CN106357014A - 旋转电机和车辆 - Google Patents

Abstract

本发明抑制了进行从低速旋转至高速旋转的可变速驱动的旋转电机的输出功率的降低。本发明的旋转电机具备永久磁石，所述永久磁石具有包含选自稀土类元素中的至少一种元素的组成。永久磁石的剩余磁化强度在1.16T以上。永久磁石的M‑H曲线上的矫顽力Hcj在1000kA/m以上。永久磁石的B‑H曲线上的回复磁导率在1.1以上。

Description

旋转电机和车辆

本申请以日本专利申请2015-140539(申请日：7/14/2015)和日本专利申请2016-131871(申请日：7/1/2016)为基础并享受上述申请的优先权。本申请通过参照上述申请而包含它们的全部内容。

技术领域

实施方式的发明涉及旋转电机和车辆。

背景技术

已知在汽车或铁道车辆中为了提高效率而使用具备Nd-Fe-B类磁石的电动机或发电机等旋转电机。Nd-Fe-B类磁石具有高磁通密度。因此，通过在旋转电机中使用Nd-Fe-B类烧结磁石，能够得到高扭矩。

上述汽车或铁道车辆用的电动机中进行从低速旋转至高速旋转的可变速驱动。此时，具备以往的Nd-Fe-B类烧结磁石的电动机虽然在低速旋转侧得到了高扭矩，但在高速旋转侧由于产生感应电压(反电动势)而导致输出功率降低。

Nd-Fe-B类烧结磁石等的永久磁石的交链磁通总是以固定的强度产生。此时，永久磁石产生的感应电压与旋转速度成比例地升高。因此，高速旋转下的电动机的电压达到电源电压的上限，输出所需要的电流流失。结果是输出功率大幅降低，进而无法在高速旋转的范围内驱动。

作为抑制高速旋转下感应电压的影响的方法，可例举例如弱磁控制法。所谓弱磁控制法，是指产生逆磁场而使磁通密度降低，使交链磁通数降低的方法。然而，对于像Nd-Fe-B类烧结磁石这样具有高磁通密度的永久磁石，则无法在高速旋转时充分降低磁通密度。

发明内容

本发明所要解决的技术问题在于抑制进行从低速旋转至高速旋转的可变速驱动的旋转电机的输出功率的降低。

实施方式的旋转电机具备永久磁石，所述永久磁石具有包含选自稀土类元素中的至少一种元素的组成。永久磁石的剩余磁化强度在1.16T以上。永久磁石的M-H曲线上的矫顽力Hcj在1000kA/m以上。永久磁石的B-H曲线上的回复磁导率在1.1以上。

附图说明

[图1]是显示本实施方式的永久磁石的磁性例的图。

[图2]是显示比较例的永久磁石的磁性例的图。

[图3]是显示利用STEM-EDX得到的明域图像的一例的图。

[图4]是显示利用STEM-EDX得到的Sm映射图像的图。

[图5]是显示利用STEM-EDX得到的氧映射图像的图。

[图6]是显示电动机的图。

[图7]是显示发电机的图。

(符号说明)

1a…曲线、1b…曲线、2a…曲线、2b…曲线、3a…曲线、3b…曲线、11…区域、12…区域、13…区域、100…永久磁石电动机、103…转子、104…铁芯、105…永久磁石、201…发电机、202…定子、203…转子、204…涡轮、205…轴、206…电刷、a…操作点、b…操作点。

具体实施方式

下面，参照附图对实施方式进行说明。另外，附图是示意性的，存在例如厚度与平面尺寸的关系、各层厚度的比例等与现实不同的情况。另外，在实施方式中，实质上相同的构成要素以相同的符号表示并省略其说明。

(第一实施方式)

在本实施方式中，对能够适用于进行从低速至高速的可变速驱动的电动机或发电机等旋转电机的永久磁石的例子进行说明。图1是显示本实施方式的永久磁石的磁性例的图，图2是显示比较例的永久磁石的磁性例的图。另外，在图1和图2中，横轴表示磁场H，纵轴表示磁通密度B或磁化强度M。

图1所示的曲线1a表示本实施方式的永久磁石的M-H曲线，曲线1b表示本实施方式的永久磁石的B-H曲线。本发明的永久磁石在B-H曲线上具有高磁化强度。另外，当利用弱磁控制法施加逆磁场时，从B-H曲线上操作点a变化到操作点b时的磁化强度的降低幅度大。即，本实施方式的永久磁石中，B-H曲线上的回复磁导率高。

回复磁导率定义如下。利用磁化机或脉冲磁场使烧结体磁石磁化。对该磁石进行磁化强度测定，得到B-H曲线。通过对该B-H曲线进行线性拟合来求得斜率。该斜率除以真空磁导率1.26×10^-6得到的值就是回复磁导率。

另外，本实施方式的永久磁石具有B-H曲线上不产生坡变点的特性。所谓坡变点(knick point)，是指由于外部磁场而使磁通密度降低时斜率变化而磁通密度急剧降低的变化点。

图2所示的曲线2a表示钕烧结磁石的M-H曲线，曲线2b表示钕烧结磁石的B-H曲线。在钕烧结磁石的场合下，如图2所示，从操作点a变化到操作点b时的磁化强度降低幅度比本实施方式的永久磁石小。也就是说，对于钕烧结磁石，即使使用弱磁控制法也难以降低磁通密度。在弱磁场中，利用由弱磁场电流产生的磁通量来抵消磁石的磁通量。但是，由弱磁场电流产生的磁通量和磁石的磁通量各自的空间波形互不相同。因此，即使抵消了空间基波成分的磁通量，空间高谐波成分也无法抵消，并会根据情况而扩大。

空间高谐波成分是高速旋转时磁芯损耗和磁石涡流损耗的原因。而且，磁石温度因磁石涡流损耗而上升，容易发生热去磁。特别是对于嵌入磁石型，磁石的磁通量接近矩形波，包含大量空间高谐波。另外，由于间隙长度短而槽波成分的空间高谐波大，问题很大。认为其原因之一在于未消除而残留下来的低次的空间高谐波被槽波改变频率而变成高次的空间高谐波。

作为降低磁通密度的方法，可例举例如使用粘结磁石。图2的曲线3a是显示钕粘结磁石的M-H曲线的图，曲线3b是显示钕粘接磁石的B-H曲线的图。如图2所示，钕粘结磁石从操作点a变化到操作点b时磁化强度减小幅度比钕烧结磁石大，即回复磁导率更高。然而，由于剩余磁化强度低且矫顽力Hcj变小的原因，具备该磁石的电动机在进行从低速至高速的可变速驱动时，难以在低速旋转下得到高扭矩。

作为回复磁导率高的磁石，除了钕粘结磁石以外，还可例举例如未完全磁化状态的Al-Ni-Co类磁石。然而，由于未完全磁化状态的Al-Ni-Co类磁石也与钕粘结磁石一样剩余磁化强度小，难以在低速旋转下得到高扭矩。另外，虽然钕磁石或钐磁石的磁化强度高，且能得到高扭矩，但是这些磁石的回复磁导率一般在1左右，难以获得回复磁导率大的特性。

与此相对，本实施方式的永久磁石的剩余磁化强度在1.16以上，M-H曲线上的矫顽力Hcj在1000kA/m以上，回复磁导率在1.15以上。剩余磁化强度优选在1.2以上。矫顽力优选在1200kA/m以上。回复磁导率优选在1.2以上。籍此，本实施方式的永久磁石除了具有高磁化强度和高矫顽力以外，还具有高回复磁导率。因此能够抑制进行从低速至高速的可变速驱动的旋转电机中输出功率的降低。

作为进行从低速至高速的可变速驱动的旋转电机的其它例子，可例举例如具有磁极转子的旋转电机，所述磁极转子使用两个以上具有不同回复磁导率的永久磁石。

上述旋转电机中设置有转子，在转子铁芯内配置多个磁极。另外，在转子的外周隔着气隙配置定子。还在定子上设置电枢绕组。利用由上述电枢绕组形成的磁场能够使构成转子磁极的永久磁石的磁通量可逆地变化。然而，由于需要两种以上的磁石，具有结构复杂、且制造工序也增多的问题。

与此相对，本实施方式的永久磁石由于通过单一磁石就具有高磁化强度与高回复磁导率两者兼备的特性，能够简化电动机或发电机等旋转电机的结构、抑制制造工序数的增加。

进一步对具有上述特性的永久磁石的例子进行说明。本实施方式的永久磁石具备具有以组成式：R_pFe_qM_rCu_tCo_100-p-q-r-t(式中，R为选自稀土类元素中的至少一种元素，M为选自Zr、Ti和Hf中的至少一种元素，p为满足10.8≤p≤12.5原子％的数值，q为满足25≤q≤40原子％的数值，r为满足0.88≤r≤3.5原子％的数值，t为满足3.5≤t≤13.5原子％的数值)表示的组成的烧结体。

上述组成式中的R是能够赋予磁石材料以大的磁各向异性的元素。作为R元素，例如可使用选自包括钇(Y)在内的稀土类元素中的一种或多种元素等，例如可使用钐(Sm)、铈(Ce)、钕(Nd)、镨(Pr)等，特别优选使用Sm。例如，在使用包括Sm在内的多种元素作为R元素的场合下，通过使Sm浓度占能够作为R元素适用的元素总量的50原子％以上，可提高磁石材料的性能、例如矫顽力。另外，优选Sm浓度占能够作为R元素适用的元素的70原子％以上，进一步优选占90以上。

通过使能够作为R元素适用的元素的浓度例如在10.8原子％以上12.5原子％以下，能够增大矫顽力。当能够作为R元素适用的元素的浓度低于10.8原子％时，大量的α-Fe析出，矫顽力减小，当能够作为R元素适用的元素的浓度超过12.5原子％时，饱和磁化强度降低。能够作为R元素适用的元素的浓度优选在10.9原子％以上12.1原子％以下，进一步优选在11.0原子％以上12.0原子％以下。

上述组成式中的M是能够以高Fe浓度的组成使大矫顽力得以呈现的元素。作为M元素，可使用例如选自钛(Ti)、锆(Zr)以及铪(Hf)中的一种或多种元素。如果M元素的含量r超过4.3原子％，则容易生成过量含有M元素的异相，矫顽力和磁化强度都容易降低。另外，如果M元素的含量r低于0.88原子％，则容易使提高Fe浓度的效果变小。即，M元素的含量r优选在0.88原子％以上3.5原子％以下。元素M的含量r进一步优选在1.14原子％以上3.4原子％以下，更进一步优选高于1.49原子％且在2.24原子％以下，再进一步优选在1.55原子％以上2.23原子％以下。

优选M元素至少含有Zr。特别是通过使M元素的50原子％以上为Zr，能够提高永久磁石的矫顽力。另一方面，M元素中的Hf特别昂贵，因此即使在使用Hf的场合下也优选其用量少。例如，Hf的含量优选低于M元素的20原子％。

Cu是能够使磁石材料呈现出高矫顽力的元素。Cu的含量优选例如在3.5原子％以上13.5原子％以下。如果掺合比该含量多的量，则磁化强度明显降低，而如果掺合比该含量少的量，则难以得到高矫顽力和良好的矩形比(日文：角型比)。Cu的含量t进一步优选在3.9原子％以上10.0原子％以下，更进一步优选在4.1原子％以上5.8原子％以下。

Fe是使磁石材料磁化的主要元素。通过大量掺合Fe能够提高磁石材料的饱和磁化强度，但如果过量掺合，则会由于α-Fe的析出或相分离而难以得到所需的晶相，有降低矫顽力之虞。因此，Fe的含量q优选在25原子％以上40原子％以下。Fe的含量q进一步优选在26原子％以上36原子％以下，更进一步优选在30原子％以上33原子％以下。

Co是在使磁石材料磁化的同时使高矫顽力得以呈现的元素。另外，如果大量掺合Co，则能够得到高的居里温度、提高磁石特性的热稳定性。如果Co的掺合量少，则这些效果变小。然而，如果过量添加Co，则Fe的比例相对减少，有导致磁化强度降低之虞。另外，通过用选自Ni、V、Cr、Mn、Al、Si、Ga、Nb、Ta、W中的一种或多种元素置换20原子％以下的Co，能够提高磁石特性、例如矫顽力。

本实施方式的永久磁石具备包含具有六方晶系Th₂Zn₁₇型晶相(2-17型晶相)的主相、和设于构成主相的晶粒之间的晶界相的二维金属组织。而且，主相包含具有2-17型晶相的晶胞相(cell phase)、具有六方晶系CaCu5型晶相(1-5型晶相)的富铜相、和片晶相(platelet phase)。

富Cu相优选以包围晶胞相的方式形成。上述结构也称为晶胞结构。另外，富Cu相还包含分割晶胞相的胞壁相。Th₂Zn₁₇型晶相的c轴优选以与易磁化轴平行的方式存在。另外，所谓平行，也包括偏离平行方向±10度以内的状态(大致平行)。

富Cu相是Cu浓度高的相。富Cu相的Cu浓度比Th₂Zn₁₇型晶相的Cu浓度高。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相例如在包括Th₂Zn₁₇型晶相的c轴在内的截面中以线状或板状存在。富Cu相的结构不作特别限定，可例举例如六方晶系CaCu₅型晶相(1-5型晶相)等。另外，永久磁石也可具有不同相的多个富Cu相。

富Cu相的磁壁能比Th₂Zn₁₇型晶相的磁壁能高，该磁壁能的差异成为磁壁移动的屏障。即，富Cu相通过发挥作为钉扎点的功能而能够抑制多个晶胞相之间的磁壁移动。特别是通过形成晶胞结构而提高了磁壁移动的抑制效果。这也被称为磁壁钉扎效果。因此，进一步优选富Cu相以包围晶胞相的形式形成。这种结构的永久磁石被称为钉扎型永久磁石。

含有25原子％以上的Fe的Sm-Co类磁石中，富Cu相的Cu浓度优选在10原子％以上60原子％以下。通过提高富Cu相的Cu浓度，能够提高矫顽力或矩形比。在Fe浓度高的范围内，容易产生富Cu相的Cu浓度不均，例如产生磁壁钉扎效果大的富Cu相和磁壁钉扎效果小的富Cu相，矫顽力和矩形比降低。

如果去除了钉扎点的磁壁发生移动，则由于仅有移动了的部分的磁化强度发生反转，磁化强度降低。在施加外部磁场之际，如果利用某种固定的磁场使磁壁一同去除钉扎点，则磁化强度不容易因为磁场的施加而降低，能够得到良好的矩形比。换言之，如果在施加磁场之际利用比矫顽力低的磁场去除钉扎点而使磁壁发生移动，则认为仅有移动了的部分的磁化强度减小，导致矩形比的恶化。

片晶相是Zr等元素M的浓度比Th₂Zn₁₇型晶相高的富M片晶相，且以垂直于Th₂Zn₁₇型晶相的c轴的方式形成。例如，当片晶相的Zr浓度比Th₂Zn₁₇型晶相高时，也可将该片晶相称为富Zr片晶相。

如上述所示，本实施方式的永久磁石的组成至少含有稀土类元素。上述磁石由于居里点高而能够在高温下实现良好的电动机特性。另外，相对于钕磁石为成核型的永久磁石，上述磁石是钉扎型的永久磁石。钕磁石如果产生反向轴则磁壁会一同反转。而本实施方式的永久磁石的磁壁移动被富Cu相抑制，通过去除钉扎点来进行磁壁的移动(磁化反转)。换言之，能够通过由Th₂Zn₁₇型晶相、富Cu相、和片晶相构成的晶胞结构的尺寸或各相的组成来抑制磁壁移动。

如果R元素的浓度高，则晶胞结构变得致密，如果R元素的浓度低，则晶胞结构变得粗糙。另外，与组成相同的烧结体相比较，晶胞结构致密的试样的胞壁相的体积分数变高，而粗糙的试样的胞壁相的体积分数变低。另外，如果比较胞壁相中的Cu浓度，则晶胞结构越是致密，Cu浓度就越低。

富Cu相影响磁壁的钉扎力，如果Cu浓度低则钉扎力变弱，矫顽力变小。而当晶胞组织粗糙且富Cu相中的Cu浓度高时，富Cu相中的每一个钉扎力都高，因而矫顽力变大。如果能够在单一烧结体中实现两种以上不同的特性，则能够在单一磁石中存在磁壁容易移动(容易磁化反转)的部位和不容易发生磁化反转的部位，产生矫顽力分布。结果是磁化曲线的斜率变陡，回复磁导率变大。而且，坡变点由于矫顽力大而存在于高磁场侧，即使施加大的磁场也不会发生不可逆的去磁。

R元素浓度的控制对于实现上述磁石而言是重要的。本发明的永久磁石通过利用氧化现象来控制R元素的浓度。在本实施方式的永久磁石中，烧结体具有以外露于烧结体表面的方式设置的含有稀土类元素的氧化物的相。含有稀土类元素的氧化物的相的厚度在50微米以上800微米以下。

本实施方式的永久磁石具有富R元素区域和贫R元素区域。例如通过氧化R-Co粉末来形成R元素的氧化物。此时，由于主相的R元素被消耗，结果是主相的R元素的浓度减少。因此，表面部的矫顽力变得比受氧化影响小的中心部大。即，在单一磁石中形成了矫顽力分布。这样的磁石的表面部的氧浓度比中心部高。当表面部的氧浓度是中心部的2倍以上时，提高回复磁导率的效果变得显著。

表面部的氧浓度定义如下。以在切断面中包含中心部附近的方式切断烧结体试样。然后，在切断面中位于距离试样表面100微米以内深度的区域中，进行20微米×20微米测定区域的EDX(能量分散型X射线光谱：EDX)面分析。对一个试样在任意位置进行5次该测定，取其平均值定义为表面部的氧浓度O_表面。

中心部的氧浓度定义如下。在上述切断面中位于距离试样表面至少500微米以上的烧结体内部的区域中，进行20微米×20微米区域的EDX面分析。对一个试样在任意位置进行5次该测定，取其平均值定义为中心部的氧浓度O中心。

当含有表面部的氧浓度O_表面对中心部的氧浓度O_中心的比(O_表面/O_中心)在2以上的R元素的氧化物的相的厚度在50微米以上时，回复磁导率的上升变得显著。但是，如果厚度超过800微米则剩余磁化强度降低，因为生成了过剩的贫Sm区域而导致矫顽力降低的影响变大。含有R元素的氧化物的相的厚度进一步优选在100微米以上500微米以下。

上述永久磁石因为含有低矫顽力成分而具有大的回复磁导率。另外，B-H曲线上的矫顽力Hcb在800kA/m以下。但是，如图1所示，由于含有高矫顽力成分，B-H曲线上的坡变点即使在超过1000kA/m的高磁场侧也不出现，不易发生去磁。为了使坡变点不在B-H曲线上出现，M-H曲线上的矫顽力Hcj优选在1000kA/m以上。而且，在本实施方式的永久磁石中，磁化强度为剩余磁化强度的90％时的磁场Hk90对矫顽力Hcj的比在70以下。籍此，本实施方式的永久磁石具有良好的矩形比。

永久磁石的组成可通过例如ICP(高频电感耦合等离子体：Inductively CoupledPlasma)发光光谱分析法、SEM-EDX(扫描电子显微镜-能量分散型X射线光谱法：SEM-EnergyDispersive X-ray Spectroscopy)、TEM-EDX(透射电子显微镜-能量分散型X射线光谱法：Transmission Electron Microscope-EDX)等来测定。各相的体积比率可通过利用电子显微镜或光学显微镜进行的观察和并用X射线衍射等来综合判断，但也可通过拍摄永久磁石的截面得到的电子显微镜照片的面积分析法来求得。使用试样具有最大面积的表面的实质上的中央部的截面来作为永久磁石的截面。

另外，Th₂Zn₁₇型晶相、富Cu相等金属组织可通过例如以下方式来认定。首先，利用扫描透射型电子显微镜(Scanning Transmission Electron Miscroscope：STEM)对试样进行观察。此时，可通过利用SEM对试样进行观察，确定晶界相的位置，并使用聚焦离子束(Focused Ion Beam：FIB)以使晶界相进入视野的方式加工试样以提高观察效率。上述试样是时效处理后的试样。此时，优选试样为未磁化的试样。

然后，使用例如利用STEM的能量分散型X射线光谱法(STEM-Energy DispersiveX-ray Spectroscopy：STEM-EDX)来测定晶胞相、富Cu相等的各元素的浓度。

在利用STEM-EDX测定各元素的浓度之际，从试样表面1mm以上内部切割出测定用的试样。另外，以100k倍的观察倍率对平行于易磁化轴(c轴)的面进行观察。由此得到的STEM明域图像的一例示于图3。另外，相同视野下的Sm映射图像示于图4，氧映射图像示于图5。

图4中，区域11是包含主相的区域。另外，相对较白的区域是Sm浓度高的区域，图5中相对较白的区域是氧浓度高的区域。此时，将图4和图5重合时，Sm浓度和氧浓度都高的区域就相当于含有R元素的氧化物的相(区域12)。在区域11和区域12之间还具有Sm浓度和氧浓度都低的区域13。由此发现在烧结体中同时形成了R元素高的区域和R元素低的区域。另外，对图4的映射图像和图5的映射图像进行比较发现白色区域的浓淡不同，这是图像处理上的问题，浓淡并不一定表示各元素的相对浓度。

另外，在各相元素的浓度测定中，也可使用三维原子探针(3-Dimension AtomProbe：3DAP)。所谓使用3DAP的分析方法，是指通过施加电压而使观察试样场致蒸发，通过利用二维检测器对场致蒸发出的离子进行检测来确定原子排列的分析方法。由到达二维检测器为止的飞行时间来鉴定离子种类，通过沿深度方向对逐个检测出的离子进行连续检测、并按照检测出的顺序排列(再构筑)离子，可得到三维的原子分布。与TEM-EDX浓度测定相比，能够更加正确地测定各晶相内的各元素浓度。

利用3DAP的各相内的元素浓度的测定按照以下所示的程序实施。首先，通过切丁使试样薄片化，然后利用FIB制作采集·原子探针(AP)用针状试样。

利用3DAP的测定是对烧结体的内部进行的。烧结体内部的测定如下所述。首先，在具有最大面积的面中的最长边的中央部以垂直于该边的方式(是曲线的情况下与中央部的切线垂直)切断得到的截面的表面部和内部测定组成。关于测定位置，设置第一基准线和第二基准线，第一基准线以上述截面中各边的1/2位置处作为起点而垂直于该边向内侧延伸至端部，第二基准线则以各角部的中央作为起点而从角部的内角角度1/2位置处向内侧延伸至端部，将从该第一基准线和第二基准线起点起距离基准线长度1％的位置、40％的位置分别定义为表面部和内部。另外，在角部为倒角等具有曲率的场合下，以延长邻边得到的交点作为边的端部(角部的中央)。在这种情况下，测定位置是从与基准线相接的部分起算的位置，而不是从交点起算的位置。

根据按照以上方式设定测定位置，例如当截面是四边形时，基准线为第一基准线和第二基准线各4条总计8条，测定位置为表面部和内部各8处。在本实施方式中，优选表面部和内部各8处全部在上述组成范围内，但至少表面部和内部各4处以上在上述组成范围内也可。在这种情况下，不是通过1条基准线来限定表面部和内部的关系。对这样限定的烧结体内部的观察面打磨使其平滑之后进行观察。例如，浓度测定中TEM-EDX的观察位置为各相内的任意20点，从各点的测定值中排除最大值和最小值而得到测定值，并求出该测定值的平均值，以该平均值作为各元素的浓度。3DAP测定也按此进行。

在使用上述3DAP的富Cu相内浓度的测定结果中，富Cu相的Cu浓度分布曲线优选更加尖锐。具体而言，Cu浓度分布曲线的半高宽(FWHM：半最大值处的全宽度)优选在5nm以下，通过这种情况可得到高矫顽力。这是因为当富Cu相内的Cu分布曲线尖锐时，晶胞相和富Cu相之间的磁壁能差急剧产生，磁壁变得更加容易被钉扎的缘故。

富Cu相中的Cu浓度分布曲线的半高宽(FWHM)按照以下方式求得。基于上述方法由3DAP的Cu分布曲线求出Cu浓度的最大值(PCu)，求出该值的半值(PCu/2)处的峰宽，即半高宽(FWHM)。对10个峰进行这样的测定，取其值的平均值定义为Cu分布曲线的半高宽(FWHM)。在Cu分布曲线的半高宽(FWHM)在3nm以下的场合下，矫顽力的提高效果进一步上升，在2nm以下的场合下，能够得到更加优异的矫顽力提高效果。

矩形比定义如下。首先，利用直流B-H追踪器测定室温下的直流磁化特性。然后，通过由测定结果得到的B-H曲线来求出作为磁石基本特性的剩余磁化强度M_r和矫顽力Hcj以及最大磁能积(BH)max。这里，利用M_r通过下式(1)求出理论最大值(BH)max。

(BH)max(理论值)＝M_r ²/4μ₀…(1)

矩形比通过测定得到的(BH)max与(BH)max(理论值)的比来评价，利用下式(2)求得。

(BH)max(实测值)/(BH)max(理论值)×100…(2)

下面，对永久磁石的制造方法的例子进行说明。首先，调制含有合成永久磁石所必须的规定元素的合金粉末。然后，将合金粉末填充于设置在电磁石中的金属模具内，一边施加磁场一边加压成形，藉此来制造使晶轴取向的压粉体。

例如，可通过对采用电弧熔化法或高频熔化法铸造熔融金属得到的合金铸锭进行粉碎来调制合金粉末。合金粉末可通过混合组成各异的多种粉末来形成所需的组成。另外，也可采用机械合金化法、机械打磨法、气相原子化法等来调制合金粉末。在使用铸轧法(strip cast)的合金薄带的制作中，通过制作片状的合金薄带，然后粉碎该合金薄带来调制合金粉末。例如，可通过向以0.1米/秒以上20米/秒以下的转速旋转的冷却辊倾注熔融合金，来制造厚度在1mm以下的连续凝固形成的薄带。当转速低于0.1米/秒时，容易在薄带中产生组成不均。另外，当转速超过20米/秒时，存在晶粒过度微细化等磁性降低的情况。冷却辊的转速在0.3米/秒以上15米/秒以下，更优选在0.5米/秒以上12米/秒以下。

进而，通过对上述合金粉末或粉碎前的合金材料施加热处理，能够使该材料均质化。例如，可使用喷磨机、球磨机等来粉碎材料。另外，通过在惰性气氛或有机溶剂中粉碎材料，能够防止粉末的氧化。

如果粉碎后的粉末的平均粒径在2微米以上5微米以下、且粒径在2微米以上10微米以下的粉末的比例占粉末全体的80％以上，则取向度变高，另外，矫顽力变大。为了实现这种情况而优选利用喷磨机来粉碎。

例如当利用球磨机来粉碎时，即使粉末的平均粒径在2微米以上5微米以下，也会含有大量粒径在亚微米级别的微粉末。如果该微粉末凝集，则在压制时的磁场取向中TbCu₇相中的结晶的c轴难以集中至易磁化轴方向上，取向度容易变差。另外，这样的微粉末存在增加烧结体中氧化物的量、降低矫顽力之虞。特别是当Fe浓度在25原子％以上时，希望在粉碎后的粉末中，粒径在10微米以上的粉末的比例占粉末全体的10％以下。当Fe浓度在25原子％以上时，作为原材料的铸锭中的异相的量增加。在该异相中，不仅粉末的量增加，粒径也有增大的倾向，存在粒径在20微米以上的情况。

在粉碎这样的铸锭之际，例如粒径在15微米以上的粉末会就此成为异相粉末。如果对含有这种异相粗粉末的粉碎粉末在磁场中进行压制、制成烧结体，则异相残留，会引起矫顽力的降低、磁化强度的降低、矩形性的降低等。如果矩形性降低，则会变得难以磁化。特别是装配至转子等后难以磁化。由此，通过使粒径在10微米以上的粉末占全体的10％以下，能够在含有25原子％以上的Fe的高Fe浓度组成下抑制矩形比的降低、同时增大矫顽力。

在本实施方式的永久磁石的制造方法中，对利用加压成形得到的压粉成形体进行氧化处理。通过进行氧化处理，能够在烧结前使氧分子吸附在压粉成形体的表面。对最终产品即使进行氧化处理，效果也不大。这是因为最终产品中只有试样表面被氧化的缘故。需要含有R元素的氧化物的相的厚度至少在50微米以上。为了使该厚度在50微米以上，需要在进行烧结前进行氧化处理。但是，如果氧化到必要程度以上，则磁石全体发生氧化，产生磁化强度或矫顽力降低等不利影响。

在本实施方式的永久磁石的制造方法中，通过在由湿度在20％以上50％以下的大气构成的气氛中，将压粉成形体在15℃以上35℃以下的温度下放置2小时以上且不足24小时的时间，来进行氧化处理。

在包括湿度低于20％、温度低于15℃、时间不足2小时、以及气氛由惰性气体构成在内的至少一种条件下进行氧化处理的场合下，氧分子无法充分附着于烧结体上。此时，含有R元素的氧化物的相的厚度小于50微米，回复磁导率小于1.1。而在包括湿度超过50％、温度超过35℃、以及时间超过24小时在内的至少一种条件下进行氧化处理的场合下，氧分子过剩地附着于烧结体上。此时，含有R元素的氧化物的相的厚度超过800微米，磁化强度和矫顽力显著降低。氧化处理中优选湿度进一步优选在23％以上45％以下。温度进一步优选在20℃以上30℃以下。时间进一步优选在6小时以上且不足12小时。

然后，进行烧结。在烧结中，通过将上述压粉体在1180℃以上1220℃以下的温度下保持1小时以上15小时以下来进行热处理。例如当保持温度低于1180℃时，所生成的烧结体的密度容易降低。而当保持温度高于1220℃时，由于粉末中的Sm等R元素过度蒸发等原因而导致磁性降低。进一步优选的保持温度在1190℃以上1210℃以下。另一方面，保持时间不足1小时的情况下，由于密度容易变得不均而容易导致磁化强度降低，进而由于烧结体的结晶粒径变小且晶界相比例升高，磁化强度容易降低。而如果热处理时间超过15小时，则粉末中的R元素过度蒸发，有磁性降低之虞。进一步优选的保持时间在2小时以上13小时以下，更进一步优选在3小时以上10小时以下。另外，通过在真空或氩气中进行热处理，能够抑制氧化。另外，通过在达到保持温度附近、例如1100℃以上1200℃以下之前维持真空，并随后切换成Ar气氛进行等温保持，能够提高烧结体的密度。

在本实施方式的永久磁石的制造方法中，通过对利用氧化处理而吸附有氧分子的压粉成形体进行烧结，能够形成厚度在50微米以上的含有R元素的氧化物的相。以往，在形成压粉成形体之后尽可能早地进行烧结，或者将压粉成形体保管在惰性气氛中。与此相对，本实施方式的永久磁石通过对利用氧化处理而吸附有氧分子的压粉成形体进行烧结，能够形成含有R元素的氧化物的相。

利用上述制造方法，能够在需要范围内在表面部而不是在中心部形成含有R元素的氧化物的相。另外，能够使含有R元素的氧化物的相的厚度在50微米以上800微米以下。

然后，进行高品质化处理。在高品质化处理中，通过在比烧结时的热处理温度低10℃以上且比固溶处理时的热处理温度高10℃以上的温度下保持2小时以上12小时以下来进行热处理。当不在比烧结时的热处理温度低10℃以上的温度下进行热处理时，无法充分去除烧结中生成的来自于液相的异相。该异相常常取向性低，如果该异相存在则晶粒的结晶方位容易偏离易磁化轴，不仅矩形比降低，磁化强度也容易降低。另外，在固溶处理中，从温度低、元素扩散速度的角度来看，难以充分去除烧结中生成的异相。存在晶粒生长速度慢、无法得到足够的结晶粒径的可能性，无法期待矩形比的改善。与此相对，通过在比固溶处理时的保持温度高10℃以上的温度下进行高品质化处理，能够充分去除上述异相，使构成主相的晶粒变大。

高品质化处理时的保持温度例如优选在1130℃以上1190℃以下。当保持温度低于1130℃或超过1190℃时，存在矩形比降低的情况。另外，热处理时间不足2小时的情况下，扩散不充分，异相未充分去除，矩形比改善的效果小。而热处理时间超过12小时的情况下，Sm等R元素蒸发，有无法得到良好的磁性之虞，另外，高品质化处理中的热处理时间优选在4小时以上10小时以下，进一步优选在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氛中进行高品质化处理。

此时，通过使高品质化处理中的炉膛(chamber)内压力为正压，能够提高抑制异相生成的效果。藉此，由于能够抑制R元素的过度蒸发而能够抑制矫顽力的降低。炉膛内的压力例如优选在0.15MPa以上15MPa以下，进一步优选在0.2MPa以上10MPa以下，更进一步优选在1.0MPa以上5.0MPa以下。

然后，进行固溶处理。固溶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。在固溶处理中，通过在1090℃以上且低于1170℃的温度下保持3小时以上28小时以下来进行热处理。

固溶处理时的保持温度低于1090℃或在1170℃以上的情况下，存在于固溶处理后的试样中的TbCu₇型晶相的比例小，有磁性降低之虞。保持温度优选在1100℃以上1165℃以下。固溶处理时的保持时间不足3小时的情况下，构成相容易变得不均一，矫顽力容易降低，金属组织的结晶粒径容易变小，晶界相比例变高，磁化强度容易降低。另外，固溶处理时的保持温度超过28小时的情况下，由于烧结体中的R元素蒸发等原因而有磁性降低之虞。保持时间优选在4小时以上24小时以下，进一步优选在10小时以上18小时以下。另外，通过在真空中或氩气等惰性气氛中进行固溶处理，能够抑制粉末的氧化。

然后，对骤冷后的烧结体进行时效处理。所谓时效处理，是指控制金属组织而提高磁石的矫顽力的处理，其目的在于使磁石的金属组织相分离成多个相。

在时效处理中，在升温至760℃以上850℃以下的温度之后，在该到达温度下保持20小时以上60小时以下(第一保持)。然后，以0.2℃/分钟以上2.0℃/分钟以下的冷却速度缓慢冷却至350℃以上650℃以下的温度之后，在该到达温度下保持0.5小时以上8小时以下(第二保持)，藉此来进行热处理。随后，冷却至室温。通过以上方法能够得到烧结体磁石。

在第一保持中，当保持温度比850℃高时，晶胞相变得粗大，矩形比容易降低。而当保持温度低于760℃时，无法充分得到晶胞结构，难以呈现矫顽力。第一保持中的保持温度例如进一步优选在780℃以上840℃以下。另外，在第一保持中，保持时间不足20小时的情况下，晶胞结构变得不充分，难以呈现矫顽力。而在保持时间比60小时还长的情况下，胞壁相变得过厚，矩形比有劣化的可能。第一保持中的保持时间例如进一步优选在25小时以上40小时以下。

当缓慢冷却时的冷却速度低于0.2℃/分钟时，胞壁相变得过厚，磁化强度容易降低。而当冷却速度超过2.0℃/分钟时，无法充分得到晶胞相与胞壁相之间的Cu浓度差，矫顽力容易降低。缓慢冷却时的冷却速度例如进一步优选在0.4℃/分钟以上1.5℃/分钟以下，更进一步优选在0.5℃/分钟以上1.3℃/分钟以下。另外，当缓慢冷却至低于350℃的温度时，容易生成如上所述的低温异相。而当缓慢冷却至超过650℃的温度时，无法充分提高富Cu相的Cu浓度，存在无法得到足够的矫顽力的情况。另外，第二保持中的保持时间超过8小时的情况下，会生成低温异相，存在无法得到足够磁性的可能性。

另外，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、再从该温度进行缓慢冷却。还可以将上述时效处理作为本时效处理，在本时效处理之前进行预时效处理，该预时效处理通过在比第一保持中的保持温度低的温度下保持比第一保持中的保持时间短的时间来进行。通过上述缓慢冷却时的保持或预时效处理，能够进一步提高矩形比。

(第二实施方式)

第一实施方式的永久磁石能够用于各种电动机或发电机等旋转电机。还能作为磁通量可变的电动机的固定磁石或可变磁石使用。通过使用第一实施方式的永久磁石，可构成各种电动机。将第一实施方式的永久磁石适用于磁通量可变的电动机的情况下，对于磁通量可变的电动机的结构或驱动系统，可适用例如日本专利特开2008-29148号公报或日本专利特开2008-43172号公报所公开的技术。

下面，参照附图对具备上述永久磁石的电动机进行说明。图6是显示本实施方式中的永久磁石电动机的图。图6中所示的永久磁石电动机100中，转子(旋转子)103配置于定子(固定子)102内。在转子103的铁芯104中配置有作为第一实施方式的永久磁石的永久磁石105。使永久磁石105的磁通密度(磁通量)可变。永久磁石105由于其磁化方向与Q轴方向正交而不受Q轴电流的影响，能够通过D轴电流而磁化。转子103中设置有磁化线圈(未图示)。通过使电流从磁化电路流过该磁化线圈，形成了其磁场直接作用于永久磁石105的结构。

作为永久磁石105，可使用第一实施方式的永久磁石。籍此，即使是在进行从低速至高速的可变速驱动的场合下，也能够抑制高速旋转时输出功率的降低。

图7显示发电机。图7所示的发电机201具备使用上述永久磁石的定子(固定子)202。配置于定子(固定子)202内侧的转子(旋转子)203通过轴205与设置在发电机201一端的涡轮204连接。涡轮204利用例如从外部供给的流体来旋转。另外，也可以通过对汽车等车辆的再生能量等的动态旋转进行传递，来代替利用流体旋转的涡轮204，使轴205旋转。对于定子202和转子203，可采用各种已知的结构。

轴205与相对于转子203配置在与涡轮204相反的一侧的整流器(未图示)接触，由转子203的旋转而产生的电动势作为发电机201的输出通过相分离母线和主变压器(未图示)而升压至系统电压并输电。发电机201可以是通常的发电机以及磁通量可变的发电机中的任一种。另外，转子203通过伴随来源于涡轮204的静电或发电的轴电流而发生带电。因此，发电机201具备用于使带电的转子203放电的电刷206。具备第一实施方式的永久磁石的发电机适合用于例如用于要求高输出·小型化的混合动力汽车或电动汽车、铁道等车辆的发电机。

另外，对本发明的若干种实施方式进行了说明，但这些实施方式只是作为例子提出，并非旨在对发明的范围进行限定。这些新的实施方式可通过其他各种方式实施得到，在不脱离发明宗旨的范围内，可以进行各种省略、替代、变更。这些实施方式及其变化形式包含在发明的范围或宗旨内，并且包含在本申请的权利要求书中记载的发明及其均等的范围内。

上述实施方式可归纳成以下的技术方案。

(技术方案1)

一种旋转电机，该旋转电机是具备永久磁石的旋转电机，该永久磁石具有包含选自稀土类元素中的至少一种元素的组成，上述永久磁石的剩余磁化强度在1.16T以上，M-H曲线上的矫顽力Hcj在1000kA/m以上，B-H曲线上的回复磁导率在1.1以上。

(技术方案2)

根据上述技术方案1，上述永久磁石中，上述B-H曲线上的矫顽力Hcb在800kA/m以下，磁化强度为剩余磁化强度的90％时的磁场Hk90对上述矫顽力Hcj的比在70以下。

(技术方案3)

根据上述技术方案1或2，上述永久磁石具备具有上述组成的烧结体，上述烧结体具有以外露于上述烧结体表面的方式设置的含有上述稀土类元素的氧化物的相，含有上述稀土类元素的氧化物的相的厚度在50微米以上800微米以下。

(技术方案4)

根据上述技术方案3，距离所述烧结体表面100微米以内深度处的第一区域的氧浓度是距离所述烧结体表面500微米以上深度处的第二区域的氧浓度的2倍以上。

(技术方案5)

根据上述技术方案3或4，上述烧结体具备包含具有Th₂Zn₁₇型晶相的主相的金属组织，上述主相包含具有上述Th₂Zn₁₇型晶相的晶胞相、和Cu浓度比所述晶胞相更高的富Cu相。

(技术方案6)

根据上述技术方案1～5中的任一项，上述组成以组成式：R_pFe_qM_rCu_tCo_100-p-q-r-t(式中，R为选自稀土类元素中的至少一种元素，M为选自Zr、Ti和Hf中的至少一种元素，p为满足10.8≤p≤12.5原子％的数值，q为满足25≤q≤40原子％的数值，r为满足0.88≤r≤3.5原子％的数值，t为满足3.5≤t≤13.5原子％的数值)表示。

(技术方案7)

根据上述技术方案6，上述组成式中的元素R的50原子％以上为Sm，上述组成式中的元素M的50原子％以上为Zr。

(技术方案8)

根据上述技术方案1～7中的任一项，上述旋转电机具备定子、和配置于上述定子内侧的转子，上述转子或上述定子具备上述永久磁石。

(技术方案9)

根据上述技术方案8，上述转子通过轴与涡轮连接。

(技术方案10)

一种车辆，其具备上述技术方案8中记载的旋转电机。

(技术方案11)

根据上述技术方案10，上述转子与轴连接，旋转传递至上述轴上。

实施例

在本实施例中，对能够适用于进行从低速旋转至高速旋转的可变速驱动的电动机的永久磁石的具体例子进行说明。

(实施例1、实施例2)

在将永久磁石中所使用的各种原料按规定比例称量并混合之后，在Ar气氛中进行电弧熔化而制成合金铸锭。在将上述合金铸锭在1160℃下保持19小时而进行热处理之后，对合金铸锭实施粗粉碎和利用喷磨机进行的粉碎，调制成作为磁石原料粉末的合金粉末。将所得到的合金粉末在磁场中压制成形，从而制成压缩成形体。

然后，如表2所示，通过将压缩成形体在30％的湿度、23℃的温度下放置2.5小时来进行氧化处理。再将合金粉末的压缩成形体配置在烧结炉的炉膛内，在使炉膛内为真空状态之后升温至1175℃，在到达温度下保持30分钟，随后导入Ar气，在Ar气氛中升温至1200℃，在到达温度下保持6小时而进行烧结。然后，在Ar气氛中，使炉膛内的压力为0.5MPa，，在1185℃下保持3小时，藉此来进行高品质化处理。然后，以5.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至1170℃，在到达温度下保持12小时而进行固溶处理，随后冷却至室温。另外，固溶处理后的冷却速度为180℃/分钟。

然后，将固溶处理后的烧结体升温至750℃，在到达温度下保持1小时之后，以1.5℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至350℃。然后，升温至835℃，在到达温度下保持35小时而作为时效处理。随后，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。随后，冷却至室温，从而得到磁石。

另外，利用电感耦合发光等离子体(Inductively Coupled Plasma：ICP)法来进行磁石的组成分析。另外，利用ICP法进行的组成分析按照以下程序进行。首先，利用研钵对从所述的测定位置采集得到的试样进行粉碎，量取一定量的粉碎了的试样，放入石英制的烧杯中。再将混合酸(含硝酸和盐酸的酸)加入烧杯中，在加热板上加热至140℃左右，使烧杯中的试样完全溶解。再于放置冷却后，用PFA制的容量瓶移取而定容，以作为试样溶液。

然后，利用ICP发光光谱分析装置通过校正曲线法来对上述试样溶液的所含成分进行定量。作为ICP发光光谱分析装置，可使用精工仪器株式会社(エスアイアイ·ナノテクノロジー)制造的SPS4000。所得到的磁石的组成如表1所示。另外，对中心部的氧浓度O_中心、表面部的氧浓度O_表面、含有R元素的氧化物的相的厚度、回复磁导率、矫顽力Hcj、以及剩余磁化强度进行测定。其结果示于表3。另外，作为各实施例和比较例中的测定装置，使用了日立高科技株式会社(日立ハイテク)制造的HD2300。

(实施例3、实施例4、实施例5)

将各原料按规定比例称量并混合后，在Ar气氛下进行高频熔化而制成合金铸锭。对合金铸锭实施了粗粉碎之后，进行1160℃、2小时的热处理，通过骤冷来冷却至室温。再实施粗粉碎和利用喷磨机进行的粉碎，调制成作为磁石原料粉末的合金粉末。再将上述合金粉末在磁场中压制成形，从而制成压缩成形体。

然后，如表2所示，通过将压缩成形体在36％的湿度、18℃的温度下放置20小时来进行氧化处理。再将合金粉末的压缩成形体配置在烧结炉的炉膛内，在使炉膛内达到8.8×10^-3Pa的真空状态之后升温至1175℃，在到达温度下保持60分钟，随后向炉膛内导入Ar气。将处于Ar气氛中的炉膛内的温度升温至1195℃，在到达温度下保持5小时而进行烧结。然后，在Ar气氛中，使炉膛内的压力为0.2MPa，在1160℃下保持2小时，藉此来进行高品质化处理。然后，以5.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至1130℃，在到达温度下保持20小时而进行固溶处理，随后冷却至室温。另外，固溶处理后的冷却速度为150℃/分钟。

然后，将固溶处理后的烧结体升温至700℃、在到达温度下保持0.5小时之后，继续进行升温至850℃、在到达温度下保持50小时的时效处理。随后，以0.75℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至450℃，在到达温度下保持4小时。随后，以0.5℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至380℃，在到达温度下保持1小时。随后，通过炉冷至室温，从而得到磁石。

再利用上述ICP发光光谱分析装置通过校正曲线法来对上述试样溶液的所含成分进行定量。所得到的磁石的组成如表1所示。另外，按照与其它实施例相同的方式对中心部的氧浓度O_中心、表面部的氧浓度O_表面、含有R元素的氧化物的相的厚度、回复磁导率、矫顽力Hcj、以及剩余磁化强度进行测定。其结果示于表3。

(实施例6、实施例7)

将各原料按规定比例称量并混合后，在Ar气氛下进行高频熔化而制成合金铸锭。对合金铸锭实施了粗粉碎之后，进行1170℃、10小时的热处理，通过骤冷来冷却至室温。再实施粗粉碎和利用喷磨机进行的粉碎，调制成作为磁石原料粉末的合金粉末。再将上述合金粉末在磁场中压制成形，从而制成压缩成形体。

然后，如表2所示，通过将压缩成形体在24％的湿度、28℃的温度下放置12小时来进行氧化处理。然后，将压缩成形体配置在烧结炉的炉膛内，在使炉膛内达到7.5×10^-3Pa的真空状态之后升温至1165℃，在到达温度下保持10分钟，随后向炉膛内导入Ar气。将处于Ar气氛中的炉膛内的温度升温至1185℃，在到达温度下保持5小时而进行烧结。然后，在Ar气氛中，使炉膛内的压力为0.7MPa，在1160℃下保持10小时，藉此来进行高品质化处理。然后，以5.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至1115℃，在到达温度下保持12小时而进行固溶处理，随后冷却至室温。另外，固溶处理后的冷却速度为220℃/分钟。

然后，将固溶处理后的烧结体升温至660℃、在到达温度下保持1小时之后，继续进行升温至840℃、在到达温度下保持50小时的时效处理。随后，以0.6℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至500℃，在到达温度下保持1小时。随后，以0.5℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至400℃，在到达温度下保持1小时。随后，炉冷至室温，从而得到磁石。

按照与其它实施例相同的方式利用ICP法确认上述各磁石的组成。所得到的磁石的组成如表1所示。另外，按照与其它实施例相同的方式对中心部的氧浓度O_中心、表面部的氧浓度O_表面、含有R元素的氧化物的相的厚度、回复磁导率、矫顽力Hcj、以及剩余磁化强度进行测定。其结果示于表3。

(实施例8)

将各原料按规定比例称量并混合后，在Ar气氛下进行高频熔化而制成合金铸锭。对上述合金铸锭实施了粗粉碎之后，进行1160℃、12小时的热处理，通过骤冷来冷却至室温。再实施粗粉碎和利用喷磨机进行的粉碎，调制成作为磁石原料粉末的合金粉末。再将上述合金粉末在磁场中压制成形，从而制成压缩成形体。

然后，如表2所示，通过将压缩成形体在26％的湿度、23℃的温度下放置8小时来进行氧化处理。再将合金粉末的压缩成形体配置在烧结炉的炉膛内，在使炉膛内达到7.5×10^-3Pa的真空状态之后升温至1165℃，在到达温度下保持60分钟，随后向炉膛内导入Ar气。将处于Ar气氛中的炉膛内的温度升温至1195℃，在到达温度下保持5小时而进行烧结。然后，在Ar气氛中，使炉膛内的压力为0.5MPa，在1170℃下保持6小时，藉此来进行高品质化处理。然后，以5.0℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至1140℃，在到达温度下保持8小时而进行固溶处理，随后冷却至室温。另外，固溶处理后的冷却速度为190℃/分钟。

然后，将固溶处理后的烧结体升温至690℃、在到达温度下保持2小时之后，继续进行升温至830℃、在到达温度下保持45小时的时效处理。随后，以0.7℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至600℃，在到达温度下保持2小时。随后，以5℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至400℃，在到达温度下保持1小时。随后，炉冷至室温，从而得到磁石。

按照与其它实施例相同的方式利用ICP法确认上述各磁石的组成。所得到的磁石的组成如表1所示。另外，按照与其它实施例相同的方式对中心部的氧浓度O_中心、表面部的氧浓度O_表面、含有R元素的氧化物的相的厚度、回复磁导率、矫顽力Hcj、以及剩余磁化强度进行测定。其结果示于表3。

(实施例9～实施例14)

使用与实施例8相同组成的合金粉末作为原料，以相同的方法在磁场中压制成形，从而制成压缩成形体。

然后进行氧化处理。如表2所示，在实施例9中，通过将压缩成形体在26％的湿度、23℃的温度下放置4小时来进行氧化处理。在实施例10中，通过将压缩成形体在26％的湿度、23℃的温度下放置22小时来进行氧化处理。在实施例11中，通过将压缩成形体在26％的湿度、17℃的温度下放置8小时来进行氧化处理。在实施例12中，通过将压缩成形体在26％的湿度、32℃的温度下放置8小时来进行氧化处理。在实施例13中，通过将压缩成形体在22％的湿度、23℃的温度下放置8小时来进行氧化处理。在实施例14中，通过将压缩成形体在44％的湿度、22℃的温度下放置8小时来进行氧化处理。

然后，将合金粉末的压缩成形体配置在烧结炉的炉膛内，在与实施例8相同的条件下进行直到烧结为止的工序，随后在与实施例8相同的条件下进行高品质化处理、固溶处理、时效处理，从而得到磁石。

按照与其它实施例相同的方式利用ICP法确认上述各磁石的组成。所得到的磁石的组成如表1所示。另外，按照与其它实施例相同的方式对中心部的氧浓度O_中心、表面部的氧浓度O_表面、含有R元素的氧化物的相的厚度、回复磁导率、矫顽力Hcj、以及剩余磁化强度进行测定。其结果示于表3。

(比较例1)

以与实施例1相同的方法制成具有表1所示组成的磁石。按照与实施例相同的方式对中心部的氧浓度O_中心、表面部的氧浓度O_表面、氧化物区域的厚度、矫顽力Hcj、以及剩余磁化强度进行测定。其结果示于表3。另外，由于矫顽力低于1000kA/m且在B-H曲线上产生了坡变点，因此无法测定回复磁导率。比较例4、6、8也是相同情况。

(比较例2)

以与实施例4相同的方法制成具有表1所示组成的磁石。按照与实施例相同的方式对中心部的氧浓度O_中心、表面部的氧浓度O_表面、含有R元素的氧化物的相的厚度、回复磁导率、矫顽力Hcj、以及剩余磁化强度进行测定。其结果示于表3。

(比较例3～比较例8)

使用与实施例8相同组成的合金粉末作为原料，以相同的方法在磁场中压制成形，从而制成压缩成形体。

然后进行氧化处理。如表2所示，在比较例3中，通过将压缩成形体在26％的湿度、23℃的温度下放置0.5小时来进行氧化处理。在比较例4中，通过将压缩成形体在26％的湿度、23℃的温度下放置36小时来进行氧化处理。在比较例5中，通过将压缩成形体在26％的湿度、10℃的温度下放置8小时来进行氧化处理。在比较例6中，通过将压缩成形体在26％的湿度、46℃的温度下放置8小时来进行氧化处理。在比较例7中，通过将压缩成形体在15％的湿度、23℃的温度下放置8小时来进行氧化处理。在比较例8中，通过将压缩成形体在80％的湿度、23℃的温度下放置8小时来进行氧化处理。

然后，将合金粉末的压缩成形体配置在烧结炉的炉膛内，在与实施例8相同的条件下进行直到烧结为止的工序，随后在与实施例8相同的条件下进行高品质化处理、固溶处理、时效处理，从而得到磁石。

按照与实施例相同的方式利用ICP法确认上述各磁石的组成。所得到的磁石的组成如表1所示。另外，按照与其它实施例相同的方式对中心部的氧浓度O_中心、表面部的氧浓度O_表面、含有R元素的氧化物的相的厚度、回复磁导率、矫顽力Hcj、以及剩余磁化强度进行测定。其结果示于表3。

如表1～表3明确所示，与例如Sm浓度高的比较例1或Zr浓度高的比较例2的永久磁石相比，实施例1～实施例14的永久磁石呈现出高回复磁导率、高矫顽力、和高磁化强度。由此可知，通过对构成永久磁石的各元素的量进行调整，能够提高磁石特性。

与例如氧化处理时间不足2小时的比较例3的永久磁石和氧化处理时间超过24小时的比较例4的永久磁石相比，实施例8～实施例14的永久磁石呈现出高回复磁导率、高矫顽力、和高磁化强度。由此可知，通过以规定时间进行氧化处理，能够提高磁石特性。

与例如氧化处理温度低于15℃的比较例5的永久磁石和氧化处理温度超过35℃的比较例6的永久磁石相比，实施例8～实施例14的永久磁石呈现出高回复磁导率、高矫顽力、和高磁化强度。由此可知，通过以规定温度进行氧化处理，能够提高磁石特性。

与例如氧化处理湿度低于20％的比较例7的永久磁石和氧化处理湿度超过50％的比较例8的永久磁石相比，实施例8～实施例14的永久磁石呈现出高回复磁导率、高矫顽力、和高磁化强度。由此可知，通过以规定温度进行氧化处理，能够提高磁石特性。

如上所述，实施例1～实施例14的永久磁石通过对主相的中心部的氧浓度O_中心、表面部的氧浓度O_表面、含有R元素的氧化物的相的厚度进行控制，呈现出高回复磁导率、高矫顽力、和高磁化强度。由此可知，实施例1～实施例14的永久磁石的磁石特性方面优异。另外，在电动机等旋转电机中高速旋转下使用弱磁控制法的情况下，由于不需要弱磁控制法所产生的电流，因此能够降低损耗，提高效率。

[表1]

[表2]

[表3]

Claims (10)

1.一种旋转电机，该旋转电机是具备永久磁石的旋转电机，所述永久磁石具有包含选自稀土类元素中的至少一种元素的组成，

所述永久磁石的剩余磁化强度在1.16T以上，M-H曲线上的矫顽力Hcj在1000kA/m以上，B-H曲线上的回复磁导率在1.1以上。

2.如权利要求1所述的旋转电机，其特征在于，所述永久磁石的所述B-H曲线上的矫顽力Hcb在800kA/m以下，

磁化强度为剩余磁化强度的90％时的磁场Hk90对所述矫顽力Hcj的比在70以下。

3.如权利要求1或2所述的旋转电机，其特征在于，所述永久磁石具备具有所述组成的烧结体，

所述烧结体具有以外露于所述烧结体表面的方式设置的含有所述稀土类元素的氧化物的相，

含有所述稀土类元素的氧化物的相的厚度在50微米以上800微米以下。

4.如权利要求3所述的永久磁石，其特征在于，距离所述烧结体表面100微米以内深度处的第一区域的氧浓度是距离所述烧结体表面500微米以上深度处的第二区域的氧浓度的2倍以上。

5.如权利要求3或4所述的旋转电机，其特征在于，所述烧结体具备包含具有Th₂Zn₁₇型晶相的主相的金属组织，

所述主相包含具有所述Th₂Zn₁₇型晶相的晶胞相、和Cu浓度比所述晶胞相高的富Cu相。

6.如权利要求1～5中任一项所述的旋转电机，其特征在于，所述组成以组成式：R_pFe_qM_rCu_tCo_100-p-q-r-t表示，

式中，R为选自稀土类元素中的至少一种元素，M为选自Zr、Ti和Hf中的至少一种元素，p为满足10.8≤p≤12.5原子％的数值，q为满足25≤q≤40原子％的数值，r为满足0.88≤r≤3.5原子％的数值，t为满足3.5≤t≤13.5原子％的数值。

7.如权利要求6所述的旋转电机，其特征在于，所述组成式中的元素R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1～7中任一项所述的旋转电机，其特征在于，具备：

定子、和

配置于所述定子内侧的转子，

所述转子或所述定子具备所述永久磁石。

9.如权利要求8所述的旋转电机，其特征在于，所述转子通过轴与涡轮连接。

10.一种车辆，其特征在于，具备权利要求8所述的旋转电机。