CN105989983B - 永久磁铁 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的在于，提供一种高温下具有高矫顽力的永久磁铁。本发明通过组成比为RXT(100‑X‑Y)CY(其中，R以Sm为必要元素并且是由Sm、Y、La、Pr、Ce、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu中的一种以上的元素构成的稀土元素，T是以Fe为必要元素、或者以Fe和Co为必要元素的一种以上的过渡金属元素，10＜X＜40、5＜Y＜15、1.5＜(100‑X‑Y)/X＜4)，并且主相具有Nd5Fe17型晶体结构，由此能够获得高温下具有高矫顽力的永久磁铁。

Description

永久磁铁
技术领域
本发明涉及以Nd5Fe17型晶体结构(空间群P63/mcm)的化合物为主相的永久磁铁。
背景技术
作为高性能永久磁铁具有代表性的R-T-B系永久磁铁因其高磁特性，生产量逐年扩大，被用于各种电动机用、各种致动器用、MRI装置用等各种各样的用途。在此，R为稀土元素中的至少一种，T为Fe、或者为Fe和Co，B为硼。
近年来，随着混合动力汽车(HEV)的普及，HEV的电动机/发电机中使用的R-T-B系永久磁铁的需求急剧增加。在这样的用途中，磁铁被暴露在比较高的温度下，由于热造成的高温退磁成为问题，因此优选具有高的最大磁能积和高的耐热性的永久磁铁。众所周知，要想即使在高温下也维持高磁特性，充分提高R-T-B系烧结磁铁在室温下的矫顽力的方法是有效的。
例如，在专利文献1中，通过控制晶粒、晶界而提高室温的矫顽力，可以达成最大30kOe左右的高的矫顽力，但要求更高特性的永久磁铁。
另外，R-T-B系永久磁铁以外，还提出了一种高矫顽力的永久磁铁。在专利文献2中，利用以Sm5Fe17金属间化合物为主相的永久磁铁，可获得室温下为37kOe这样的非常高的矫顽力，通过添加1at％的C或B等，进入晶界部使主相颗粒微细化，获得磁特性更加良好的永久磁铁。
但是，如非专利文献1中所记载的那样，Sm5Fe17金属间化合物的居里温度为270℃左右，比作为R-T-B系永久磁铁有代表性的Nd2Fe14B低，因此高温下容易退磁，不适合要求高温下具有高特性的用途，即使是添加了1at％的C或B等的试样，也无法说高温退磁的改善已经很充分。改善Sm5Fe17金属间化合物的高温退磁，在能够将室温下高的矫顽力有效地利用到高温方面非常有用。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-231391
专利文献2：日本特开2008-133496
非专利文献
非专利文献1：Journal of Applied Physics 10907A724(2011)
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的目的在于，提供一种在高温下具有高的矫顽力的永久磁铁。
用于解决课题的技术方案
在本发明中，通过一种永久磁铁来解决上述的课题，该永久磁铁的特征为，组成比RXT(100-X-Y)CY(其中，R是由以Sm为必要元素的一种以上的元素构成的稀土元素，在此，稀土元素为Sm、Y、La、Pr、Ce、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu，T为以Fe为必要元素、或者以Fe和Co为必要元素的一种以上的过渡金属元素，15＜X＜40、5＜Y＜15、1.5＜(100-X-Y)/X＜4)，并且主相具有Nd5Fe17型晶体结构。
本发明中，通过在主相具有Nd5Fe17型晶体结构的永久磁铁中固溶C，与现有的主相具有Nd5Fe17型晶体结构(空间群P63/mcm)的永久磁铁相比较，发现居里温度上升，高温时的矫顽力提高。以下，将具有Nd5Fe17型晶体结构(空间群P63/mcm)的相记载为R5T17结晶相。同样地，例如，将具有RT2型晶体结构的相记载为RT2结晶相。
本发明中，通过添加大于5at％的C，C不是侵入晶界部而是侵入R5T17结晶相的晶格间，成为T-T间的原子间距离扩大且T-T间的交换相互作用更牢固的结晶相。因此，本发明者认为，永久磁铁整体的磁矩稳定，居里温度上升。
本发明的永久磁铁的组成比设定为RXT(100-X-Y)CY(15＜X＜40、5＜Y＜15、1.5＜(100-X-Y)/X＜4)。X的值为15以下时，得不到R5T17结晶相，矫顽力显著降低。X的值为40以上时，RT2结晶相等大量析出，因此矫顽力显著降低。Y的值为5以下时，向R5T17结晶相固溶的C量较少，居里温度上升的效果不充分，高温下得不到足够高的矫顽力。Y的值为15以上时，R3C、R2C3、RC2或非晶状态的R-C化合物大量析出，因此矫顽力降低。另外，R和T的组成比设定为1.5＜(100-X-Y)/X＜4。(100-X-Y)/X的值为1.5以下时，RT2结晶相等大量析出，因此矫顽力显著降低。(100-X-Y)/X为4以上时，α-Fe结晶相等低矫顽力成分大量析出，矫顽力显著降低。
发明效果
根据本发明，可以提供能够满足今后具有进一步増加的趋势的HEV用永久磁铁所要求的耐热性的、具有高居里温度且高温时也具有高矫顽力的永久磁铁。
附图说明
图1是实施例1的永久磁铁的磁化强度-温度曲线，是计算居里温度的切线的说明图。
具体实施方式
对用于实施本发明的方式(实施方式)详细地进行说明。本发明不受以下的实施方式记载的内容所限定。另外，以下记载的构成要素中，包含本领域技术人员容易设想的构成要素、实质上相同的构成要素。另外，以下记载的构成要素可以适当组合。
本实施方式所涉及的永久磁铁优选为R5T17结晶相的单相，但也可以含有RT2、RT3、R2T7、RT5、RT7、R2T17、RT12结晶相，只要R5T17结晶相为主相即可。在此，所谓主相是指永久磁铁中体积比率最多的结晶相。
作为主相的R5T17结晶相在永久磁铁整体中，体积比率为50％以上，优选体积比率为75％以上。R5T17结晶相的比例越多，高温时的矫顽力越增大。
在拥有本实施方式所涉及的RXT(100-X-Y)CY的组成比的永久磁铁中，R是由以Sm为必要元素的一种以上的元素构成的稀土元素，在此，稀土元素设定为Sm、Y、La、Pr、Ce、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu。优选Sm在整个稀土元素中所占的比例多，且优选相对于整个稀土元素量，Sm原子比率为50at％以上。
关于R的组成比，RXT(100-X-Y)CY的X设定为15＜X＜40。X的值为15以下时，得不到R5T17结晶相，矫顽力显著降低。另一方面，X的值为40以上时，作为低矫顽力的RT2结晶相等大量析出，矫顽力显著降低。
在拥有本实施方式所涉及的RXT(100-X-Y)CY的组成比的永久磁铁中，T为以Fe为必要元素、或者以Fe和Co为必要元素的一种以上的过渡金属元素。优选Co在整个过渡金属元素中为20at％以下。通过选择适当的Co量，能够改善饱和磁化。另外，通过Co量的増加可以提高永久磁铁的耐腐蚀性。
关于R和T的组成比，设定为1.5＜(100-X-Y)/X＜4。(100-X-Y)/X为1.5以下时，RT2结晶相大量析出，矫顽力显著降低。(100-X-Y)/X为4以上时，α-Fe结晶相等低矫顽力成分大量析出，矫顽力显著降低。
关于C的组成比，RXT(100-X-Y)CY的Y设定为5＜Y＜15。Y的值为5以下时，居里温度上升的效果不充分，在高温下得不到高矫顽力。Y的值为15以上时，R3C、R2C3、RC2或非晶状态的R-C化合物大量析出，得到的R5T17结晶相的比率减少，矫顽力降低。
拥有本实施方式所涉及的RXT(100-X-Y)CY的组成比的永久磁铁，容许含有其它元素。例如，可以适当含有Zr、Ti、Bi、Sn、Ga、Nb、Ta、Si、V、Ag、Ge、Cu、Zn等元素。另外，R也可以含有来源于原料的杂质。
拥有本实施方式所涉及的RXT(100-X-Y)CY的组成比的永久磁铁，也可以含有C以外的侵入元素，设定为由N、H、Be、P的一种以上构成的元素。
以下，对本件发明的制造方法的最佳实例进行说明。永久磁铁的制造方法有烧结法、超骤冷凝固法、蒸镀法、HDDR法等，对超骤冷凝固法的制造方法的一个例子进行说明。作为具体的超骤冷凝固法，存在单辊法、双辊法、离心骤冷法、气体雾化法等，优选使用单辊法。在单辊法中，通过从喷嘴喷出熔融合金并使其冲击冷却辊周面，使熔融合金快速冷却，获得薄带状或薄片状的骤冷合金。与其它超骤冷凝固法相比，单辊法的批量生产性高，骤冷条件的再现性良好。
作为原料，首先准备具有所要求的组成比的R-T合金。可以通过将R、T各自的原料在惰性气体、优选Ar气氛中进行电弧熔炼、或其它公知的熔炼法制作原料合金。其它元素例如和希望适当含有Zr、Ti、Bi、Sn、Ga、Nb、Ta、Si、V、Ag、Ge、Cu、Zn等时的情况一样，可以通过熔炼法来含有。
从用上述方法制作的R-T合金通过超骤冷凝固法来制作非晶合金。作为超骤冷凝固法，将如上所述制作的合金锭通过捣碎机等小片化而成的物质作为原料。使用将该小片在Ar气氛中进行高频熔炼，向以高速旋转的铜辊上喷射熔融物使其骤冷凝固的熔融纺丝法。被辊骤冷的熔融物变成被骤冷凝固为薄带状的骤冷合金。
骤冷合金因其组成比、冷却辊的圆周速度而不同，呈非晶单相、非晶相和结晶相的混相、结晶相的任一种结构形态。非晶相通过之后进行的热处理而被微晶化。作为一种标准，如果冷却辊的圆周速度大，则非晶所占有的比例就会变高。
如果加快冷却辊的圆周速度，所获得的骤冷合金就会变薄，因此获得更均质的骤冷合金。获得非晶单相的结构之后，可以通过适当的热处理获得R5T17结晶相。因而，作为本发明希望的形态，能够获得非晶合金、或者非晶合金和R5T17结晶相。因此，冷却辊的圆周速度通常设定为10～100m/s、优选15～75m/s、进一步优选25～65m/s的范围。如果冷却辊的圆周速度小于10m/s，就得不到均质的骤冷合金，难以获得所要求的结晶相，如果冷却辊的圆周速度大于100m/s，熔融合金和冷却辊周面的紧贴性就会变差，不能有效地进行传热。
骤冷合金接着被供应至结晶化处理、碳化处理。结晶化处理是在700℃～950℃下，通常是在Ar气氛中进行0.6分钟～600分钟左右。碳化处理是在450℃～600℃下，通常是在Ar+CH4或Ar+C2H6等碳化气氛中进行0.6分钟～600分钟左右。在此，通过将烃类气体的浓度调节到5重量％～25重量％，R-T合金和C进行反应，C在R5T17结晶相内部固溶。
以上是用于获得本发明的永久磁铁的基本的工序，但可以在热处理工序前、热处理工序后的任意阶段，将用熔融纺丝法得到的合金粉碎，也可以将粉碎后的合金和粘合剂混合、成形而形成粘结永久磁铁。另外，也可以将粉砕的合金通过热加工法等公知的技术形成各向异性永久磁铁。另外，也可以通过进行粉砕、磁场中成形、烧结而形成各向异性永久磁铁。
接着，对基于薄膜法的制造方法的最佳实例进行说明。
合金薄膜的制造方法有真空蒸镀法、溅射法、分子束外延法等，对其中的基于溅射法的制造方法的一个例子进行说明。
作为原料，首先准备靶材。靶材采用具有所要求的组成比的R-T合金靶材。在此，靶材的组成比和用溅射制作的膜的组成比，由于各元素的溅射率不同，有时存在偏差，需要调节。也可以使用具有两个以上的溅射机构的装置，且使用R、T各自的单元素的靶材按所要求的比例进行溅射。适当含有例如Zr、Ti、Bi、Sn、Ga、Nb、Ta、Si、V、Ag、Ge、Zn、Cu等其它元素时，同样也可以按所要求的比例进行溅射。
靶材在保管中会自表面开始产生氧化。特别是使用R等稀土元素靶材的情况下，氧化的速度很快。因此，在这些靶材的使用前，必须充分地进行溅射，形成靶材的清洁表面。
利用溅射进行成膜的基板可以选择使用各种金属、玻璃、硅、陶瓷等。但是，为了获得所要求的结晶结构，必须进行高温下的处理，在这方面，优选使用高熔点的材料。另外，有时与生成膜的紧贴性不足，作为其对策，通常是通过设置Cr或Ti、Ta、Mo等基底层而提高紧贴性。
进行溅射的成膜装置，由于优选尽量减少O等杂质元素，因此优选将真空槽进行排气，使其达到10-6Pa以下、更优选10-8Pa以下。为了保持高的真空状态，优选具有与成膜室连接的基板导入室。另外，在靶材的使用前，需要充分地进行溅射，形成靶材的清洁表面，因此，优选成膜装置在基板和靶材之间具有可在真空状态下进行操作的遮蔽机构。为了尽量减少杂质元素，溅射的方法优选能够在更低Ar气氛中进行溅射的磁控溅射法。在此，含有Fe、Co的靶材大幅减少磁控溅射的漏磁通，难以进行溅射，因此，需要恰当地选择靶材的厚度。溅射的电源使用DC、RF均可，可根据靶材适当选择。
使用上述的R-T合金靶材及基板，能够将所要求的组成比的R-T合金薄膜成膜。
溅射中，将基板保持在室温，在成膜后进行结晶化处理、碳化处理。结晶化处理设置700℃～1100℃下，在Ar气氛中进行1分钟～6000分钟左右。成膜后的各膜通常由数十nm左右的微细结晶相或非晶相构成，通过结晶化处理使晶体生长。碳化处理是在450℃～600℃下，在Ar+CH4、Ar+C2H6等碳化气氛中进行1分钟～600分钟左右。通过将烃类气体的浓度调节到5重量％～25重量％，C在R5T17结晶内部固溶。
以上，对有关用于最佳地实施本件发明的制造方法的方式进行了说明，接着，在本件发明的永久磁铁中，对分析组成比的方法进行说明。
试样的生成相的分析使用X射线衍射法(XRD：X-ray Diffractometry)。另外，试样的组成比的分析使用ICP质量分析法(ICP：Inductively Coupled Plasma MassSpectrometry)和氧气流中燃烧-红外线吸收法。
另外，试样的磁特性的测定使用振动试样型磁力计(VSM：Vibrating SampleMagnetometer)。
实施例
以下，使用实施例及比较例对本发明的内容详细地进行说明，但本发明不限定于以下的实施例。
对实施例1的永久磁铁进行说明。按表1中的组成比配合Sm、Fe，在Ar气氛中用电弧熔炼制作锭后，使用捣碎机制成小片。将该小片在Ar气氛中进行高频熔炼，通过单辊法以圆周速度40m/s进行骤冷，获得骤冷合金。将获得的骤冷合金以700℃/min进行升温，在900℃下进行1分钟结晶化处理后，进行骤冷，在600℃下实施30分钟的碳化处理，进行骤冷。结晶化处理工序是在Ar气氛中进行，碳化处理工序是在Ar+CH4气氛中进行。CH4气体浓度设定为10重量％。
将作为试样的永久磁铁的生成相通过XRD进行分析后，接着通过ICP对R量、T量进行分析，通过高频感应加热炉燃烧-红外线吸收法，对试样中的C量进行分析。补充上述分析结果，确定试样的组成比。
对各试样的磁特性的测定方法进行说明。使用振动试样型磁力计(VSM：VibratingSample Magnetometer)求得居里温度。对以90kOe磁化的试样，一边施加2kOe的磁场，一边在Ar气氛中以1℃/min升温至25℃～750℃。图1中表示实施例1的永久磁铁的磁化强度-温度曲线。在该磁化强度-温度曲线中，在切线的斜度成为最大的点引出直线，将其与温度轴的交点的温度作为居里温度。将240℃～340℃范围的居里温度作为R5T17结晶相的居里温度。另外，100℃下的矫顽力也使用VSM来求得。对以90kOe磁化的试样，在Ar气氛中使试样温度上升至100℃，从最大磁场±27kOe的磁化曲线得到矫顽力的值。
表1表示实施例1～实施例11和比较例1～比较例7的分析组成比、以及R5T17结晶相的居里温度、100℃下的矫顽力的值。
对实施例2、实施例3的永久磁铁进行说明。按表1所示的组成比配合Sm、Fe之后，和实施例1同样地制作锭，制作骤冷合金。将得到的骤冷合金，和实施例1同样地进行结晶化处理、碳化处理。即，实施例2、实施例3与实施例1比较，Sm、Fe的组成比不同。
对实施例4～实施例7的永久磁铁进行说明。按表1所示的组成比配合Sm、Fe之后，和实施例1同样地制作锭，制作骤冷合金。将得到的骤冷合金，和实施例1同样地进行结晶化处理。碳化处理工序是在600℃下，在Ar+CH4气氛中进行30分钟。在实施例4中，CH4气体浓度为5重量％，在实施例5中，CH4气体浓度为7重量％，在实施例6中，CH4气体浓度为15重量％，在实施例7中，CH4气体浓度为25重量％。即，实施例4～实施例7与实施例1相比较，碳化处理工序的CH4气体浓度不同，C的组成比不同。
对实施例8、实施例9的永久磁铁进行说明。按表1所示的组成比配合Sm、Ce、Fe之后，和实施例1同样地制作锭，制作骤冷合金。将得到的骤冷合金，和实施例1同样地进行结晶化处理、碳化处理。即，和实施例1相比较，Sm的一部分被Ce置换。
对实施例10、实施例11的永久磁铁进行说明。按表1所示的组成比配合Sm、Fe、Co之后，和实施例1同样地制作锭，制作骤冷合金。将得到的骤冷合金，和实施例1同样地进行结晶化处理、碳化处理。即，和实施例1相比较，Fe的一部分被Co置换。
对比较例1～比较例3的永久磁铁进行说明。按表1所示的组成比配合Sm、Fe之后，和实施例1同样地制作锭，制作骤冷合金。将得到的骤冷合金，和实施例1同样地进行结晶化处理、碳化处理。即，比较例1～比较例3和实施例1相比较，Sm、Fe的组成比不同。
对比较例4～比较例6的永久磁铁进行说明。按表1所示的组成比配合Sm、Fe之后，和实施例1同样地制作锭，制作骤冷合金。将得到的骤冷合金，和实施例1同样地进行结晶化处理。碳化处理工序是在600℃下，在Ar+CH4气氛中进行30分钟。在比较例4中，CH4气体浓度为0重量％，在比较例5中，CH4气体浓度为3重量％，在比较例6中，CH4气体浓度为40重量％下进行。即，比较例4～比较例6和实施例1相比较，碳化处理工序的CH4气体浓度不同，C的组成比不同。
对比较例7的永久磁铁进行说明。按表1所示的组成比配合Sm、Ce、Fe之后，和实施例1同样地制作锭，制作骤冷合金。经得到的骤冷合金，和比较例4同样地在Ar气氛中进行结晶化处理、碳化处理。即，和实施例8相比较，碳化处理工序的CH4气体浓度为0重量％，C的组成比不同。
(实施例1～实施例3、比较例1～比较例3)
进行改变R量及R和T的组成比的研究。在实施例1～实施例3中，用XRD可检测到成为主相的R5T17结晶相。另外，在磁化强度-温度曲线上，居里温度比现有的Sm5Fe17结晶相的居里温度(277℃(比较例4))高。认为这是因为，由于C侵入R5T17结晶相的晶格间，T-T间的原子间距离扩大，T-T间的交换相互作用变得更牢固。其结果是，100℃下的矫顽力也显示10kOe以上的值。在比较例1中，Sm量多且低矫顽力的SmFe2结晶相大量析出。因此，R5T17结晶相的比例变少，100℃下的矫顽力小，显示不足10kOe的值。另一方面，在比较例2中，Sm量少，α-Fe结晶相大量析出，R5T17结晶相的比例变小，因此100℃下的矫顽力变小。进而，在Sm量少的比较例3中，未检测到R5T17结晶相。因此，居里温度也不存在于240℃～340℃。
(实施例1、实施例4～实施例7、比较例4～比较例6)
通过将R和T的组成比固定，调节碳化处理中的CH4气体的浓度，进行改变C量的研究。比较例4是C未固溶的R5T17结晶相，通过使温度上升至100℃，矫顽力大幅减小，显示不足10kOe的值。在实施例1、实施例4～实施例7中，用XRD也检测到成为主相的R5T17结晶相，居里温度比现有Sm5Fe17结晶相的居里温度(277℃(比较例4))高。通过这样使适当量的C固溶，100℃下的矫顽力也显示10kOe以上的值。在比较例5中，100℃下的矫顽力不足10kOe，这是因为C量少，C固溶带来的加强交换键合的作用不够充分。比较例6中，C量多，Sm3C、Sm2C3、SmC2或非晶状态的Sm-C化合物大量析出，因此矫顽力降低。
(实施例1、实施例8、实施例9、比较例7)
将R的一部分设定为Ce进行研究。R为Sm和Ce的情况下，用XRD也可检测到R5T17结晶相。另外，通过C固溶，居里温度上升，高温下获得高矫顽力的效果也一样。
(实施例1、实施例10、实施例11)
进行改变T的组成比的研究。实施例10、实施例11是将实施例1的Fe的一部分置换为Co的组成。T为Fe和Co的情况下，用XRD也可检测到R5T17结晶相，在高温下表现出高矫顽力。
接着，对通过薄膜法制作的实施例12进行说明。
靶材是制作将通过溅射形成的膜调节为所要求的组成比的Sm-Fe合金靶材。准备硅基板作为进行成膜的基板。靶材的尺寸设为直径76.2mm，基板的尺寸设为10mm×10mm，作为充分确保膜的面均匀性的条件。
成膜装置使用可排气至10-8Pa以下、在同一槽内具有多个溅射机构的装置。在该成膜装置内安装所述Sm-Fe合金靶材和用于基底层的Mo靶材。通过使用磁控溅射法，设定1Pa的Ar气氛，利用RF电源进行溅射。还有，RF电源的功率和成膜时间根据试样的构成进行调节。
膜构成首先是将Mo进行成膜为50nm作为基底层。接着，根据各个实施例及比较例调节Sm-Fe层厚为50nm，进行溅射。
成膜中，将作为基板的硅基板保持在室温，将Mo基底层、Sm-Fe层进行成膜。将成膜的试样在Ar气氛中以700℃/min的速度升温，在900℃下进行1分钟结晶化处理后，骤冷。之后，在600℃下实施30分钟的碳化处理。碳化处理工序在Ar+CH4气氛中进行。CH4气体浓度设为10重量％。
通过垂直于表面的方向的XRD对作为试样的永久磁铁的生成相进行分析，然后，通过ICP质量分析法对R量、T量进行分析，通过高频感应加热炉燃烧-红外线吸收法对试样中的C量进行分析。补充上述分析结果，确定试样的组成比。
对各试样的磁特性的测定方法进行说明。使用VSM求得居里温度。对在面方向上以90kOe磁化的试样，一边在面方向上施加2kOe的磁场，一边在Ar气氛中以1℃/min进行升温。另外，也使用VSM求得100℃下的矫顽力。对在磁性薄膜的面方向上以90kOe磁化的试样，在Ar气氛中使试样温度上升至100℃，从面方向上最大磁场±27kOe的磁化曲线获得矫顽力的值。
表2表示通过薄膜法作成的实施例12～实施例18和比较例8～比较例13的分析组成比、以及R5T17结晶相的居里温度、100℃下的矫顽力的值。
[表2]
对实施例13～实施例14的永久磁铁进行说明。调节Sm、Fe使其成为表2中的组成比，制作薄膜。将得到的薄膜，和实施例12同样地进行结晶化处理、碳化处理。即，实施例13～实施例14与实施例12相比较，Sm、Fe的组成比不同。
对实施例15～实施例18的永久磁铁进行说明。调节Sm、Fe使其成为表2中的组成比，制作薄膜。将得到的薄膜，和实施例12同样地进行结晶化处理。碳化处理工序是在600℃下，在Ar+CH4气氛中进行30分钟。实施例15中，CH4气体浓度为5重量％，实施例16中，CH4气体浓度为7重量％，实施例17中，CH4气体浓度为15重量％，实施例18中，CH4气体浓度为25重量％。即，实施例15～实施例18与实施例12相比较，碳化处理工序的CH4气体浓度不同，C的组成比不同。
对比较例8～比较例10的永久磁铁进行说明。调节Sm、Fe使其成为表2中的组成比，制作薄膜。将得到的薄膜，和实施例12同样地进行结晶化处理。碳化处理工序是在600℃下，在Ar+CH4气氛中进行30分钟。CH4气体浓度为10重量％。即，比较例8～比较例10与实施例12相比较，Sm、Fe的组成比不同。
对比较例11～比较例13的永久磁铁进行说明。调节Sm、Fe使其成为表2中的组成比，制作薄膜。将得到的薄膜，和实施例12同样地进行结晶化处理。碳化处理工序是在600℃下，在Ar+CH4气氛中进行30分钟。在比较例11中，CH4气体浓度为0重量％，在比较例12中，CH4气体浓度为3重量％，在比较例13中，CH4气体浓度为40重量％。即，与实施例12相比较，碳化处理工序的CH4气体浓度不同，C的组成比不同。
(实施例12～实施例14、比较例8～比较例10)
进行改变R量及R和T的组成比的研究。在实施例12～实施例14中，用XRD可检测到成为主相的R5Tl7结晶相。另外，在磁化强度-温度曲线上，居里温度比现有的Sm5Fe17结晶相的居里温度(272℃(比较例11))高。认为这是因为C侵入R5Tl7结晶相的晶格间，由此T-T间的原子间距离扩大，T-T间的交换相互作用变得更加牢固。其结果是，100℃下的矫顽力也显示10kOe以上的值。在薄膜磁石中，通过恰当的R量的调节，能够制作在R5T17结晶相中固溶有C的磁铁。在比较例8中，Sm量多，低矫顽力的SmFe2结晶相大量析出。因此，R5T17结晶相的比例变少，100℃下的矫顽力显示不足10kOe的值。另外，在比较例9中，Sm量少，在结晶化处理工序中，α-Fe结晶相大量析出，R5T17结晶相的比例变小，因此100℃下的矫顽力变小。进而，在Sm量少的比较例10中，未检测到R5T17结晶相。因此，居里温度也不存在于240℃～340℃。
(实施例12、实施例15～实施例18、比较例11～比较例13)
通过将R和T的组成比固定，调节碳化处理中的CH4气体的浓度，进行使C量变化的研究。比较例11为没有固溶C的R5T17结晶相，100℃下的矫顽力不足10kOe。实施例12、实施例15～实施例18用XRD可检测到成为主相的R5T17结晶相，居里温度比Sm5Fe17结晶相(270℃(比较例11))高。通过使适当量的C固溶，100℃下的矫顽力也显示10kOe以上的值。在比较例12中，100℃下的矫顽力减小。这是因为C量少，C固溶带来的加强交换键合的作用不够充分。比较例13在100℃下的矫顽力也减小。认为这是因为C量多，Sm3C、Sm2C3、SmC2或非晶状态的Sm-C化合物大量析出，R5T17结晶相的比例减小。

Claims (15)

1.一种永久磁铁，其特征在于，
所述永久磁铁的组成比以原子比计为RXT(100-X-Y)CY，并且主相具有Nd5Fe17型晶体结构，
其中，R是由以Sm为必要元素的1种以上的元素构成的稀土元素，在此，稀土元素为Sm、Y、La、Pr、Ce、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu，
T为以Fe为必要元素、或者以Fe和Co为必要元素的一种以上的过渡金属元素，
15＜X＜40、5＜Y＜15、1.5＜(100-X-Y)/X＜4，
在将所述具有Nd5Fe17型晶体结构的主相记载为R5T17结晶相的情况下，作为主相的R5T17结晶相在永久磁铁中的体积比率为50％以上，
相对于全部稀土元素量，Sm原子比率为50at％以上。
2.根据权利要求1所述的永久磁铁，其特征在于，
在将所述具有Nd5Fe17型晶体结构的主相记载为R5T17结晶相的情况下，作为主相的R5T17结晶相在永久磁铁中的体积比率为75％以上。
3.根据权利要求1或2所述的永久磁铁，其特征在于，
稀土元素设定为Sm和Ce。
4.根据权利要求1或2所述的永久磁铁，其特征在于，
Co在全部过渡金属元素中为20at％以下。
5.根据权利要求1或2所述的永久磁铁，其特征在于，
作为R的组成比，18.7≤X≤37.1。
6.根据权利要求1或2所述的永久磁铁，其特征在于，
作为C的组成比，5.1≤Y≤14.7。
7.根据权利要求1或2所述的永久磁铁，其特征在于，
作为R和T的组成比，1.58≤(100-X-Y)/X≤3.97。
8.一种权利要求1～7中任一项所述的永久磁铁的制造方法，其特征在于，
准备具有所要求的组成比的R-T合金，
将R-T合金小片化，并将该小片在Ar气氛中进行高频熔炼，通过单辊法以圆周速度10～100m/s进行骤冷，获得骤冷合金，
将获得的骤冷合金供应至结晶化处理、碳化处理，并且，在所述碳化处理中，通过将碳化气氛中烃类气体的浓度调节到5重量％～25重量％，R-T合金和C进行反应，C在R5T17结晶相内部固溶。
9.根据权利要求8所述的永久磁铁的制造方法，其特征在于，
单辊法中，冷却辊的圆周速度设定为15～75m/s的范围。
10.根据权利要求8或9所述的永久磁铁的制造方法，其特征在于，
结晶化处理在700℃～950℃下，在Ar气氛中进行0.6分钟～600分钟。
11.根据权利要求8或9所述的永久磁铁的制造方法，其特征在于，
碳化处理在450℃～600℃下，在Ar+CH4或Ar+C2H6的碳化气氛中进行0.6分钟～600分钟。
12.一种权利要求1～7中任一项所述的永久磁铁的制造方法，其特征在于，
准备具有所要求的组成比的R-T合金靶材，
使用将真空槽进行排气使其达到10-6Pa以下的成膜装置，利用溅射进行成膜，
在成膜后进行结晶化处理、碳化处理，并且，在所述碳化处理中，通过将碳化气氛中烃类气体的浓度调节到5重量％～25重量％，C在R5T17结晶相内部固溶。
13.根据权利要求12所述的永久磁铁的制造方法，其特征在于，
成膜装置将真空槽进行排气使其达到10-8Pa以下。
14.根据权利要求12或13所述的永久磁铁的制造方法，其特征在于，
结晶化处理在700℃～1100℃下，在Ar气氛中进行1分钟～6000分钟。
15.根据权利要求12或13所述的永久磁铁的制造方法，其特征在于，
碳化处理在450℃～600℃下，在Ar+CH4或Ar+C2H6的碳化气氛中进行1分钟～600分钟。
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