析出量过大，则尽管烧结磁铁的强度能得到更多的提升，但烧结磁铁中异相的量也在增加，使得富Cu相中的Cu过多，从而导致主相中Cu浓度减少。这就阻碍了主相的相分离，并降低了烧结磁铁的矫顽力。
如上所述，通过在烧结磁铁（烧结体）内设置平均厚度为0.05μm到2μm的富Cu相，不仅能够加强例如矫顽力及烧结磁铁的磁化强度等磁性能，还能够提高例如强度等机械性能。形成Sm-Co基烧结磁铁的合金由脆性金属间化合物组成，在这种化合物的烧结体中，其强度特性尤其容易变差。导致烧结磁铁的强度下降的原因可能是由于金属间化合物中不易产生塑性形变。因此，当施加压力时，在晶粒边界会发生破裂。为了防止因施加压力而产生的破裂，增加合金的屈服应力是有效的。通过在烧结体的晶粒边界形成具有适当厚度的富Cu相，能够抑制实施应力时晶粒边界的破裂。此外，富Cu相还能够抑制破裂的发展。
另外，当烧结体的晶粒边界设有富Cu相时，烧结时晶粒的位移得到抑制，从而能够防止晶粒变得粗大。这就是说在晶粒尺寸和烧结体强度之间保持Hall-Petch关系，并且，防止晶粒变得粗大的结果是强度得到了改善。此外，富Cu相也具有作为位错钉扎点（pinningsiteofdislocation）的功能，从这个角度来看认为富Cu相有助于提高烧结磁铁的强度。基于这些原因，通过在烧结体的晶粒边界设置具有适当的厚度的富Cu相，能够提高Sm-Co基烧结磁铁的强度。富Cu相的平均厚度更优选为0.1μm到1.5μm，进一步优选为0.15μm到1μm。
富Cu相具有防止形成烧结体的晶粒粗化的效果。具体而言，形成烧结体的晶粒的平均粒度尺寸优选为在35μm～200μm的范围内。若晶粒的平均粒度尺寸大于200μm，则烧结磁铁的强度有可能降低。若存在于晶粒边界的富Cu相具有适当的厚度，则可以防止晶粒变得过于粗大。因此，晶粒的平均粒度尺寸可以为小于200μm。然而，晶粒边界有可能成为磁化的逆转核。若晶粒的尺寸过小，则晶粒边界增加，相应地矫顽力和正方度也趋于降低。因此，晶粒的平均粒度尺寸优选为35μm以上。
烧结磁铁（烧结体）中的富Cu相的体积分数优选为在0.01%～5%的范围内。当富Cu相的体积分数大于5%时，则烧结磁铁中的异相的量增加，并且，由于富Cu相中的Cu含量过于丰富，使得主相的相分离受到阻碍。因此，烧结磁铁的矫顽力可能降低。当富Cu相的体积分数小于0.01%时，则无法充分地获得提高烧结体强度的效果，且烧结磁铁的磁化强度也有可能降低。富Cu相的体积分数更优选为在0.03%～3%的范围内，进一步优选为在0.05%～2%的范围内。
富Cu相的成分由组成式2来表示，即：
Rp2Feq2Mr2Cus2Co100-p2-q2-r2-s2，
其中，R是从由稀土元素构成的组中选出的至少一种元素，M是从由Zr、Ti、及Hf构成的组中选出的至少一种元素，p2满足10.8原子%≤p2≤11.6原子%，q2满足25原子%≤q2≤40原子%，r2满足1原子%≤r2≤2原子%，以及s2满足5原子%≤s2≤16原子%且s2/s1＞1。
当富Cu相的成分不落在组成式2的范围内时，则无法基于富Cu相获得提高密度和强度的效果。富Cu相的Cu含量（s2）更优选为在整个烧结体成分中的Cu含量（s1）的1.5倍～4倍的范围内（1.5≤s2/s1≤4）。这使得能够在更好地维持烧结磁铁的矫顽力的同时，还更有效地提高烧结磁铁的强度。
对富Cu相的出现与Sm-Co基烧结磁铁的强度和磁性能之间的关系进行详细说明。Sm-Co基烧结磁铁以如下方式制造，即，将例如Sm和Co等原材料熔化来形成合金锭，对该合金锭进行研磨，所得的粉末在磁场中进行压缩模塑后被烧结。如图1中SEM反射电子图像所示，合金锭除了包含作为主相的2-17相之外还包括各种相（异相）。若Fe浓度更高，则异相倾向于更有可能会析出。当利用包含这样的异相在内的合金粉末来制造烧结体时，与使用具有较少量的异相的合金粉末的情况相比，其烧结过程将会变得更为复杂。具体而言，当主相与异相的熔点彼此差异较大时，认为具有较低的熔点的相会在烧结时的加热过程中熔化，从而成为液相。在这种情况下，认为该烧结过程是与涉及液相的烧结类似的过程，即与液相烧结类似。
合金粉末（原材料粉末）中的异相的量随着Fe浓度的变高而趋于增加。对于具有较高的Fe浓度的成分范围，需要建立一种将因异相熔化而产生的液相考虑在内的烧结方法，而在常规成分的情况下，则无需考虑这点。这里，对合金粉末的烧结工序的中间步骤中的金属结构进行详细考察，并研究用于实现更高密度的对该金属结构进行控制的方法。Sm-Co基磁体的烧结通常在约1170℃到1230℃的温度下进行。合金粉末的压缩模塑样品被加热至低于烧结温度的温度，并在预定的时间内保持在该温度，之后，从该温度进行迅速冷却。由此样品制造完成，该样品在升温过程中的金属结构被保持到室温为止。制造出处于不同温度下的多个样品，并对这些样品的金属结构进行比较。使用具有基于Sm-Zr-Cu-Fe-Co的成分的合金粉末。
在对这些样品的金属结构（微观结构）进行观察时，可以确定成为主相的除了2-17相以外，还有其他相存在。对异相进行更为仔细的观察，从而明确有多种异相存在。具体而言，可以确定存在有：Sm的氧化物、Zr浓度在80%以上的超富Zr相（ultraZr-richphase）、Sm浓度和Zr浓度比主相高的富Sm-Zr相、Cu浓度和Zr浓度比主相高的富Cu-Zr相、以及只有Cu浓度比主相高的富Cu相等。可以明确的，在烧结工序中的温度上升时刻这一条件尤其对这些异相中的富Cu相的析出方式具有较大的影响。进一步可以发现烧结体的密度和强度很大程度上取决于富Cu相的析出状态。
通过对烧结工序中的温度上升时刻这一条件进行调整，可以控制富Cu相的析出状态。此外，对富Cu相的析出状态进行控制能够使烧结体（烧结磁铁）的密度、强度等得到改善。尤其是能够利用温度上升时刻的气氛对富Cu相的析出状态进行控制。具体而言，在升温过程中将气氛设为真空，接着在接近烧结温度的特定温度下将气氛改变为惰性气体气氛例如Ar气体，随后进行烧结，由此能够产生处于适当形式的富Cu相。优选为，基于原材料粉末的相态来对从真空气氛改变为惰性气体气氛的温度进行控制。图2表示利用原材料粉末的差热分析（DTA）所得到的热分析结果。如图2所示，较大的吸热峰位于1210℃到1250℃附近，由于主相的熔化而认为其是吸热峰。
如图2所示，根据具有较高Fe浓度的Sm-Zr-Cu-Fe-Cu基合金粉末的热分析结果，进一步确定在最大峰值附近曲线从约1165℃处急剧上升而产生了吸热峰。在温度上升过程中（1210℃附近）最大峰值具有拐点，可以观察到曲线更为陡峭地上升。由于主相的熔化而认为最大峰值是吸热峰。找到吸热峰的上升最为陡峭的位置与基线的切线的交点T1，此处的温度约为1210℃。该温度被认为是作为合金系统所预期的熔点的合理温度。由此认为会发生二相或多相转变。此外，认为与主相不同的相的熔点位于低温侧（约1165℃）。
使上述合金粉末的压缩模塑主体在真空气氛下分别被加热到接近热分析曲线上升的温度点1160℃(B)、比1160℃低30℃的温度点1130℃(A)、以及比1160℃高10℃的温度点1170℃(C)，并保持各自的温度一分钟，随后在Ar气体气氛下将其迅速冷却。从而制造出具有温度上升过程中的金属结构的样品。图3A、图3B及图3C示出了各样品的SEM反射电子图像。在被加热到1130℃(A)的样品（1130℃材料）中，除了Sm氧化物，只有富Cu-M相作为主相之外的相出现。在被加热到1160℃(B)的样品（1160℃材料）以及被加热到1170℃的样品（1170℃材料）中，还出现了富Cu相。这些样品在Ar气体气氛中被加热到烧结温度，从而制造出具有烧结结构的样品（烧结材料）。图4A、图4B及图4C示出各样品（烧结材料）的SEM反射电子图像。
从图4A到图4C中显而易见的，富Cu相的产生状态不同。在1130℃材料的烧结材料中，可以确定没有富Cu相产生。在1160℃材料的烧结材料中，微量的富Cu相以板状析出在晶粒边界处，其厚度约为0.15μm。在1170℃材料的烧结材料中，富Cu相的厚度增加到约0.5μm。当通过利用三点弯曲测试测量抗弯强度来对这些样品的机械特性进行评估时，1130℃材料的烧结材料的抗弯强度具有较低的数值，为60MPa，而1160℃材料的烧结材料的抗弯强度具有较高的数值，为100MPa，而1170℃材料的烧结材料的抗弯强度则具有更高的数值，为115MPa。1130℃材料的烧结材料具有较低的密度，并且相应地也具有较低的磁化强度。1160℃材料和1170℃材料的烧结材料具有足够的密度。1170℃材料的烧结材料的矫顽力略低于1160℃材料的烧结材料。进一步提高将真空气氛改变成Ar气体气氛的温度会导致富Cu相的厚度增加以及矫顽力的进一步减小。
在烧结步骤的温度上升的过程中，通过基于在差热分析得到的DTA曲线中出现在1100℃和1220℃之间的吸热峰上升时的温度，来调节将真空气氛改变成例如Ar气体气氛等惰性气体气氛时的温度，能够控制烧结体中富Cu相的析出的存在/缺失，并且能进一步控制富Cu相的析出方式（包括析出量）。通过将真空气氛下的温度升温至接近上述吸热峰上升时的温度，并在气氛改变成例如Ar气体气氛等惰性气体气氛后进行烧结，能够在烧结体的晶粒边界处析出具有适当的厚度和量的富Cu相。因此，能够提高烧结体（烧结磁铁）的强度和矫顽力。
在本实施方式的永磁体中，主相和富Cu相中的例如Cu浓度等元素浓度能够利用SEM-EDX（SEM-EnergyDispersiveX-raySpectroscopy：能量色散X射线谱）来测量。SEM-EDX观测是针对烧结体内部进行的。对烧结体内部的测量如下。在具有最大面积的表面的最长边的中央部分，与边垂直（曲线的情况下，与中央部分的切线垂直）地切割出的剖面的表面部分与内部，测量其成分。
测量点如下。以上述剖面的各边的1/2处为起点、向与该边垂直的内侧绘制参考线1，并以各角部的中心为起点、向该角部所形成的内角的1/2处的内侧绘制参考线2，将离开这些参考线1、2中的参考线1的起点的距离为参考线长度的1%的部分定义为表面部分，并将40%的部分定义为内部。请注意，当角部由于倒角加工等而具有曲率时，将相邻边的延伸的交点定义为端部（角部的中心）。该情况下，测量点并非基于交点而决定，而是基于与参考线相接的部分来决定。
在如上所述那样决定测量点的情况下，若剖面例如是四边形，则参考线的数量总共为8条，包括4条参考线1和4条参考线2，且在各表面部分和内部的测量点的数量均为8个。本实施方式中，各表面部分和内部的8个点均优选为具有上述范围的成分，但各表面部分和内部的至少4个以上的点需要具有上述范围的成分。在该情况下，参考线的表面部分与内部之间的关系未被定义。在通过抛光对由此定义的烧结体内部的观测面进行平滑处理后，以×2500的放大倍率进行SEM观测。加速电压优选为20kV。SEM-EDX的观测点为晶粒中的任意20个点，从而得到这些点的测量值的平均值，并将该平均值设定为每种元素的浓度。
富Cu相的厚度以如下方式获得。具体而言，通过使用以×2500的放大倍率所拍摄到的SEM反射电子图像，可以确定至少3个相邻晶粒的晶粒边界相交的点（例如，三个晶粒相交时的三相点），另外，还可以确定相邻交点间的晶粒边界的中心位置。在SEM反射电子图像的磁化强度增加到5000倍的状态下，对所确定的中心位置的晶粒边界（富Cu相）的厚度进行测量。晶粒边界的厚度是在与晶界方向垂直的方向上的厚度。对20个点进行上述测量，并将这些点的测量值的平均值定义为富Cu相的厚度。
利用富Cu相在利用EPMA（ElectronProbeMicroAnalyser：电子探针微区分析仪）观测到的观测区域内的面积比来定义富Cu相的体积分数。富Cu相的面积比可以通过如下方式得到。首先，利用场致发射（FE）型EPMA拍摄放大倍率为2500的BSE图像。通过利用市售的图像分析软件等并使用两个阈值从拍摄到的图像中进行特定的对比度提取，之后，计算面积。所谓的对比度提取是指：对图像的每个像素的亮度（辉度）设定两个“阈值”，并以如下方式来辨别一个区域，即，当亮度在阈值A以下或在阈值B以上时，设为“0”，当亮度在阈值A以上且阈值B以下时，设为“1”。使用在其分布的两侧提取出的亮度的最小值来作为阈值，并选择该区域。当亮度的分布与其它对比度重叠时，使用两个亮度中的最小值作为阈值，并选择该区域。
形成烧结体（烧结磁铁）的晶粒的平均粒度尺寸（平均晶粒尺寸）能通过SEM-EBSP（SEM-ElectronBackscatteringPattern：SEM电子背散射模式）来测量。获得存在于测量区域中的晶粒的平均粒度面积和平均粒度尺寸的步骤如下所示。首先，作为预处理，将样品嵌入到环氧树脂中，进行机械抛光至打磨完成，随后利用鼓风进行水洗和喷水。利用干蚀刻装置对经喷水后的样品进行表面处理。接着，利用带有EBSD系统-Digiview（由TSL公司制造）的扫描电子显微镜S-4300SE（由日立高新技术公司制造）来观测该样品的表面。观测条件如下，加速电压为30kV，测量面积为500μm×500μm。根据观测结果，在下述条件下获得存在于测量区域中的晶粒的平均粒度面积和平均粒度尺寸。
以2μm的步长对测量区域范围内所有像素的方位进行测量，并将相邻像素间的方位误差在5°以上的边界视为晶粒边界。然而，包含在同一晶粒中的测量点的数量少于5个的晶粒以及达到测量区域范围的端部的晶粒不被视为晶粒。粒度面积是由晶粒边界包围的同一晶粒的面积，平均粒度面积是测量区域范围内的晶粒的面积的平均值。粒度尺寸是具有与同一晶粒的面积相同面积的全圆的直径，平均粒度尺寸是测量区域范围内的晶粒的粒度尺寸的平均值。
本实施方式的永磁体例如以如下方式制造。首先，制备含有规定量的元素的合金粉末。该合金粉末通过如下方式准备：即，通过利用例如电弧熔炼法、或高频熔炼法将熔融金属熔化，而后对其进行锻造来形成合金锭，然后对该合金锭进行研磨。其它准备合金粉末的方法例还有薄带连铸法、机械合金化法、机械研磨法、气体雾化法、还原扩散法等。可以使用通过上述任一种方法所准备的合金粉末。必要时可以对由此获得的合金粉末或研磨前的合金进行热处理，以使其均匀化。使用喷磨机、球磨机等来对薄片或锭进行研磨。为了防止合金粉被氧化，优选在惰性气体气氛或有机溶剂中进行研磨。
接着，将合金粉末填充到设置于电磁体等中的金属模具内，在施加磁场时进行压制成形，从而制造出晶轴已定向的压缩模塑主体。通过在适当的条件下对该压缩模塑主体进行烧结，能够获得具有高密度的烧结体。对压缩模塑主体的烧结优选为将在真空气氛下的烧结和在例如Ar气体等惰性气体气氛下的烧结结合在一起进行。在这种情况下，优选为在真空气氛下将压缩模塑主体加热至预定温度，在气氛从真空气氛改变成惰性气体气氛后将压缩模塑主体加热至预定的烧结温度。如上所述，真空气氛改变成惰性气体气氛时的温度优选为基于上述DTA曲线中出现在1100℃和1220℃之间的吸热峰上升时的温度来设定。
若DTA曲线中吸热峰上升时的温度为Tp[℃]，真空气氛改变成惰性气体气氛时的温度为T[℃]，则温度T优选设定为满足“Tp-25[℃]<T<Tp+25[℃]”。如果温度T在“Tp-25[℃]”以下，则无法在晶粒边界充分地产生富Cu相，并且也无法提高烧结体的密度和强度。如果温度T在“Tp+25[℃]”以上，则烧结磁铁的矫顽力降低。该气氛变换温度T更优选为在“Tp-15[℃]<T<Tp+15[℃]”的范围内，进一步优选为在“Tp-10[℃]<T<Tp+10[℃]”的范围内。
压缩模塑主体在真空气氛中进行加热时的真空度优选为在9×10-2Pa以下。当真空气氛的真空度超过9×10-2Pa时，会过多地形成Sm氧化物等，从而导致磁性能降低。此外，在9×10-2Pa以下的真空下加热能更有效地控制富Cu相的产生。真空度更优选为在5×10-2Pa以下，进一步优选为在1×10-2Pa下。此外，在真空气氛改变成惰性气体气氛时，保持预定的时间也是有效的，这能提升增强密度和强度的效果。保持时间优选为1分钟以上，更优选为5分钟以上，进一步优选为25分钟以上。然而，若保持时间过长，则由于Sm等的蒸发可以会导致磁力的降低，因此，保持时间优选为60分钟以下。
在惰性气体气氛下的烧结温度优选为1215℃以下。当Fe浓度较高时，预期熔点会变低。因此，当烧结温度过高时，容易发生Sm等的蒸发。烧结温度更优选为1205℃以下，进一步优选为1195℃以下。然而，为了提高烧结体的密度，烧结温度优选为1170℃以上，更优选为1180℃以上。烧结温度下的保持时间优选为0.5小时到15小时。由此能够获得致密的烧结体。若烧结时间少于0.5小时，则烧结体的密度会变得不均匀。若烧结时间超过15小时，则可能会因为Sm等的蒸发而无法获得良好的磁性能。烧结时间更优选为1小时到10小时，进一步优选为1小时到4小时。
接着，对所获得的烧结体实施固溶热处理和时效处理，以此来控制晶体结构。为了获得作为相分离组织的前体的1-7相，固溶热处理优选为通过在1100℃～1190℃的温度范围内进行0.5小时～16小时的加热来实现。当温度低于1100℃或超过1190℃时，固溶热处理后的样品中的1-7相的比率较小，无法获得良好的磁性能。固溶热处理的温度更优选为在1120℃～1180℃的范围内，进一步优选为在1120℃～1170℃的范围内。若固溶热处理的时间小于0.5小时，则构成相有可能不均匀，若超过16小时，则烧结体中的Sm等会蒸发，可能无法获得良好的磁性能。固溶热处理的时间更优选为在1小时～14小时的范围内，进一步优选为在3小时～12小时的范围内。为了防止氧化，固溶热处理优选在真空气氛或惰性气体气氛中进行。
对经过固溶热处理的烧结体进行时效处理。时效处理是控制晶体结构并提高磁体矫顽力的过程。时效处理优选通过在700℃～900℃的温度下进行4～80小时的加热来实现，随后以0.2℃/分钟～2℃/分钟的冷却速率逐步冷却到300℃～650℃的温度，之后利用炉冷冷却至室温。时效处理可以通过两个阶段的热处理来进行。例如，上述热处理为第一阶段，之后，作为第二阶段热处理，在预定的时间内将烧结体保持在300℃～650℃，随后利用炉冷将其冷却到室温。为了防止氧化，时效处理优选在真空气氛或惰性气体气氛中进行。
当时效温度低于700℃或高于900℃时，无法获得胞相与胞壁相的均匀混合结构，从而可能使永磁体的磁性能降低。时效温度更优选为750℃～880℃，进一步优选为780℃～860℃。若时效时间低于4小时，则可能无法从1-7相中充分析出胞壁相。若时效时间超过80小时，则胞壁相的厚度增大，导致胞相的体积分数降低，或者晶粒变得粗大，从而无法获得良好的磁性能。时效时间更优选为6小时～60小时，进一步优选为8小时～45小时。
若时效处理后的冷却速率小于0.2℃/分钟，则胞壁相的厚度增大，导致胞相的体积分数降低，或者晶粒变得粗大，从而有可能无法获得良好的磁性能。若时效处理后的冷却速率大于2℃/分钟，则无法获得胞相与胞壁相的均匀混合结构，从而可能使永磁体的磁性能变差。时效处理后的冷却速度更优选为在0.4℃/分钟～1.5℃/分钟的范围内，进一步优选为在0.5℃/分钟～1.3℃/分钟的范围内。
值得注意的是，时效处理不限于两个阶段的热处理，可以是更多阶段的热处理，并且，进行多个阶段的冷却也同样有效。此外，作为时效处理的预处理，在与时效处理相比相对较低的温度下进行相对较短时间的初步时效处理也是有效的。因此，预期能改善磁化曲线的正方度。更详细而言，在初步时效处理中，当温度为650℃～790℃，时间为0.5小时～4小时，逐步冷却速率为0.5℃/分钟～1.5℃/分钟时，预期能改善永磁体的正方度。
本实施方式的永磁体可用于各种电动机和发电机。本实施方式的永磁体也可以用作可变磁通电动机和可变磁通发电机的固定磁体和可变磁体。使用本实施方式的永磁体可以构建各种电动机和发电机。若将本实施方式的永磁体应用于可变磁通电动机，则日本专利申请公开第2008-29148号和日本专利申请公开第2008-43172号所揭示的技术可作为可变磁通电动机的结构和驱动系统来应用。
接着，参照附图对实施方式的电动机和发电机进行说明。图5示出了与实施方式相对应的永磁体电动机。在图5所示的永磁体电动机11中，在定子（固定部分）12中设置有转子（旋转部分）13。在转子13的铁芯14中设置有本实施方式的永磁体15。基于本实施方式的永磁体的性能等，永磁体电动机11可以实现效率提高、尺寸减小、成本降低等。
图6示出了与实施方式相对应的可变磁通电动机。在图6所示的可变磁通电动机21中，在定子（固定部分）22中设置有转子（旋转部分）23。在转子23的铁芯24中设置有本实施方式的永磁体以作为固定磁体25和可变磁体26。可变磁体26的磁通密度（磁通量子）是可变的。由于可变磁体26的磁化方向与Q轴方向正交，因此可变磁体26不受Q轴电流的影响，而可以被D轴电流磁化。在转子23中设置有磁化绕组（未图示）。当电流从励磁回路流过磁化绕组时，磁场直接作用于可变磁体26。
根据本实施方式的永磁体，通过改变上述制造方法的各种条件，能获得例如矫顽力大于500kA/m的固定磁体25和矫顽力在500kA/m以下的可变磁体26。在图6所示的可变磁通电动机21中，本实施方式的永磁体可既可用作为固定磁体25也可用作为可变磁体26，但也可用作其中的一种。可变磁通电动机21能以较小的设备尺寸输出较大的扭矩，因此适用于要求具有高输出和小尺寸的混合动力汽车、电动汽车等的电动机。
图7示出了与一实施方式相对应的发电机。图7所示的发电机31包括使用了本实施方式的永磁体的定子（固定部分）32。设置在定子（固定部分）32内的转子（旋转部分）33经由转轴35与设置在发电机31的一端的涡轮34相连。涡轮34例如利用外部提供的流体来旋转。此外，也可以通过传递车辆的再生能量等的动态旋转，来使转轴35旋转，以替代利用流体来进行旋转的涡轮34。作为定子32和转子33，可以采用各种已知的结构。
转轴35与设置在相对于转子33与涡轮34相反侧的换向器（未图示）相连，由转子33的旋转所产生的电动势通过分相母线和牵引变压器（未图示）、被提高到用于作为发电机31的输出进行传输的系统电压。发电机31可以是常规发电机和可变磁通发电机中的一种。此外，来自涡轮34的静电或伴随着发电而产生的轴电流会使转子33带电。因此，发电机31包括对转子33上所带电荷进行放电的电刷36。
接着，对实施例及其评估结果进行说明。
（实施例1、2）
对原材料进行称量，使其成分如表1所示，并在Ar气体气氛中对所得原材料进行高频熔融，由此制造出合金锭。对合金锭进行粗研磨，然后利用喷磨机进行精细研磨，来准备合金粉末。对所得的合金粉末进行差热分析，并通过上述方法获得在DTA曲线中出现在1100℃到1220℃之间的吸热峰（最大峰值）上升的温度Tp。对于DTA曲线的测量，使用TGD-7000型差热天平（ULVAC-RIKO公司制造）。所测量的温度范围是从室温到1650℃，加热速率是10℃/分钟，气氛为Ar气体（流量100mL/分钟）。样品的数量约为300mg，在测试时它们分别存储在氧化铝容器内。氧化铝用作参考。合金粉末的峰值上升温度Tp如表2所示。
接着，在磁场中对合金粉末进行压制成形，从而制造出压缩模塑主体。接着，将合金粉末的压缩模塑主体分别放置到烧结炉的腔室中，并对该腔室内部抽真空，直到真空度达到9.5×10-3Pa为止。在该状态下，腔室温度上升至表2所示的温度T（气氛变换温度），使腔室在该温度下保持5分钟，之后将Ar气体导入到腔室中。改变为Ar气氛的腔室温度上升至1195℃，在保持该温度3小时的时间内进行烧结，随后在保持腔室温度为1165℃的6小时内进行固溶热处理。使固溶热处理后的烧结体在720℃的温度下保持4小时，之后逐步冷却到室温，并在840℃的温度下再保持25小时。将在如上条件下进行了时效处理的烧结体以0.4℃/分钟的冷却速率逐步冷却至400℃，并进一步炉冷到室温，从而获得所希望的烧结磁铁。
烧结磁铁的成分如表1所示。利用ICP（InductivelyCoupledPlasma：电感耦合等离子体）法来进行磁体的成分分析。根据上述方法，对每个烧结磁铁（烧结体）中的富Cu相的平均厚度、体积分数和成分、以及烧结密度进行测量。利用BH示踪器来评估烧结磁铁的磁性能，并测量它们的矫顽力和剩余磁化强度。另外，按照下述方法来测量每个烧结磁铁（烧结体）的抗弯强度。它们的测量结果在表3和表4中示出。当获得每个烧结体的平均晶粒尺寸时，可以确定该平均晶粒尺寸在上述的35μm～200μm的范围内。
在接下来的步骤中利用ICP法进行成分分析。首先，在研钵中对从上述测量点获得的样品进行研磨，对每个经研磨后的样品称量规定的量，并放入石英烧杯中。将混合酸（包含硝酸和盐酸）倒入石英烧杯中，在加热板上加热到约140　C，从而使样品完全熔化。放置冷却后，将它们分别转移到PFA容量瓶中，确定它们的体积来制备样品溶液。使用ICP发射光谱仪并通过校准曲线法来确定这些样品溶液的组分量。作为ICP发射光谱仪，使用由精工电子纳米科技有限公司制造的SPS4000（商品名）。
利用三点弯曲试验机Rin-MICI-07（由松泽公司制造）对每个烧结体的抗弯强度进行测量。所测量的样品按照JIS标准以如下方式制备，即，从经过上述时效处理的各个烧结体样品上切出宽4.0mm×厚3.0mm×长47mm的条状测试片。若情况允许，则从同一个块上切出5个条状样品。若难以切出，则从以相同条件制造的烧结体上切出5个条状样品，以准备5个测试片。用400#左右的砂纸对样品表面进行抛光，以达到看不到明显划痕的状态。将支点间距离设定为40mm，将负载施用率设定为0.5mm/分钟。该测试在室温下进行。将5个样品的测量值的平均值定义为抗弯强度σb3。
（实施例3～4）
对原材料进行称量，使其成分如表1所示，并在Ar气体气氛中对所得的原材料进行电弧熔炼，由此制造出合金锭。在1175℃×12小时的条件下进行热处理后，对合金锭进行粗研磨，然后利用喷磨机进行精细研磨，由此准备合金粉末。与实施例1一样获得合金粉末的峰值上升温度Tp。接着，在磁场中对合金粉末进行压制成形，从而制造出压缩模塑主体。将合金粉末的压缩模塑主体分别放置在烧结炉的腔室中，对腔室内部抽真空，直到真空度达到5.0×10-3Pa。腔室温度上升至表2所示的温度T（气氛变换温度），使腔室保持该温度15分钟，随后将Ar气体导入腔室，腔室温度上升至1180℃，并且在保持该温度的3小时内进行烧结，接着，在保持腔室温度为1135℃的12小时内进行固溶热处理。
接着，使经过固溶热处理的烧结体在750℃下保持2小时，之后逐步冷却到室温，并进一步在810℃下保持45小时。此后，将烧结体逐步降温至400℃，并在此温度下保持1小时，进一步炉冷至室温，从而获得所希望的烧结磁铁。烧结磁铁的成分如表1所示。以和实施例1相同的方式测量每个烧结磁铁（烧结体）中的富Cu相的平均厚度、体积分数和成分、以及每个烧结磁铁的密度、矫顽力、剩余磁化强度和抗弯强度。测量结果在表3和表4中示出。当获得每个烧结体的平均晶粒尺寸时，可以确定该平均晶粒尺寸在上述的35μm～200μm的范围内。
（实施例5～7）
对原材料进行称量，使其成分如表1所示，并在Ar气体气氛中对所得原材料进行高频熔融，由此制造出合金锭。在1160℃×8小时的条件下进行热处理后，对合金锭进行粗研磨，然后利用喷磨机进行精细研磨，由此准备合金粉末。与实施例1一样获得合金粉末的峰值上升温度Tp。接着，在磁场中对合金粉末进行压制成形，从而制造出压缩模塑主体。将合金粉末的压缩模塑主体分别放置在烧结炉的腔室中，对腔室内部抽真空，直到真空度达到9.0×10-3Pa。腔室温度上升至表2所示的温度T（气氛变换温度），使腔室保持该温度3分钟，随后将Ar气体导入腔室，腔室温度上升至1190℃，并且在保持该温度的4小时内进行烧结，接着，在保持腔室温度为1130℃的12小时内进行固溶热处理。
接着，使经过固溶热处理的烧结体在690℃下保持4小时，之后逐步冷却到室温，并进一步在850℃下保持20小时。接着，将烧结体逐步冷却到350℃，并炉冷至室温，从而获得所希望的烧结磁铁。烧结磁铁的成分如表1所示。以和实施例1相同的方式测量每个烧结磁铁（烧结体）中的富Cu相的平均厚度、体积分数和成分、以及每个烧结磁铁的密度、矫顽力、剩余磁化强度和抗弯强度。它们的测量结果在表3和表4中示出。当获得每个烧结体的平均晶粒尺寸时，可以确定该平均晶粒尺寸在上述的35μm～200μm的范围内。
（比较例1和2）
除了采用表1所示的成分之外，以和实施例1相同的方式制造烧结磁铁。在比较例1中，将合金成分中的Fe浓度设定为小于25原子%，在比较例2中，将合金成分中的Sm浓度设定为小于10原子%。以和实施例1相同的方式获得每个烧结磁铁（烧结体）中的富Cu相的平均厚度、体积分数和成分、以及每个烧结磁铁的密度、矫顽力、剩余磁化强度和抗弯强度。它们的测量结果在表3和表4中示出。
（比较例3和4）
对原材料进行称量，使其成分与实施例5相同，并在Ar气体气氛中对所得的原材料进行高频熔融，由此制造出合金锭。在1160℃×8小时的条件下进行热处理后，对合金锭进行粗研磨，然后利用喷磨机进行精细研磨，由此准备合金粉末。以与实施例1一样的方式获得合金粉末的峰值上升温度Tp。接着，在磁场中对合金粉末进行压制成形，从而制造出压缩模塑主体。除了将烧结步骤中的气氛变换温度T设为表2所示的温度之外，以与实施例5相同的方式，通过进行烧结、固溶热处理、以及时效处理来制造烧结磁铁。以和实施例1相同的方式测量每个烧结磁铁（烧结体）中的富Cu相的平均厚度、体积分数和成分、以及每个烧结磁铁的密度、矫顽力、剩余磁化强度和抗弯强度。它们的测量结果在表3和表4中示出。
表1：
磁体成分（原子％）
实施例1 (Sm0.91Nd0.09)10.99Fe25.19Zr1.87Cu5.07Co56.88
实施例2 Sm12.05Fe27.27(Zr0.85Ti0.15)1.76Cu7.21Co51.71
实施例3 Sm10.81Fe29.34Zr1.61Cu5.26(Co0.998Cr0.002)52.98
实施例4 Sm11.30Fe31.49Zr1.60Cu5.23Co50.38
实施例5 Sm11.05Fe25.97(Zr0.98Ti0.02)1.91Cu5.16Co55.91
实施例6 Sm11.05Fe25.97(Zr0.98Ti0.02)1.91Cu5.16Co55.91
实施例7 Sm11.05Fe25.97(Zr0.98Ti0.02)1.91Cu5.16Co55.91
比较例1 (Sm0.91Nd0.09)10.99Fe23.14Zr1.87Cu5.07Co58.93
比较例2 Sm9.80Fe27.96(Zr0.85Ti0.15)1.80Cu7.40Co53.04
比较例3 Sm11.05Fe25.97(Zr0.98Ti0.02)1.91Cu5.16Co55.91
比较例4 Sm11.05Fe25.97(Zr0.98Ti0.02)1.91Cu5.16Co55.91
表2
表3
表4
实施例1～7的烧结磁铁均包括适当数量（体积分数）的具有适当厚度的富Cu相。因此，除了具有较高的磁化强度和较高的矫顽力之外，它们还均具有较好的机械性能（抗弯强度）。在实施例1～7的烧结磁铁中，可以从SEM反射电子图像确定在烧结体的晶粒边界处存在有条纹状的较薄的富Cu相。根据实施例1～7，能够提供一种磁性能和机械性能优异且具有高实用性的烧结磁铁。
尽管已描述了特定实施例，但这些实施例只作为示例呈现，并不用于限定本发明的范围。实际上，上述具有新颖性的实施方式可由其他各种形式实现，此外，在本发明的技术思想内，可对上述实施例进行各种省略、替代和变更。上述实施方式或其变形包含于本发明的范围与技术思想内，并且也包含在与权利要求所记载的发明及与其等同的发明等的范围内。

Claims (10)

1.一种永磁体，包括：
烧结体，该烧结体具有组成式1所表示的成分：
组成式1：Rp1Feq1Mr1Cus1Co100-p1-q1-r1-s1，
其中，R是从由稀土元素构成的组中选出的至少一种元素，
M是从由锆（Zr）、钛（Ti）、铪（Hf）构成的组中选出的至少一种元素，
p1是满足10原子%≤p1≤13.3原子%的数，
q1是满足25原子%≤q1≤40原子%的数，
r1是满足0.87原子%≤r1≤5.4原子%的数，
s1是满足3.5原子%≤s1≤13.5原子%的数，
所述烧结体包括晶粒和富Cu相，
每个所述晶粒均由包括Th2Zn17晶相在内的主相组成，
所述富Cu相具有如组成式2所表示的成分，
组成式2：Rp2Feq2Mr2Cus2Co100-p2-q2-r2-s2，
其中，R是从由稀土元素构成的组中选出的至少一种元素，
M是从由Zr、Ti、Hf构成的组中选出的至少一种元素，
p2是满足10.8原子%≤p2≤11.6原子%的数，
q2是满足25原子%≤q2≤40原子%的数，
r2是满足1原子%≤r2≤2原子%的数，
s2是满足5原子%≤s2≤16原子%以及s2/s1>1的数，
并且，所述富Cu相的平均厚度为0.05μm以上、2μm以下。
2.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
所述富Cu相以条纹状存在于所述晶粒的晶界处。
3.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
所述晶粒的平均粒度尺寸为35μm至200μm。
4.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
s2满足1.5≤s2/s1≤4。
5.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
所述烧结体中，所述富Cu相的体积分数在0.01%以上、5%以下。
6.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Th2Zn17晶相的胞相、以及包围所述胞相的胞壁相。
7.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
所述组成式1中的元素R的50原子%以上是Sm，所述组成式1中的元素M的50原子％以上是Zr。
8.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
所述组成式1中，钴（Co）的20原子%以下的部分用从镍（Ni）、钒（V）、铬（Cr）、锰（Mn）、铝（Al）、镓（Ga）、铌（Nb）、钽（Ta）、钨（W）中选出的至少一种元素A来替换。
9.一种电动机，包括权利要求1所述的永磁体。
10.一种发电机，包括权利要求1所述的永磁体。
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