CN105723476B - 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。包括烧结体，该烧结体具备:以组成式:RpFeqMrCutCo100‑p‑q‑r‑t来表示、且含有50质量ppm以上1500质量ppm以下的碳的组成；以及包含具有Th2Zn17型晶相的主相以及具有组成式中的元素M的碳化物相的副相在内的金属组织。在通过烧结体的X射线衍射测定而得到的X射线衍射图案中，37.5度以上38.5度以下范围的角度2θ处的衍射峰的最大强度(I2)与32.5度以上33.5度以下范围的角度2θ处的衍射峰的最大强度(I1)的比(I2/I1)大于25且在80以下。

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
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有助于增大饱和磁化。另外，在这些磁体中包含Nd、Sm等稀土类元素，晶体场上的稀土类元素的4f电子的变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，对此要求提高永磁体的最大磁能积(BHmax)，进而获得更高性能的永磁体。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。
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，进而改善矩形比等磁体特性。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，存在磁体特性因Fe的高浓度化而变差的倾向。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磁体特性的技术。
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问题是在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如下烧结体:该烧结体具备以组成式: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10.8≤p≤12.5原子％的数，q是满足25≤q≤40原子％的数，r是满足0.88≤r≤4.5原子％的数，t是满足3.5≤t≤13.5原子％的数)来表示、且包含50质量ppm以上1500质量ppm以下的碳的组成；以及包含具有Th2Zn17型晶相的主相、及具有组成式中的元素M的碳化物相的副相在内的金属组织。在通过烧结体的X射线衍射测定得到的X射线衍射图案中，37.5度以上38.5度以下范围的角度2θ处的衍射峰的最大强度I2与32.5度以上33.5度以下范围的角度2θ处的衍射峰的最大强度I1的比(I2/I1)大于25且在80以下。
附图说明
图1是表示X射线衍射图案的一个示例的图。
图2是表示烧结体的SEM成像的示例的图。
图3是表示永磁体电动机的图。
图4是表示可变磁通电动机的图。
图5是表示发电机的图。
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>
永磁体具备烧结体，该烧结体具备以组成式: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10.8≤p≤12.5原子％的数，q是满足25≤q≤40原子％的数，r是满足0.88≤r≤4.5原子％的数，t是满足3.5≤t≤13.5原子％的数)来表示、且其组成包含50质量ppm以上1500质量ppm以下的碳。上述永磁体中，上述组成式的原子比是将R、Fe、M、Cu以及Co的总和设为100原子％时的原子比，烧结体包含微量的碳。
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。作为元素R，能使用例如从包含钇(Y)的稀土类元素中选出的一个或多个元素等，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的多个元素来作为R元素的情况下，将Sm浓度设为能作为元素R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元素R来适用的元素的70原子％以上、甚至90％以上设为Sm。
通过将能作为元素R来适用的元素的浓度设为例如10.8原子％以上12.5原子％以下，能增大矫顽力。在能作为R元素来适用的元素的浓度小于10.8原子％的情况下，大量的α-Fe析出会导致矫顽力减小，在能作为元素R来适用的元素的浓度超过12.5原子％的情况下，饱和磁化会下降。能作为元素R来适用的元素的浓度进一步优选为11.0原子％以上12.0原子％以下。
上述组成式中的M是能在高铁浓度的组成下表现出大矫顽力和高强度的元素。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元素M。若元素M的含量r超过4.5原子％，则容易生成过量含有元素M的非均相，矫顽力和磁化都变得容易下降。另外，若元素M的含量r小于0.88原子％，则提高Fe浓度的效果容易减小。即，元素M的含量r优选为0.88原子％以上4.5原子％以下。元素M的含量r进一步优选为1.15原子％以上3.57原子％以下，更优选为大于1.49原子％小于等于2.24原子％，更优选为1.55％原子％以上2.23原子％以下。
元素M优选为至少包含Zr。特别地，通过将元素M的50原子％以上设为Zr，能提高永磁体的矫顽力。另一方面，由于元素M中的Hf的价格尤其高，因此，优选为即使在使用Hf的情况下，Hf的使用量也较少。例如，Hf的含量优选为小于元素M的20原子％。
Cu是能在磁体材料中显现高矫顽力的元素。Cu的含量例如优选为3.5原子％以上13.5原子％以下。若混合量多于上述含量，则磁化会显著下降，另外，若少于上述含量，则难以获得良好的磁体特性。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4.4原子％以上5.7原子％以下。
Fe是主要起到磁体材料的磁化的作用的元素。虽然能通过增多Fe的混合量来提高磁体材料的饱和磁化，但若过量地进行混合，则α-Fe的析出或相分离会导致难以获得所希望的晶相，有可能会使矫顽力下降。由此，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28原子％以上36原子％以下，更进一步优选为30原子％以上33原子％以下。
Co是起到磁体材料的磁化的作用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。
碳是制造工序中不可避免会混入的杂质，与组成式中的R、Fe、M、Cu、Co等构成元素相比，含量极少。例如，在永磁体的制造工序中，考虑因合金粉末加压成形时使用的润滑油、来自粉碎时使用的球磨机的容器的杂质、球磨机的溶剂中的碳、烧结时使用的石墨加热器、来自其它烧结炉内部件的杂质等而混入碳。
碳会对永磁体的机械强度造成影响，优选含有例如50质量ppm以上1500质量ppm以下的碳。若碳浓度不足50质量ppm或超过1500质量ppm，则永磁体的机械强度容易降低。碳浓度优选在700质量ppm以下，更优选为500质量ppm以下，进一步优选为300质量ppm以下。
本实施方式的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。此外，主相包含具有2-17型晶相的晶胞相(cell phase)、以及具有六方晶系的CaCu5型晶相(1-5型晶相)的富Cu相。富Cu相优选形成为包围晶胞相。也将上述结构称为晶胞结构。另外，富Cu相中还包含使晶胞相断裂的晶胞壁相。Th2Zn17型晶相的c轴与作为易磁化轴的TbCu7型晶相中的c轴平行。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，也可以包含从平行方向偏离±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地存在。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，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。
富Cu相的磁畴壁能比Th2Zn17型晶相的磁畴壁能要高，该磁畴壁能之差成为磁畴壁移动的壁垒。即，富Cu相起到作为钉扎点(pinning site)的功能，从而能在多个晶胞相间抑制磁畴壁移动。特别是通过形成晶胞结构，磁畴壁移动的抑制效果得以提高。也将此称为磁畴壁钉扎效果。由此，进一步优选为以包围晶胞相的方式形成富Cu相。
在包含25原子％以上的Fe的Sm-Co类磁体中，富Cu相的Cu浓度优选为10原子％以上60原子％以下。通过提高富Cu相的Cu浓度，能获得良好的磁体特性。在Fe浓度较高的区域中，富Cu相的Cu浓度容易产生偏差，例如会产生磁畴壁钉扎效果较好的富Cu相和磁畴壁钉扎效果较差的富Cu相，磁体特性会变差。
若除去了钉扎点的磁畴壁发生移动，则磁化会与移动程度相对应地发生反转，因此，磁化会下降。在施加有外部磁场时，若在某个固定的磁场中磁畴壁同时除去钉扎点，则通过施加磁场从而磁化不容易下降，能获得良好的磁体特性。换言之，可以认为，若在施加有磁场时，在比矫顽力要低的磁场中除去钉扎点，磁畴壁发生移动，则磁化会对应于移动程度而减少，会导致磁体特性的劣化。由此，为了抑制磁化减少等磁体特性的劣化，重要的是增加晶胞结构的区域。
例如在晶界相中难以形成上述晶胞结构，另外，在构成主相的晶粒的周围难以形成上述晶胞结构。这是因为在构成烧结体的晶粒内、晶界上析出具有元素M的碳化物相的副相。元素M的碳化物相是非磁性的ZrC等碳化物相。例如，在烧结时，作为主成分而含有的M原子与烧结炉内的碳或其化合物发生反应，从而析出例如具有0.5～5μm左右直径的粒状的元素M的碳化物相。
若析出元素M的碳化物相，则周边的母相中的元素M的浓度会降低。若母相的元素M的浓度减少，则会引起母相的组份偏差，容易产生Sm2Co7相等具有Ce2Ni7型晶相的富Cu相(也称为富Cu非均相)。富Cu非均相中不容易形成晶胞结构，此外，在富Cu非均相的周边由于Cu浓度较低，因此也不容易形成晶胞结构。由此，磁体特性容易劣化。
在Fe浓度较低的永磁体中，即使元素M的碳化物相析出，也不容易产生富Cu非均相，因此不容易产生矫顽力的降低以及磁化的减少等。与此相对，在具有高铁浓度的永磁体中，元素M的碳化物相会对磁体特性产生较大影响，若元素M的碳化物相的比例较大，则会导致矫顽力的降低以及磁化的减少等。因此，优选元素M的碳化物相的比例较小。
另外，元素M的碳化物相对具有高铁浓度的永磁体的机械强度也会造成影响。若元素M的碳化物相的比例过大，则晶界强度降低，因此机械强度降低。另一方面，在元素M的碳化物的比例过小的情况下，晶界相上的裂纹扩展也得以抑制，因此机械强度降低。即，过量的元素M的碳化物相会引起矫顽力的降低、磁化的减少等，但微量的元素M的碳化物能抑制矫顽力的降低和磁化的减少并改善机械强度。即，能通过控制元素M的碳化物相的比例来提高具有高铁浓度的永磁体中的磁体特性以及机械强度。
在上述永磁体中，矫顽力能达到1300kA/m以上，甚至1400kA/m以上，再至1500kA/m以上。此外，永磁体中，剩余磁化例如能达到1.19T以上，甚至1.20T以上，再至1.21T以上。而且，永磁体中，抗弯强度例如能达到100MPa以上，甚至150MPa以上，再至160MPa以上。此外，烧结体优选具有8.2g/cm3以上的密度。通过将密度设为8.2g/cm3以上，从而能进一步提高永磁体的机械强度。
元素M的碳化物相的比例能根据例如通过X射线衍射(X-ray Diffraction:XRD)测定得到的X射线衍射图案的衍射峰强度来评价。图1中示出通过烧结体的X射线衍射测定得到的X射线衍射图案(角度2θ＝30度～40度)的示例。横轴表示角度2θ，纵轴表示峰强度。元素M的碳化物相在33度附近的角度2θ处具有衍射峰。认为上述衍射峰的强度越高，元素M的碳化物相的比例越多。然而，Th2Zn17相也在33度附近的角度2θ处具有衍射峰，因此仅凭该衍射峰难以区别Th2Zn17相的比例与元素M的碳化物相的比例。
为此，根据33度附近的角度2θ处的衍射峰与38度附近的角度2θ处的衍射峰的强度比来评价元素M的碳化物相的比例。位于38度附近的角度2θ处的衍射峰是Th2Zn17相固有的衍射峰之一，是在例如作为相分离组织的前驱体的TbCu7型晶相(1-7型晶相)中无法得到的衍射峰。
当元素M的碳化物相的比例较小时，33度附近的角度2θ处的衍射峰的强度小于38度附近的角度2θ处的衍射峰的强度。然而，若元素M的碳化物相的比例较大，则33度附近的角度2θ处的衍射峰的强度变大。由此，能根据33度附近的角度2θ的衍射峰与38度附近的角度2θ的衍射峰的强度比来评价元素M的碳化物的比例。
以如下方式定义X射线衍射图案的衍射峰强度。首先，利用XRD装置测定使用了数10μm左右的烧结体试样粉末的样本的衍射峰。此时，电子管为Cu，管电压为45kV，管电流为200mA，X射线为CuKα射线。此外，扫描轴为2θ，扫描模式为连续，扫描步长为0.01度，扫描速度为20度/分，角度2θ的测定范围为25度到55度。
接着，对测定数据进行数据处理。使用PDXL2 ver2.1.3.4作为分析软件，将去除了背景噪声的数据用作X射线衍射图案。将X射线图案中、32.5度以上33.5度以下范围的角度2θ处的最大强度的衍射峰定义为33度附近的角度2θ处的衍射峰，将37.5度以上38.5度以下范围的角度2θ处的最大强度的衍射峰定义为38度附近的角度2θ处的衍射峰。
优选33度附近的角度2θ处的衍射峰为32.7度以上33.3度以下范围的角度2θ处的最大强度的衍射峰，更优选为32.9度以上33.1度以下范围的角度2θ处的最大强度的衍射峰。此外，优选38度附近的角度2θ处的衍射峰为37.7度以上38.3度以下范围的角度2θ处的最大强度的衍射峰，更优选为37.9度以上38.1度以下范围的角度2θ处的最大强度的衍射峰。
将X射线图案中、例如32.5度以上33.5度以下范围的角度2θ处的衍射峰(33度附近的角度2θ处的衍射峰)的最大强度定义为I1，将37.5度以上38.5度以下范围的角度2θ处的衍射峰(38度附近的角度2θ处的衍射峰)的最大强度定义为I2。上述永磁体中，通过上述烧结体的X射线衍射测定得到的X射线衍射图案中、I2与I1的比(I2/I1)大于25且在80以下。若(I2/I1)超过80，则晶界相中的裂纹扩展未受到抑制，因此机械强度会降低。此外，若(I2/I1)不足25，则晶界相中元素M的碳化物相的存在比率变高，晶界强度降低，因此机械强度降低。另外，(I2/I1)优选为30以上75以下，更优选为35以上70以下。
如上所述，在永磁体中，对元素M的碳化物相的比例进行控制，使得在X射线衍射图案中、37.5度以上38.5度以下范围的角度2θ处的衍射峰的最大强度与32.5度以上33.5度以下范围的角度2θ处的衍射峰的最大强度的比在上述范围内，从而能提高具有高铁浓度的永磁体的磁体特性以及机械强度。
永磁体的组成例如通过ICP(电感耦合等离子体:Inductively Coupled Plasma)发射光谱分析法、SEM-EDX(扫瞄电镜-X射线能谱分析:SEM-Energy Dispersive X-raySpectroscop)、TEM-EDX(透射电镜-X射线能谱分析:Transmission Electron Microscope-EDX)等来测定。各相的体积比率通过利用电子显微镜、光学显微镜来进行观察并使用X射线衍射等来进行综合判断，但也可以利用对永磁体的截面进行拍摄得到的电子显微镜照片的面积分析法来求得。永磁体的截面采用试样的具有最大面积的表面的实质中央部分的截面。
例如如下所述那样认定Th2Zn17型晶相、富Cu相、富Cu非均相、元素M的碳化物相等金属组织。首先，利用扫描透射电子显微镜(Scanning Transmission ElectronMicroscope:STEM)来观察样本。此时，预先利用SEM来观察样本，从而对晶界相的部位进行确定，利用聚焦离子束(Focused Ion Beam:FIB)以使晶界相进入视野的方式对样本进行加工，从而能提高观察效率。上述样本是时效处理后的样本。此时，样本优选为是未经磁化的。
接着，用例如利用了STEM的能量色散X射线光谱仪(STEM-Energy Di spersive X-ray Spectroscopy:STEM-EDX)，来对晶胞相、富Cu相、富Cu非均相、元素M的碳化物相等各元素的浓度进行测定。
在利用STEM-EDX来测定各元素的浓度时，从距样本表面的1mm以上的内部切出测定用的试样。另外，以100k倍的观察倍率来对与易磁化轴(c轴)平行的面进行观察。另外，获取Cu、元素M的映射成像。
Cu映射成像与元素M映射成像重叠时Cu浓度较高的区域相当于富Cu相，Cu浓度以及元素M浓度较高的区域相当于富Cu非均相，Cu浓度较低而元素M浓度较高的区域相当于元素M的碳化物相等。另外，还可以进一步通过进行C的映射成像来确定元素M的碳化物相。
图2是表示金属组织的SEM成像的一个示例的图。在图2所示的金属组织中，除了Th2Zn17型晶相以外，还形成有线状的富Cu相、粒状的元素M的碳化物相等。另外，可知在粒状的元素M的碳化物相的周边形成有富Cu非均相。
此外，在对各相的元素进行浓度测定时，也可以使用三维原子探针(3-DimensionAtom Probe:3DAP)。所谓使用3DAP的分析法，是指通过施加电压来使观察试样发生场蒸发、利用二维检测器来对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，能更正确地对各晶相内的各元素浓度进行测定。
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顺序来实施。首先，通过切割来将试样切成薄片，由此利用FIB来制作拾取·原子探针(AP)用针状试样。
对烧结体的内部进行利用3DAP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切线相垂直)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，设置第一基准线、以及第二基准线，所述第一基准线以各边1/2位置为起点并与边垂直地向内侧引至端部，所述第二基准线以各角部的中央为起点并在角部的内角角度的1/2位置处向内侧引至端部，并且，将距离上述第一基准线和第二基准线的起点为基准线长度的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，将相邻边延长而得到的交点设为边的端部(角部的中央)。在这种情况下，测定部位设为与基准线相接部分隔开距离的位置，而非与交点隔开距离的位置。
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，优选为在表面部和内部分别为8处的所有部位都在上述组成范围内，但只要至少在表面部和内部分别为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。例如，将浓度测定中的TEM-EDX的观察部位设为各相内的任意20点，从这些各点处的测定值中去除最大值和最小值，并求出测定值的平均值，将该平均值设为各元素的浓度。3DAP的测定也以此为基准。
在上述使用3DAP的富Cu相内的浓度的测定结果中，富Cu相中的Cu的浓度图线优选更为锐利。具体而言，优选为Cu的浓度图线的半幅值(FWHM:Full Width at Half Maximum)为5nm以下，在这种情况下，能获得较高的矫顽力。这是由于，在富Cu相内的Cu分布较锐利的情况下，晶胞相与富Cu相之间会产生急剧的磁畴壁能量差，磁畴壁更容易被钉扎。
如下所述求出富Cu相中的Cu浓度图线的半幅值(FWHM)。基于上述方法，根据3DAP的Cu图线来求出Cu浓度最高的值(PCu)，并求出成为该值的一半的值(PCu/2)处的峰值幅度、即半幅值(FWHM)。对10个峰值进行这样的测定，将这些值的平均值定义为Cu图线的半幅值(FWHM)。在Cu图线的半幅值(FWHM)为3nm以下的情况下，能进一步增强提高矫顽力的效果，从而获得比2nm以下的情况更好的矫顽力提高效果。
另外，例如能如下所述求出晶胞相、富Cu相、富Cu非均相、元素M的碳化物相等的直径。在STEM-EDX的映射成像中，选择任意的相，对所选出的相引出两端与别的相相接的最长的直线A。接着，在该直线A的中点上，引出与直线A垂直且两端与别的相相接的直线B。将该直线A与直线B的长度的平均值设为相的直径D。以上述步骤来求出1个以上的任意相的D。对一个样本在5个视野中计算上述D，将各D的平均值定义为相的直径(D)。
此外，能用利用了SEM的电子背散射图样法(SEM-Electron BackscatteringPattern:SEM-EBSP)来对构成主相的晶粒的平均粒径进行测定。以下，示出求取晶粒的平均粒径的步骤。首先，作为预处理，在用环氧树脂来包裹试样并进行机械研磨和抛光后，通过水洗和吹气来进行洒水。用干法刻蚀装置来对洒水后的试样进行表面处理。接着，用EBSD系统-Digiview(TSL公司制)所附带的扫描型电子显微镜S-4300SE(日立高科技株式会社生产)来对试样表面进行观察。将观察条件设为加速电压30kV、测定面积500μm×500μm。根据观察结果，利用以下条件来求出存在于测定面积内的晶粒的平均粒径。
以步长2μm来对测定面积范围内的所有像素的方位进行测定，将相邻像素间的方位差为5度以上的边界视为晶界相。但是，包含于同一晶粒内的测定点小于5点的晶粒、以及到达测定面积范围的端部的晶粒不被视作为晶粒。晶粒面积是被晶界相所包围的同一晶粒内的面积，平均晶粒面积是存在于测定面积范围内的晶粒的面积的平均值。将粒径设为与同一晶粒内的面积具有相同面积的正圆的直径，平均粒径是存在于测定面积范围内的晶粒的粒径的平均值。此外，具有10μm以下的粒径的晶粒有可能为异相，因此，忽视具有10μm以下粒径的晶粒来求出平均粒径。
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iHc和最大磁能积(BH)max。此时，用Mr并利用下式(1)来求出理论最大值(BH)max。
(BH)max(理论值)＝Mr 2/4μ0 (1)
利用下式(2)并利用所测得的(BH)max与(BH)max(理论值)之比来求出矩形比。
(BH)max(实测值)/(BH)max(理论值)×100 (2)
也可以将上述永磁体用作为例如粘结磁体。例如，通过将上述永磁体用于如日本专利特开2008-29148号公报或日本专利特开2008-43172号公报所公开的那样的可变磁通驱动系统中的可变磁体，从而能实现系统的高效化、小型化、低成本化。为了将上述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。首先，调制包含合成永磁体所必须的规定元素的合金粉末。接着，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，从而制造使晶轴定向的压粉体。
例如能通过利用电弧熔解法或高频熔解法铸造熔融金属并获取合金锭等，并对该合金锭等进行粉碎，从而调制合金粉末。合金粉末可以混合组成不同的多种粉末来成为所希望的组成。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。在使用带材铸造法的合金薄带的制作中，制作片状的合金薄带，之后，通过粉碎该合金薄带来调制合金粉末。例如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。
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将该材料进行均匀化。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，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，在这种情况下，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，作为原材料的铸锭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。
在将这样的铸锭进行粉碎时，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，则会残留有非均相，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的高铁浓度组成中改善磁体特性。
接着，进行压粉体的烧结从而形成烧结体。例如在Ar气等惰性气体气氛中或真空下进行烧结。若在惰性气体气氛中进行烧结，则能抑制蒸气压较高的Sm等元素R的蒸发，具有不容易产生组成偏差的优点。然而，在惰性气体气氛中，难以避免非均相的生成。此外，惰性气体会残留在孔隙中从而导致孔隙难以消除，因而难以提高烧结体的密度另一方面，若在真空下进行烧结，则能抑制非均相的生成。然而，在真空下，蒸气压较高的元素R的蒸发量较多，难以将烧结体的组成控制为合适的合金组成来作为永磁体。
此外，上述元素M的碳化物相的比例会根据烧结炉内的水分量以及碳量而变化。其理由可以认为如下。例如若在将压粉体放入烧结炉时水分等附着于压粉体，则在烧结时会因水分子的热分解而产生氧分子以及氢分子。氧分子会与元素R结合并形成元素R的氧化物。元素R的氧化物会导致磁体特性降低。另一方面，氢分子与例如在制造工序中混入的碳相结合而形成碳氢化合物。该碳氢化合物例如会与主相中的元素M进行反应从而生成元素M的碳化物。由此，考虑能通过控制烧结炉内的水分量以及碳量来控制元素M的碳化物相的比例。
对于这一点，在真空下实施预处理工序(预烧结工序)后，在Ar气体等惰性气体气氛中进行最终的烧结工序(正式烧结工序)较为有效。通过应用这种具有真空下的预处理工序和惰性气体气氛中的正式烧结工序的烧结工序，从而能减少烧结炉内的水分量以及碳量来抑制元素M的碳化物的生成，并能抑制蒸气压较高的Sm等的蒸发。因此，在使用Fe浓度较高的磁性粉末(合金粉末)时，能获得高密度且组成偏差较少、元素M的碳化物的生成得到抑制的烧结体。通过获得上述烧结体，从而能在之后的溶体化处理工序、时效处理工序中充分进行Fe与Cu的相互扩散。由此，能扩大晶胞相与晶胞壁相之间的Fe浓度差，能增大晶胞结构的区域。
优选在对具有25原子％以上的Fe浓度的磁性粉末(合金粉末)进行烧结的情况下，将真空维持在尽可能接近烧结工序温度的温度。另外，将真空保持在正式烧结温度也是有效的。在这种情况下，也能通过在达到正式烧结温度的同时切换为惰性气体，来抑制烧结中的Sm等元素R的蒸发。认为在高Fe浓度的组成区域中优选将真空维持在接近正式烧结温度的温度的理由在于，通过在真空下尽可能维持在高温，从而能更有效地抑制非均相的生成。
优选在将从真空切换为惰性气体的温度设为温度TV-G、将正式烧结工序的保持温度设为温度TS时，满足TV-G＞TS-61℃。若在TS-61℃以下，则非均相会残留在烧结体中，导致磁体特性劣化，进而难以充分提高密度。此外，优选满足TV-G＞TS-50，更优选为满足TV-G≥TS-40，进一步优选为满足TV-G≥TS-30。
真空中烧结(预处理工序)时的真空度优选为9×10-2Pa以下。在超过9×10-2Pa的情况下，会形成过量的元素R的氧化物，难以获得良好的磁特性。还容易产生过量的元素M的碳化物相。预处理工序的真空度更优选在5×10-2Pa以下，进一步优选在1×10-2Pa以下。
另外，烧结炉内的水分量以及碳量也会根据烧结炉的设置环境下的湿度而变化。例如，若在湿度极高的情况下将压粉体放入烧结炉时，水分等容易附着于压粉体。这是因为水分等未被充分排出。由此，若湿度较高，则即使在真空下进行预处理工序，也可能无法充分降低元素M的碳化物相的比例。
为此，根据烧结炉的设置环境下的湿度设定保持时间来进行预处理工序。例如，在将烧结炉的设置环境下的湿度设为X(％)，并将预处理工序的保持时间设为保持时间Y(分钟)时，优选满足X-5≤Y＜5X。若Y不足X-5，则水分会残留，从而过量析出元素M的碳化物。此外，若Y在5X以上，则元素M的碳化物极度不足，会对机械强度产生不良影响。此外，若元素R过度蒸发，则组成会产生偏差，矫顽力会降低另外，根据湿度的不同，Y可能达到30以下。这种情况下，出于稳定磁体特性的观点考虑，优选保持在30分钟以上。
湿度X的定义如下。在距离烧结炉的试样出入口1m以内的距离、且距离烧结炉的设置面50cm以上的高度位置设置湿度测定器。湿度测定器所使用的湿度传感器优选为例如高分子电容式。接着，在将样本导入烧结炉的一小时以内，利用湿度测定器每隔10分钟对湿度进行测定。上述测定至少进行三次(最多六次)，将所得到的测定值的平均值定义为湿度X。
以与通过上式求得的湿度相对应的保持时间来进行真空下的预处理工序，之后切换为惰性气体气氛，进行正式烧结工序。由此，能将烧结炉内的水分量以及碳量控制在所期望的值，因此能控制元素M的碳化物相的比例。因此，在通过上述烧结体的X射线衍射测定得到的X射线衍射图案中、能使I2与I1的比(I2/I1)大于25且在80以下。
正式烧结工序中的保持温度优选在1225℃以下。这是因为，预测在铁浓度变高的情况下熔点会降低，从而抑制了烧结时的元素R的蒸发。更优选为1215℃以下，再优选为1205℃以下，进一步优选为1195℃以下。正式烧结工序中的保持时间优选为0.5小时以上15小时以下。由此能获得致密的烧结体。在保持时间不足0.5小时的情况下，会产生烧结体密度的不均匀，此外，若保持时间超过15小时，则会由于粉末中的Sm蒸发等而难以获得良好的磁特性。保持时间优选为1小时以上10小时以下，更优选为1小时以上4小时以下。
接着，进行溶体化处理。溶体化处理是形成作为相分离组织的前驱体的TbCu7型晶相(1-7型晶相)的处理。在溶体化处理中，在1100℃以上1190℃以下的温度下保持0.5小时以上24小时以下，从而进行热处理。在溶体化处理时的保持温度低于1100℃的情况下及超过1190℃的情况下，溶体化处理后的试样中所存在的TbCu7型晶相的比例较小，磁特性有可能会下降。保持温度优选为1120℃以上1180℃以下，更优选为1120℃以上1170℃以下。另外，在溶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，在溶体化处理时的保持温度超过24小时的情况下，烧结体中的元素R发生蒸发等有可能会导致磁特性下降。保持时间优选为1小时以上12小时以下，进一步优选为1小时以上8小时以下。此外，在真空中或氩气等惰性气体气氛中进行溶体化处理，从而能抑制粉末的氧化。溶体化处理也可以与烧结连续地进行。
也可以在烧结与溶体化热处理之间在中间温度下保持一定时间(也称为高质化处理、中间热处理)。高质化处理是对金属组织、特别是宏观组织进行控制的处理。在高质化处理中，优选在例如比烧结时的热处理温度(例如正式烧结工序中的保持温度)要低10℃以上的温度下，并在比溶体化处理时的热处理温度要高10℃以上的温度下，保持2小时以上12小时以下，从而进行热处理。一般，在溶体化处理中，温度较低，从元素扩散速度的观点来看，难以充分去除烧结中所生成的非均相。晶粒成长速度也较慢，有可能无法获得足够的结晶粒径，没有希望改善磁体特性。对此，以比溶体化处理时的保持温度要高10℃以上的温度来进行高质化处理，从而能充分去除上述非均相，增大构成主相的晶粒。
高质化处理时的保持温度例如优选为1140℃以上1190℃以下。在低于1140℃的情况下及超过1190℃的情况下，磁体特性有可能会劣化。另外，在热处理时间小于2小时的情况下，扩散不充分，难以充分去除非均相，磁体特性改善效果较小。另外，在超过12小时的情况下，元素R蒸发，有可能无法获得良好的磁特性。此外，高质化处理中的热处理时间更优选为4小时以上10小时以下，进一步优选为6小时以上8小时以下。另外，为了防止氧化，优选在真空中或氩气等惰性气体气氛中进行高质化处理。
接着，对烧结体进行时效处理。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分离成多个相。在时效处理中，使得升温至700℃以上900℃以下的温度后，在该到达温度下保持(第一保持)0.5小时以上80小时以下。接着，以0.2℃/分钟以上2℃/分钟以下的冷却速度缓慢冷却至400℃以上650℃以下的温度，然后，在该到达温度下保持(第二保持)0.5小时以上8小时以下，从而进行热处理。然后，冷却至室温。由此，能获得烧结体磁体。
若在第一保持过程中保持温度不足700℃或高于900℃，则无法充分获得均匀的晶胞结构，难以表现出矫顽力。第一保持过程中的保持温度例如优选为750℃以上880℃以下，进一步优选为780℃以上850℃以下。另外，在第一保持过程中，在保持时间小于0.5小时的情况下，晶胞结构变得不充分，难以显现矫顽力。另外，在保持时间比80小时要长的情况下，晶胞壁相变得过厚，磁体特性有可能会发生劣化。第一保持过程的保持时间例如优选为4小时以上80小时以下，进一步优选为8小时以上70小时以下，再进一步优选为20小时以上60小时以下，更进一步优选为25小时以上40小时以下。
在缓慢冷却时的冷却速度小于0.2℃/分钟的情况下，晶胞壁相变得过厚，磁化容易减少。另外，在超过2℃/分钟的情况下，无法获得足够的晶胞相与晶胞壁相之间的Cu浓度差，矫顽力容易下降。缓慢冷却时的冷却速度例如优选为0.4℃/分钟以上1.5℃/分钟以下，进一步优选为0.5℃/分钟以上1.3℃/分钟以下。另外，在缓慢冷却至小于400℃的情况下，容易生成非均相。另外，在缓慢冷却至超过650℃的温度的情况下，富Cu相中的Cu浓度不会充分升高，有可能无法获得足够的矫顽力。另外，在第二保持过程的保持时间不足0.5小时或超过8小时的情况下，会生成非均相，有可能无法获得足够的磁特性等。
此外，在时效处理中，也可以在缓慢冷却时在规定温度下保持一定时间，进而由此开始进行缓慢冷却。另外，也可以将上述时效处理作为正式时效处理，在正式时效处理之前在低于第一保持过程中的保持温度的温度下，并以比第一保持过程中的保持时间要短的时间来进行保持，从而进行预备时效处理。通过该预备时效处理，能进一步提高磁体特性。预备时效处理的保持温度例如优选为650℃以上790℃以下。预备时效处理的保持时间例如优选为0.5小时以上4小时以下。另外，也可以在预备时效处理后进行缓慢冷却。预备时效处理后的缓慢冷却时的冷却速度例如优选为0.5℃/分钟以上2.0℃/分钟以下。
通过上述工序，能制造永磁体。在上述制造方法中，通过在烧结时控制水分量以及碳量，从而能制造磁体特性以及机械强度优异的永磁体。
(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、驱动系统中，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，对使用了永磁体的电动机以及发电机进行说明。图3是表示永磁体电动机的图。在图3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4是表示可变磁通电动机的图。在图4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。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4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5表示发电机。图5所示的发电机21具备使用了上述永磁体的定子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的相反侧的整流子(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)被升压至系统电压来进行供电。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，在定子23中，因来自涡轮2的静电或伴随发电而产生的轴电流而带电。因此，发电机21具备用于将转子23所带的电放出的电刷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。此外，在本实施例中，对包含Zr作为元素M的永磁体进行说明。
(实施例1、实施例2)
在以表1所示的规定比率来秤量用于永磁体的各原料并进行混合后，在Ar气体气氛中进行电弧熔化，以制作合金锭。将上述合金锭在1160℃下保持20小时以进行热处理，然后，对合金锭实施粗粉碎并利用喷射磨来实施粉碎，以调制作为磁体的原料粉末的合金粉末。将所获得的合金粉末在磁场中进行加压成形，以制作压粉体。
接着，将合金粉末的压粉体配置于烧结炉的腔体内，使腔体内形成真空度为3.2×10-3Pa的真空状态后，升温至1165℃，在到达温度下保持40分钟。另外，在将试样导入烧结炉的1小时前到导入烧结炉为止期间，按上述方法测定得到的湿度X如表1所示，为40％。此外，X-5以及5X的值如表1所示。之后，将Ar气导入到腔体内，并在Ar气气氛中升温至1225℃，在到达温度下保持6小时从而进行烧结。
接着，降温到1185℃，并在到达温度下保持4小时。并且，以5.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至1170℃，在到达温度下将烧结体保持16小时以进行溶体化处理，然后，冷却至室温。此外，将溶体化处理后的冷却速度设为150℃/分钟。
接着，将溶体化处理后的烧结体升温至750℃，在到达温度下保持2.5小时之后，以2℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至300℃。接着，作为时效处理，升温至845℃，在到达温度下保持25分钟。然后，以1.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至650℃，在到达温度下保持4小时。然后，以1.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至400℃，在到达温度下保持1小时。然后，炉内冷却至室温，从而获得磁体。
利用ICP发射光谱分析法实施磁体的组成分析。此外，通过以下步骤、利用ICP发射光谱分析法来进行组成分析。首先，用研钵将从烧结体的测定部位所采集的试样进行粉碎，量取一定量的粉碎试样，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，使烧杯中的试样完全溶解。进一步在冷却后，转移并定容至PFA制量瓶，以作为试样溶液。
利用ICP发射光谱分析装置，通过校正曲线法来对上述试样溶液的含有成分进行定量。作为ICP发射光谱分析装置，使用SII Nano Technology公司制的SPS4000。所获得的磁体的组成如表1所示。另外，对于碳浓度，通过使用了LECO公司制造的CS-444LS的高频燃烧加热-红外线吸收法来进行测定。此外，在上述测定条件下通过使用了RIGAKU公司制造的SmartLabX射线衍射仪(SmartLab X-ray diffractmeter)的X射线衍射法来进行测定，并利用上述方法来根据所得到的X射线衍射图案求出I2/I1。
此外，对矫顽力以及剩余磁化进行了测定。其结果如表2所示。此外，在各实施例及比较例中，作为测定装置，使用日立高科技株式会社生产的HD2300。另外，通过三点弯曲的抗弯强度(Transverse Rupture Strength:TRS)实验来测定抗弯强度。在TRS实验中，样本的尺寸为长40mm×宽4mm×厚3mm，跨距为30mm，通过在其中央部按压棒状的杆来测定抗弯强度。对一个样本进行最低五次上述测定，将其平均值作为抗弯强度。其结果如表2所示。
(实施例3)
在以表1所示的规定比率来秤量用于永磁体的各原料并进行混合后，在Ar气体气氛中进行高频熔解，以制成合金锭。在对合金锭实施粗粉碎后，在1180℃下实施4小时的热处理，通过急速冷却来冷却至室温。接着，实施粗粉碎并利用喷射磨来实施粉碎，以调制作为磁体的原料粉末的合金粉末。进一步将上述合金粉末在磁场中进行加压成形，以制作压粉体。
接着，将合金粉末的压粉体配置于烧结炉的腔体内，使腔体内形成真空度为9.5×10-3Pa的真空状态后，升温至1180℃，在到达温度下保持60分钟。另外，湿度X如表1所示，为34％。此外，X-5以及5X的值如表1所示。之后，将Ar气导入到腔体内，将Ar气体气氛中的腔体内温度升温至1190℃，在到达温度下保持7小时从而进行烧结。接着，降温到1160℃，并在到达温度下保持2小时。接着，以4.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至1135℃，在到达温度下将烧结体保持16小时以进行溶体化处理，然后，冷却至室温。此外，将溶体化处理后的冷却速度设为190℃/分钟。
接着，将溶体化处理后的烧结体升温至710℃，在到达温度下保持0.5小时后，作为后续的时效处理，升温至815℃，在到达温度下保持50小时。然后，以0.65℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至455℃，在到达温度下保持4小时。然后，以0.35℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至380℃，在到达温度下保持1小时。然后，炉内冷却至室温，从而获得磁体。
此外，利用上述ICP发射光谱分析装置，通过校正曲线法来对上述试样溶液的含有成分进行定量，并利用高频燃烧加热-红外线吸收法测定碳浓度。所获得的磁体的组成以及碳浓度如表1所示。此外，还与其他实施例同样地测定I2/I1、矫顽力、剩余磁化、以及抗弯强度。其结果如表2所示。
(实施例4、实施例5、实施例6)
在以表1所示的规定比率来秤量用于永磁体的各原料并进行混合后，在Ar气体气氛中进行高频熔化，以制作合金锭。在对合金锭实施粗粉碎后，在1160℃下实施16小时的热处理，通过急速冷却来冷却至室温。接着，实施粗粉碎并利用喷射磨来实施粉碎，以调制作为磁体的原料粉末的合金粉末。进一步将上述合金粉末在磁场中进行加压成形，以制成压粉体。
接着，将合金粉末的压粉体配置于烧结炉的腔体内，使腔体内形成真空度为5.5×10-3Pa的真空状态后，升温至1160℃，在到达温度下，实施例4中保持60分钟，实施例5中保持120分钟，实施例6中保持30分钟。另外，湿度X如表1所示，为31％。此外，X-5以及5X的值如表1所示。之后，将Ar气体导入到腔体内，将Ar气体气氛中的腔体内温度升温至1180℃，在到达温度下保持5小时从而进行烧结。接着，降温到1150℃，并在到达温度下保持10小时。接着，以4.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至1130℃，在到达温度下将烧结体保持12小时以进行溶体化处理，然后，冷却至室温。此外，将溶体化处理后的冷却速度设为220℃/分钟。
接着，将溶体化处理后的烧结体升温至670℃，在到达温度下保持1.5小时后，作为后续的时效处理，升温至840℃，在到达温度下保持45小时。然后，以0.5℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至550℃，在到达温度下保持1小时。然后，以0.25℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至400℃，在到达温度下保持1小时。然后，炉内冷却至室温，从而获得磁体。
此外，利用上述ICP发射光谱分析装置，通过校对曲线法来对上述试样溶液的含有成分进行定量，并利用高频燃烧加热-红外线吸收法测定碳浓度。所获得的磁体的组成以及碳浓度如表1所示。此外，还与其他实施例同样地测定I2/I1、矫顽力、剩余磁化、以及抗弯强度。其结果如表2所示。
(实施例7、实施例8)
将与实施例4相同组成的合金粉末用于原料，在磁场中进行加压成形来制作压粉体。接着，将合金粉末的压粉体配置于烧结炉的腔体内，使腔体内形成真空度为5.5×10-3Pa的真空状态后，升温至1160℃，在到达温度下保持60分钟。另外，湿度X如表1所示，在实施例7中为60％，在实施例8中为25％。此外，X-5以及5X的值如表1所示。之后，将Ar气体导入到腔体内，将Ar气体气氛中的腔体内的温度升温至1180℃，在到达温度下保持5小时从而进行烧结。接着，降温到1150℃，并在到达温度下保持10小时。接着，以4.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至1130℃，在到达温度下将烧结体保持12小时以进行溶体化处理，然后，冷却至室温。此外，将溶体化处理后的冷却速度设为220℃/分钟。然后，利用与实施例4相同的方法，在各实施例中进行时效处理等，从而获得磁体。
此外，利用上述ICP发射光谱分析装置，通过校正曲线法来对上述试样溶液的含有成分进行定量，并利用高频燃烧加热-红外线吸收法测定碳浓度。所获得的磁体的组成以及碳浓度如表1所示。此外，还与其他实施例同样地测定I2/I1、矫顽力、剩余磁化、以及抗弯强度。其结果如表2所示。
(实施例9)
将与实施例4相同组成的合金粉末用于原料，在磁场中进行加压成形来制成压粉体。接着，将合金粉末的压粉体配置于烧结炉的腔体内，使腔体内形成真空度为5.5×10-3Pa的真空状态后，升温至1160℃，在到达温度下保持90分钟。另外，湿度X如表1所示，为24％。此外，X-5以及5X的值如表1所示。之后，将Ar气体导入到腔体内，将Ar气体气氛中的腔体内的温度升温至1180℃，在到达温度下保持5小时从而进行烧结。接着，降温到1150℃，并在到达温度下保持10小时。接着，以4.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至1130℃，在到达温度下将烧结体保持12小时以进行溶体化处理，然后，冷却至室温。此外，将溶体化处理后的冷却速度设为220℃/分钟。然后，利用与实施例4相同的方法，在各实施例中进行时效处理等，从而获得磁体。
此外，利用上述ICP发射光谱分析装置，通过校正曲线法来对上述试样溶液的含有成分进行定量，并利用高频燃烧加热-红外线吸收法测定碳浓度。所获得的磁体的组成以及碳浓度如表1所示。此外，还与其他实施例同样地测定I2/I1、矫顽力、剩余磁化、以及抗弯强度。其结果如表2所示。
(比较例1)
用与实施例1和实施例2相同的方法来制作具有表1所示组成的磁体。与实施例同样，利用上述ICP发射光谱分析装置，通过校正曲线法来对上述试样溶液的含有成分进行定量，并利用高频燃烧加热-红外线吸收法测定碳浓度。所获得的磁体的组成以及碳浓度如表1所示。此外，还与其他实施例同样地测定I2/I1、矫顽力、剩余磁化、以及抗弯强度。其结果如表2所示。
(比较例2)
用与实施例3相同的方法来制作具有表1所示组成的磁体。与实施例同样，利用上述ICP发射光谱分析装置，通过校正曲线法来对上述试样溶液的含有成分进行定量，并利用高频燃烧加热-红外线吸收法测定碳浓度。所获得的磁体的组成以及碳浓度如表1所示。此外，还与其他实施例同样地测定I2/I1、矫顽力、剩余磁化、以及抗弯强度。其结果如表2所示。
(比较例3)
将与实施例4相同组成的合金粉末用于原料，利用与实施例4相同的方法在磁场中进行加压成形来制作压粉体。接着，将合金粉末的压粉体配置于烧结炉的腔体内，使腔体内形成真空度为5.5×10-3Pa的真空状态后，升温至1160℃，在到达温度下保持300分钟。另外，湿度X与实施例4同样，为31％。此外，X-5以及5X的值如表1所示。之后，将Ar气体导入到腔体内，将Ar气体气氛中的腔体内的温度升温至1180℃，在到达温度下保持5小时从而进行烧结。接着，降温到1150℃，并在到达温度下保持10小时。接着，以4.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至1130℃，在到达温度下将烧结体保持12小时以进行溶体化处理，然后，冷却至室温。此外，将溶体化处理后的冷却速度设为220℃/分钟。然后，利用与实施例4相同的方法，在各实施例中进行时效处理等，从而获得磁体。
此外，利用上述ICP发射光谱分析装置，通过校正曲线法来对上述试样溶液的含有成分进行定量，并利用高频燃烧加热-红外线吸收法测定碳浓度。所获得的磁体的组成以及碳浓度如表1所示。此外，还与其他实施例同样地测定I2/I1、矫顽力、剩余磁化、以及抗弯强度。其结果如表2所示。
(比较例4、比较例5)
将与实施例4相同组成的合金粉末用于原料，利用与实施例4相同的方法在磁场中进行加压成形来制作压粉体。接着，将合金粉末的压粉体配置于烧结炉的腔体内，使腔体内形成真空度为5.5×10-3Pa的真空状态后，升温至1160℃，在到达温度下，比较例4中保持10分钟，比较例5中保持60分钟。另外，湿度X如表1所示，在比较例4中为75％，在比较例5中为83％。此外，X-5以及5X的值如表1所示。之后，将Ar气体导入到腔体内，将Ar气体气氛中的腔体内的温度升温至1180℃，在到达温度下保持5小时从而进行烧结。接着，降温到1150℃，并在到达温度下保持10小时。接着，以4.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至1130℃，在到达温度下将烧结体保持11小时以进行溶体化处理，然后，冷却至室温。此外，将溶体化处理后的冷却速度设为220℃/分钟。然后，利用与实施例4相同的方法，在各实施例中进行时效处理等，从而获得磁体。
此外，利用上述ICP发射光谱分析装置，通过校正曲线法来对上述试样溶液的含有成分进行定量，并利用高频燃烧加热-红外线吸收法测定碳浓度。所获得的磁体的组成以及碳浓度如表1所示。此外，还与其他实施例同样地测定I2/I1、矫顽力、剩余磁化、以及抗弯强度。其结果如表2所示。
由表1和表2明确可知，实施例1至实施例9的永磁体与例如Fe浓度较低的比较例1的永磁体、R浓度较低的比较例2的永磁体相比，至少能提高剩余磁化。此外，实施例1至实施例9的永磁体与例如I2/I1的值不足25的比较例3、I2/I1的值超过80的比较例4、比较例5的永磁体相比，矫顽力、剩余磁化以及抗弯强度均较高。由此可知，通过将组成以及I2/I1的值控制在所期望的范围内，从而能提高磁体特性、机械强度。
如上所述，在实施例1至实施例9的永磁体中，通过将I2/I1的值控制在所期望的范围内，从而即使在Fe浓度较高的情况下，也都能表现出高矫顽力、高剩余磁化、以及高抗弯强度。由此可知，实施例1至实施例9的永磁体的磁体特性以及机械强度较为优异。
[表1]
[表2]

Claims (7)

1.一种永磁体，
该永磁体以组成式:RpFeqMrCutCo100-p-q-r-t表示、并含有50质量ppm以上1500质量ppm以下的碳，
所述组成式中，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10.8≤p≤12.5原子％的数，q是满足25≤q≤40原子％的数，r是满足0.88≤r≤4.5原子％的数，t是满足3.5≤t≤13.5原子％的数，其特征在于，
该永磁体具备烧结体，该烧结体包含具有Th2Zn17型晶相的主相以及具有所述组成式中的元素M的碳化物相的副相在内的金属组织，
在通过所述烧结体的X射线衍射测定而得到的X射线衍射图案中，37.5度以上38.5度以下范围的角度2θ处的衍射峰的最大强度I2与32.5度以上33.5度以下范围的角度2θ处的衍射峰的最大强度I1的比(I2/I1)大于25且在80以下。
2.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
所述永磁体具有1300kA/m以上的矫顽力、1.19T以上的剩余磁化、以及100MPa以上的抗弯强度。
3.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
所述烧结体具有8.2g/cm3以上的密度。
4.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于，
所述主相包含:具有所述Th2Zn17型晶相的晶胞相；以及Cu浓度比所述晶胞相要高的富Cu相。
5.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。
6.一种电动机，其特征在于，
具备如权利要求1所述的永磁体。
7.一种发电机，其特征在于，
具备如权利要求1所述的永磁体。
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