CN107201463A - 永久磁铁、旋转电机及车辆 - Google Patents

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Abstract

实施方式的永久磁铁具有一种烧结体，该烧结体具有以RpFeqMrCusCo100‑p‑q‑r‑s(R是选自稀土元素的至少一种元素，M是选自Zr、Ti和Hf的至少一种元素，10.5≤p≤12.5原子％，4≤q≤40原子％，0.88≤r≤4.5原子％，3.5≤s≤10.7原子％)表示的组成，具有包括晶粒和晶粒的晶界的组织，所述晶粒由包含Th2Zn17型晶相的主相构成。烧结体的组织中，晶粒的平均粒径为50μm以上100μm以下，且结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例在75％以上。

Description

永久磁铁、旋转电机及车辆
技术领域
本发明的实施方式涉及永久磁铁、旋转电机及车辆。
背景技术
作为高性能的永久磁铁，已知Sm-Co系磁铁和Nd-Fe-B系磁铁等稀土类磁铁。在混合动力汽车(Hybrid Electric Vehicle：HEV)和电动汽车(Electric Vehicle：EV)等车辆的电动机中使用永久磁铁的情况下，对于永久磁铁要求耐热性。在HEV和EV用电动机中，使用将Nd-Fe-B系磁铁的Nd的一部分用Dy置换而提高了耐热性的永久磁铁。Dy是稀有元素之一，因此要求开发出不使用Dy的永久磁铁。作为高效率的电动机和发电机，已知使用可变磁铁和固定磁铁的可变磁通电动机和可变磁通发电机。为了可变磁通电动机和可变磁通发电机的高性能化和高效率化，要求提高可变磁铁和固定磁铁的矫顽力和磁通密度。
已知Sm-Co系磁铁的居里温度高，因此作为不使用Dy的体系显示出优良的耐热性，可以在高温下实现良好的电动机特性等。Sm-Co系磁铁中，Sm2Co17型磁铁基于其矫顽力呈现机理等，也可以用作可变磁铁。Sm-Co系磁铁中，也要求提高矫顽力和磁通密度，还要求提高矩形比。对于Sm-Co系磁铁的高磁通密度化，有效的是提高Fe浓度。然而，使用具有Fe浓度高的组成范围的合金粉末、采用现有的制造方法制成的永久磁铁中，难以在维持矫顽力的同时提高矩形比。于是，要求开发出使具有高Fe浓度的Sm-Co系磁铁兼具较大的矫顽力和良好的矩形比的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利特开2014-101547号公报
专利文献2：日本专利特开2014-192193号公报
发明内容
本发明所要解决的课题是提供一种提高了矫顽力和矩形比的永久磁铁、和使用该永久磁铁的旋转电机及车辆。
实施方式的永久磁铁具有一种烧结体，该烧结体具有以组成式：RpFeqMrCusCo100-p-q-r-s表示的组成，具有包括晶粒和所述晶粒的晶界的组织，所述晶粒由包含Th2Zn17型晶相的主相构成。烧结体的组织中，晶粒的平均粒径为50μm以上100μm以下，且结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例在75％以上。
其中，R是选自稀土元素的至少一种元素，
M是选自Zr、Ti和Hf的至少一种元素，
p是满足10.5≤p≤12.5原子％的数，
q是满足24≤q≤40原子％的数，
r是满足0.88≤r≤4.5原子％的数，
s是满足3.5≤s≤10.7原子％的数。
附图说明
图1是表示实施方式的永久磁铁的结构例的示意剖视图。
图2是表示实施方式的永久磁铁的金属组织的结构例的示意剖视图。
图3是表示实施方式的永久磁铁电动机的图。
图4是表示实施方式的可变磁通电动机的图。
图5是表示实施方式的发电机的图。
图6是表示实施方式的车辆的结构例的示意图。
图7是表示实施方式的车辆的结构例的示意图。
具体实施方式
下面，对实施方式的永久磁铁及其制造方法进行说明。实施方式的永久磁铁是具有烧结体的烧结磁铁，该烧结体具有以
组成式：RpFeqMrCusCo100-p-q-r-s…(1)
表示的组成，具有包括晶粒和所述晶粒的晶界的组织，所述晶粒由包含Th2Zn17型晶相的主相构成。
其中，R是选自稀土元素的至少一种元素，
M是选自Zr、Ti和Hf的至少一种元素，
p是满足10.5≤p≤12.5原子％的数，
q是满足24≤q≤40原子％的数，
r是满足0.88≤r≤4.5原子％的数，
s是满足3.5≤s≤10.7原子％的数。
上述组成式(1)中，元素R使用选自包括钇(Y)在内的稀土元素中的至少一种元素。元素R都是赋予永久磁铁以较大的磁各向异性、赋予较高的矫顽力的元素。作为元素R，优选使用选自钐(Sm)、铈(Ce)、钕(Nd)和镨(Pr)的至少一种，特别优选使用Sm。元素R可以使用1种元素，也可以使用多种元素。通过使元素R的50原子％以上为Sm，能以良好的再现性提高永久磁铁的性能、尤其是矫顽力。此外，优选元素R的70原子％以上是Sm。
为了提高永久磁铁的矫顽力，元素R的含量p设定在10.5～12.5原子％的范围内。如果元素R的含量p小于10.5原子％，则大量的α-Fe相析出，得不到足够的矫顽力。如果元素R的含量p大于12.5原子％，则饱和磁化强度的降低显著。元素R的含量p优选在10.7～12.3原子％的范围内，更优选在10.9～12.1原子％的范围内。
铁(Fe)是主要承担永久磁铁的磁化的元素。通过比较大量地含有铁，可提高永久磁铁的饱和磁化强度。但是，如果比较过量地含有Fe，则α-Fe相析出，难以获得下述所要的两相分离组织，因此矫顽力可能会降低。因此，Fe的含量q设定在24～40原子％的范围内。Fe的含量q优选在27～36原子％的范围内，更优选在29～34原子％的范围内。
元素M使用选自钛(Ti)、锆(Zr)和铪(Hf)的至少一种元素。元素M可以使用1种元素，也可以使用多种元素。通过掺入元素M，可在Fe浓度高的组成中呈现出较大的矫顽力。元素M的含量r设定在0.88～4.5原子％的范围内。通过使元素M的含量r在0.88原子％以上，可提高Fe浓度。如果元素M的含量r大于4.5原子％，则容易出现富含元素M的异相，磁化强度和矫顽力均降低。元素M的含量r优选在1.14～3.58原子％的范围内，更优选在1.49～2.24原子％的范围内。
元素M可以是Ti、Zr、Hf中的任意一种，优选至少含有Zr。特别是通过使元素M的50原子％以上为Zr，可进一步增大提高永久磁铁的矫顽力的效果。另一方面，由于元素M中Hf尤其昂贵，因此即使在使用Hf的情况下，也优选减少其用量。优选Hf的含量小于元素M的20原子％。
铜(Cu)是用于使永久磁铁呈现出高矫顽力的元素。Cu的掺入量s设定在3.5～10.7原子％的范围内。如果Cu的掺入量s小于3.5原子％，则难以获得高矫顽力。如果Cu的掺入量s大于10.7原子％，则磁化强度的降低显著。Cu的掺入量s优选在3.9～9原子％的范围内，更优选在4.3～5.8原子％的范围内。
钴(Co)承担永久磁铁的磁化，并且也是呈现出高矫顽力所必需的元素。还有，如果含Co多，则居里温度变高，永久磁铁的热稳定性提高。如果Co的含量过少，则无法充分地获得这些效果。但是，如果Co的含量过量，则Fe的含有比例相对地下降，磁化强度降低。因此，Co的含量在考虑到元素R、元素M和Cu的各含量的基础上进行设定，以使得Fe的含量满足上述范围。
Co的一部分可以被选自镍(Ni)、钒(V)、铬(Cr)、锰(Mn)、铝(Al)、镓(Ga)、铌(Nb)、钽(Ta)和钨(W)的至少一种元素A置换。元素A可以使用1种元素，也可以使用多种元素。这些置换元素A有助于磁铁特性、例如矫顽力的提高。但是，用元素A过量置换Co可能会导致磁化强度的下降，因此元素A的置换量优选在Co的20原子％以下。
实施方式的永久磁铁是由具有以组成式(1)表示的组成的烧结体构成的烧结磁铁。烧结磁铁(烧结体)具有包含Th2Zn17型晶相的区域作为主相。烧结磁铁的主相是指用扫描电子显微镜(Scanning Electron Microscope：SEM)观察烧结体的截面等时、观察图像(SEM图像)内面积比例最大的相。烧结磁铁的主相优选具有以属于高温相的TbCu7型晶相(1-7相)作为前体，对其实施时效处理而形成的相分离组织。相分离组织包含胞相和胞壁相，所述胞相由Th2Zn17型晶相(2-17相)构成，所述胞壁相由CaCu5型晶相(1-5相)等构成。胞壁相的磁畴壁能比胞相大，因此该磁畴壁能之差成为磁畴壁移动的障碍。即，磁畴壁能大的胞壁相起到钉扎点的作用，因而呈现出磁畴壁钉扎型的矫顽力。
图1是示意地表示实施方式的烧结磁铁的结构的剖视图。实施方式的烧结磁铁100包括由包含Th2Zn17型晶相的主相构成的晶粒101，由该晶粒的多晶体(烧结体)构成。在构成烧结体(100)的晶粒101间存在晶界102。图2是示意地表示实施方式的烧结磁铁的金属组织的结构的剖视图。晶粒101包括由2-17相构成的胞相111、和以包围胞相111的方式存在的由1-5相等构成的胞壁相112。构成烧结体的晶粒101的大小(结晶粒径)通常为微米级。另一方面，晶粒(主相)中的胞相111的大小为纳米级(例如50～400nm左右)，包围该胞相111的胞壁相112的厚度也为纳米级(例如2～30nm左右)。由胞相111和胞壁相112组成的相分离组织存在于由包含2-17相的主相构成的晶粒内。
构成实施方式的永久磁铁的烧结体如上所述，是包括由包含2-17相的主相构成的晶粒的多晶体。实施方式的永久磁铁的多晶组织中，晶粒的平均粒径为50μm以上100μm以下，并且结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例(个数比)在75％以上。通过将具有这种多晶组织的烧结体应用于永久磁铁，可进一步提高高铁浓度的永久磁铁(烧结磁铁)的磁特性。下面，对实施方式的永久磁铁的组织和磁特性的关系进行详细阐述。
即，构成永久磁铁的Sm-Co系烧结体通过如下方法获得：一边使微粉碎至数μm级的合金粉末在磁场中发生晶体取向，一边进行压缩成形，将该压缩成形体保持在规定温度下使其烧结。而且，在Sm-Co系烧结磁铁的制造工序中，通常实施固溶化处理，该固溶化处理是在烧结后保持在比烧结温度略低的温度下，然后骤冷。烧结工序和固溶化处理工序往往连续地进行，通常通过烧结-固溶化处理工序得到烧结体。烧结体的磁化强度与烧结体的密度呈比例关系，因此希望获得尽可能高的烧结体密度。此外，取向度越高，残留磁化强度越高。即，可以说为了获得高残留磁化强度，常规的方法是使原料组成比的铁浓度提高，并且获得烧结体密度高、晶体取向度高的烧结体。但是，如果过度地提高铁浓度，则矫顽力降低。而且，烧结体密度和晶体取向度的改善也是有限的，希望开创出新的磁化强度改善方法。
Sm-Co系烧结磁铁的特性受到上述制造工序的影响很大。例如，如果微粉碎至数μm级的合金粉末的粒径过大，则烧结性降低，得不到足够的烧结体密度，可能会导致磁化强度的降低。反之，合金粉末的粒径过小的情况下，由于粉末的比表面积增加，因而粉末容易氧化，可能会导致磁化强度的降低。此外，如果烧结时的烧结温度过低，则产生空孔，得不到足够的烧结体密度。如果得不到足够的烧结体密度，则如上所述得不到高磁化强度。此外，如果烧结温度过高，则作为构成元素的Sm等元素R蒸发，发生极端的组成偏差。此时有可能得不到足够的矫顽力。
通过对微粉碎的合金粉末的压缩成形体进行烧结来制造烧结体(烧结磁铁)的情况下，不仅是合金粉末的粒径和烧结温度，物理吸附于合金粉末(微粉末)的水分也会对烧结体的多晶组织和特性造成影响。本发明人等着眼于物理吸附于合金粉末(微粉末)的水分，发现直到烧结工序为止的吸附水分量对烧结体的多晶组织造成影响。即，发现通过管理合金粉末的吸附水分量，可控制多晶组织，改善磁铁特性。特别是使用使原料组成比的铁浓度提高的合金粉末的情况下，有吸附水分量增加的倾向，因此重要的是直到烧结工序为止的合金粉末的吸附水分量的管理。
微粉碎至数μm级的合金粉末容易受到氧化的影响，因此通常保存在氩(Ar)和氮(N2)等惰性气体气氛中。此时，考察了保存期间的微粉末的吸附水分量，结果发现，随着保存时间的增加，吸附水分量升高。此外，考察了微粉末的吸附水分量和用其制成的时间体的氧浓度的关系，其结果是，两者存在依赖性，有微粉末的水分量越多、烧结体的氧浓度越增加的倾向。而且，可知氧浓度增加的烧结体的多晶组织中，结晶粒径的粒度分布不均一，特别是直径小于50μm的小尺寸晶粒的比例增大。认为其原因在于，由于烧结时水分的存在，微粉末表面的氧化得到促进，由于在粒子表面形成的氧化物的影响，烧结-固溶化处理中的晶粒生长被抑制。即，发现通过将烧结工序前的微粉末的吸附水分量管理在低水平，可使烧结体的多晶组织粗大化。
通过卡尔费歇尔法对在惰性气体气氛中保存了一定时间的合金粉末进行水分测定，其结果是，水分的检出温度主要在100～200℃的范围内，然后在200～400℃的升温过程中检出的水分一直在减少，在400～700℃的升温过程中几乎无法检出水分。即，有启示表明，微粉末中所含有的水分主要是物理吸附于微粉末表面的水分。如果是物理吸附水，则可以通过在低温下保持在真空气氛中或惰性气体的流通气氛中来使其脱离。实施方式的烧结磁铁中，通过实施该处理作为压缩成形体的烧结工序的预处理工序，可除去物理吸附于微粉末的水分，使烧结体的多晶组织适度地粗大化。
即，基于上述烧结工序的预处理工序等，实施方式的永久磁铁(烧结磁铁)具有结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例(个数比)在75％以上的多晶组织。通过使构成烧结磁铁的多晶组织中的结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例在75％以上，烧结磁铁的矫顽力和矩形比显著提高。为了增加结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例，有效的是使组织整体的晶粒尺寸粗大化。从这一点来看，构成实施方式的永久磁铁的烧结体中，晶粒的平均结晶粒径优选为50μm以上。晶粒的平均粒径小于50μm的情况下，也可能无法充分地获得烧结磁铁的矫顽力和矩形比的提高效果。
认为矫顽力和矩形比的劣化的原因在于，烧结体的多晶组织中，晶界附近的组织紊乱。在由主相构成的晶粒的中央附近，由2-17相构成的胞相和由1-5相等构成的胞壁相之间的相分离良好，但是在晶界附近，由于作为异相的晶界相的存在，上述相分离不充分。针对这一点，通过使晶粒尺寸粗大化，可减少因晶界相的存在而导致的相分离不充分的区域。即，通过使结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例在75％以上，可扩大晶粒内的良好地相分离的区域，藉此可提高烧结磁铁的磁铁特性、特别是矫顽力和矩形比。
即，如果50μm以上的晶粒的比例少于75％，则晶界量相对地增加，因而由主相构成的晶粒内的相分离区域的总量减少。其结果是，导致烧结磁铁的矫顽力的矩形比的降低。烧结磁铁(烧结体)的多晶组织中，结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例(个数比)优选为77％以上，更优选为80％以上。此外，如果晶粒的平均结晶粒径小于50μm，则无法充分地获得晶粒的粗大化效果。晶粒的平均结晶粒径更优选为55μm以上，进一步优选为60μm以上。如果晶粒的平均结晶粒径过大，则烧结体(烧结磁铁)的强度等容易降低，因此晶粒的平均结晶粒径优选为100μm以下。
还有，构成烧结磁铁的多晶组织的晶粒优选粒径一致。即，结晶粒径的粒度分布的形状优选尖锐。具体而言，具有落入平均粒径±10μm的范围内的结晶粒径的晶粒的比例(个数比)优选为30％以上。藉此，可进一步提高烧结磁铁的矫顽力和矩形比。具体而言，具有落入平均粒径±10μm的范围内的结晶粒径的晶粒的比例更优选为40％以上。
如上所述，实施方式的永久磁铁中，通过使构成烧结体的晶粒充分地生长(平均结晶粒径为50μm以上)、使结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例在75％以上，可实现矫顽力和矩形比的进一步提高。关于永久磁铁的具体的矫顽力，例如可实现1500kA/m以上。关于永久磁铁的具体的矩形比，例如可实现90％以上。
矩形比如下所述定义。首先，用直流B-H描绘器测定室温下的直流磁化特性。接着，根据由测定结果得到的B-H曲线求出磁铁的基本特性，即残留磁化强度Mr、矫顽力iHC以及最大磁能积(BH)max。此时，用Mr由式(2)求出理论最大值(BH)max。
(BH)max(理论值)＝Mr 2/4μ0…(2)
矩形比通过测定而得的(BH)max(测定值)和(BH)max(理论值)之比来评价，由式(3)求得。
矩形比＝(BH)max(实测值)/(BH)max(理论值)×100…(3)
下面，对上述晶粒尺寸的测定方法进行详细阐述。晶界通常可以用光学显微镜观察或用扫描型显微镜(SEM)观察。但是，这里通过电子背散射衍射图像法(SEM-ElectronBackscattering Pattern：SEM-EBSP)来测定、评价构成烧结体(烧结磁铁)的晶粒的尺寸。其原因在于，通过SEM的二次电子图像或反射电子图像来观察晶界的情况下，晶界通常呈线状。此时，表示晶界的线条往往不鲜明，此时难以准确地测定晶粒尺寸。因此，晶粒尺寸的测定采用根据晶粒的取向度的不同来识别晶粒的EBSP法。
为了识别晶界，首先要指定欲识别的取向差(作为基准的取向差)。取向差用角度来指定。于是，如果相邻的像素(测定点)之间的取向差大于指定的基准，则可以识别为在此处有晶界。例如将与1-7相的(0001)面的取向差指定为5度以上的情况下，将晶体取向紊乱的部分(取向差在5°以上)识别为晶界。
采用SEM的组织观察和采用SEM-EBSP的测定是针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的最长边的中央部，在与边垂直(为曲线的情况下是与中央部的切线垂直)地切割的截面的表面部和内部进行测定。作为测定部位，在上述截面上设置以各边的1/2的位置为起点与边垂直地向内侧延伸至端部的基准线1、以各角部的中央为起点在角部的内角的角度的1/2的位置向内侧延伸至端部的基准线2，将从这些基准线1、2的起点起算的、基准线的长度的1％的位置定义为表面部，将40％的位置定义为内部。角部因倒角等而具有曲率的情况下，将相邻的边延长而得的交点作为边的端部(角部的中央)。此时，测定部位不是从交点起算的位置，而是从与基准线相接的部分起算的位置。
通过如上所述设置测定部位，例如截面为四边形的情况下，基准线是基准线1和基准线2各4根，共计8根，测定部位是表面部和内部的各8处。本实施方式中，优选表面部和内部的各8处全都满足上述结晶粒径等的规定，但只要表面部和内部至少各有4处以上满足上述规定即可。此时，不对1根基准线上的表面部和内部的关系作规定。将如上所述规定的烧结体内部的观察面研磨至平滑后，进行观察。
以下所示为求出测定面积内存在的晶粒的尺寸和平均粒径(平均结晶粒径)的具体步骤。观察针对已发生磁场取向的烧结体、在与作为胞相的2-17相的易磁化轴(1-7晶相的[0001]方位/c轴方向)垂直的截面中进行。将该截面定义为ND面。理想地取向的试样中，所有晶粒的(0001)面都和ND面呈平行(即，[0001]方位与ND面垂直)的关系。
首先，作为试样的观察面的预处理，将试样用环氧树脂包埋，实施机械研磨和抛光后，进行水洗，并通过鼓风进行洒水。用干刻装置对洒水后的试样进行表面处理。接着，用附带EBSD系统-Digiview(TSL公司制)的扫描型电子显微镜S-4300SE(日立高新技术株式会社(日立ハイテクノロジーズ社)制)观察试样表面。观察条件是加速电压30kV、测定面积500μm×500μm。观察倍率优选以150倍为基准。但是，测定面积(500μm×500μm)内的晶粒少于15个的情况下，优选观察倍率为250倍、测定面积为800μm×800μm。由观察结果基于以下条件求出测定面积范围内存在的晶粒的尺寸和平均粒径。
以2μm的步长对测定面积范围内的所有像素的取向进行测定，将相邻的像素之间的取向差在5°以上的边界视为晶界。测定被晶界包围的同一晶粒内的面积、即粒面积，将具有与该面积相等的面积的正圆的直径作为晶粒尺寸。对测定面积范围内存在的所有晶粒实施上述晶粒尺寸的测定，评价结晶粒径为50μm以上的晶粒的个数比例。晶粒的平均粒径是测定面积范围内存在的所有晶粒的粒径的平均值。具有落入平均粒径±10μm的范围内的结晶粒径的晶粒的个数比例通过测定面积范围内存在的所有晶粒的结晶粒径和上述平均粒径的比较而求得。但是，内包在同一晶粒内的测定点少于5个点的晶粒、以及到达测定面积范围的端部的晶粒不视为晶粒。
实施方式的永久磁铁中，通过使构成烧结体的晶粒充分地生长(平均结晶粒径为50μm以上)、使结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例在75％以上，可实现矫顽力和矩形比的提高。为了使晶粒生长来减少晶界的存在比例，通常有效的是烧结温度的提高。但是，如上所述，在Sm-Co系烧结磁铁中，通过高温下的烧结，Sm等元素R蒸发，难以进行组成的控制。从组成控制的角度来看，烧结温度优选为1190℃以下。但是，在1190℃以下的烧结温度下，原子的扩散速度慢，无法使晶体充分地生长。针对这一点，本发明人等发现，作为抑制过量的Sm等的蒸发、并且使晶体充分地生长的条件，有效的是不仅延长烧结时间，而且将烧结前的合金粉末的吸附水分量管理在低水平，并且发现了用于该目的的实用的方法。下面，对具体的烧结条件等进行详细阐述。
实施方式的永久磁铁如下所述制造。永久磁铁的制造方法优选包括：将具有组成式(1)表示的组成的合金粉末在磁场中加压成形，制成压缩成形体的工序；将压缩成形体在1P以下的真空气氛下或惰性气体的流通气氛下在100℃以下的温度下保持2小时以上，除去压缩成形体中所含有的水分的工序；将除去了水分的压缩成形体烧结，制成烧结体的工序；对烧结体实施固溶化处理的工序；对固溶化处理后的烧结体实施时效处理的工序。
下面，对实施方式的永久磁铁的制造工序进行详细阐述。首先，制造含有规定量的元素的合金粉末。例如将通过电弧熔化法或高频熔化法熔化的合金熔液进行铸造得到合金铸锭，将合金铸锭粉碎制成合金粉末。作为合金粉末的其它制备方法，可例举薄带连铸法、机械合金法、机械研磨法、气体雾化法、还原扩散法等，可以使用由这些方法制备的合金粉末。对于如上所述得到的合金粉末或粉碎前的合金，也可以根据需要实施热处理使其均质化。薄片或铸锭的粉碎使用喷射磨或球磨机等来实施。为了防止合金粉末的氧化，粉碎优选在惰性气体气氛中或有机溶剂中进行。
粉碎后的合金粉末的平均粒径优选在2～5μm的范围内，而且粒径在2～10μm的范围内的粒子的体积比例优选为全部粉末的80％以上。具有这样的粒径的合金粉末容易发生磁场取向。粉碎优选用喷射磨进行。如果是球磨机，则无法除去粉碎过程中产生的微粉，因此即使平均粒径在2～5μm的范围内，也含有大量的亚微米级的粒子。这种亚微米级的微粒会凝集，因而难以使其磁场取向。而且，亚微米级的微粒是使吸附水分量和烧结体中的氧化物量增大的主要原因，可能会使矫顽力和矩形比降低。
磁铁组成中的铁浓度在24原子％以上的情况下，粉碎后的合金粉末中，粒径大于10μm的粒子的体积比例优选为10％以下。如果铁浓度在24原子％以上，则合金铸锭中的异相量容易增大。异相不仅是量，大小也有增大的倾向，有时可达20μm以上。将这种铸锭粉碎时，如果存在例如15μm以上的粒子，则该粒子有时会直接成为异相粒子。这种异相粒子在烧结后也残存，引起矫顽力的降低、磁化强度的降低、方形度的降低等。从这一点来看，优选减少粗大粒子的比例。
接着，向设置于电磁铁等中的模具内填充合金粉末，一边施加磁场一边加压成形，藉此制造晶轴发生了取向的压缩成形体。将所得压缩成形体在合适的条件下烧结，藉此可获得具有高密度的烧结体。实施方式中，在将压缩成形体投入烧结炉进行烧结处理之前，实施在真空气氛下或惰性气体的流通气氛下保持在100℃以下的温度下的工序，藉此使压缩成形体所含有的水分脱离。如上所述，作为压缩成形体的前体的合金粉末(微粉末)中，通过物理吸附而存在水分。通过将压缩成形体保持在真空气氛下，或者通过一边喷射惰性气体一边保持压缩成形体，可使这种物理吸附水从合金粉末和压缩成形体脱离。特别是使原料组成比的铁浓度提高的合金粉末中，有吸附水分量增加的倾向，因此有效的是在烧结工序之前实施将压缩成形体在真空气氛下或惰性气体的流通气氛下保持在100℃以下的温度下的预处理工序，藉此除去压缩成形体中所含有的水分。
真空气氛下的保持处理优选在1Pa以下的真空条件下实施，更优选为0.1Pa以下，进一步优选为0.01Pa以下。惰性气体的流通气氛下的保持处理优选一边对压缩成形体喷射氩(Ar)气等惰性气体一边实施。保持处理时的温度优选为100℃以下，更优选为50℃以下，进一步优选为30℃以下。如果温度高于100℃，则容易因物理吸附水而发生合金粉末的氧化，在烧结工序前实施的预处理工序的效果降低。而且，为了进一步抑制由物理吸附水导致的合金粉末的氧化，保持处理时的温度更优选为50℃以下。保持时间优选为2小时以上，更优选为4小时以上，进一步优选为6小时以上。如果保持时间少于2小时，则无法使水分充分地从压缩成形体脱离。通过实施该保持工序(烧结工序的预处理工序)，可使压缩成形体中所含有的水分脱离。
接着，实施压缩成形体的烧结工序。烧结工序在真空气氛中或Ar气等惰性气体气氛中实施。为了提高烧结体的密度，烧结工序中优选组合实施真空气氛中的烧成和惰性气体气氛中的烧成。此时，优选首先将压缩成形体在真空气氛中升温至规定温度，接着将烧成气氛由真空气氛切换成惰性气体气氛，然后升温至规定的烧结温度来进行烧结。真空气氛中的烧成在真空气氛中的保持工序之后接下去实施。
烧结温度优选在1110～1190℃的范围内。烧结温度下的保持时间(时间时间)优选在6～20小时的范围内。如果烧结温度高于1190℃，则合金粉末中的Sm等过量地蒸发，因而可能会发生组成偏差，得不到良好的磁特性。如果烧结温度低于1110℃，则无法获得致密的烧结体。烧结温度更优选为1150℃以上，进一步优选为1165℃以上。烧结温度更优选为1185℃以下。真空气氛中的烧成中，可以升温至烧结温度，也可以升温至比烧结温度略低的温度。还可以在真空气氛中的升温温度下保持规定时间。
为了使晶粒生长来减少晶界的比例，烧结时间优选为6小时以上。如果烧结时间少于6小时，则无法使晶粒充分地生长。因此，可能无法充分地提高烧结磁铁的磁特性。还会产生密度的不均一性，这也会导致磁化强度容易降低。如果烧结时间多于20小时，则Sm等的蒸发量可能会增加，组成控制变得困难。烧结时间更优选为8小时以上，进一步优选为10小时以上。烧结时间更优选为16小时以下，进一步优选为14小时以下。
接着，对所得的烧结体实施固溶化处理，控制晶体组织。固溶化处理也可以与烧结连续地进行。为了得到作为相分离组织的前体的1-7相，固溶化处理优选通过在1100～1190℃的范围的温度下保持6～28小时来实施。固溶化处理温度优选设定为比烧结温度低的温度。在低于1100℃的温度和高于1190℃的温度下，固溶化处理后的试样中的1-7相的比例小，得不到良好的磁特性。固溶化处理温度更优选在1120～1180℃的范围内，进一步优选在1120℃～1170℃的范围内。
固溶化处理时间也对晶粒生长有影响，如果其时间短，则无法充分地减少晶界的比例。而且，构成相变得不均一，矫顽力可能会降低。因此，固溶化处理温度下的保持时间优选为6小时以上。但是，如果固溶化处理温度下的保持时间过长，则Sm等的蒸发量可能会增加，组成控制变得困难，因此固溶化处理温度下的保持时间优选为28小时以下。固溶化处理时间更优选在12～24小时的范围内，进一步优选在14～18小时的范围内。为了防止氧化，固溶化处理优选在真空气氛中或氩气等惰性气体气氛中进行。
为了使烧结体内的晶粒充分地生长，优选不仅延长烧结时间，而且延长固溶化处理时间。因此，烧结时间和固溶化处理时间均优选为6小时以上。除此以外，烧结时间和固溶化处理时间的总时间优选为16小时以上。即，烧结时间为6小时的情况下，固溶化处理时间优选为10小时以上。固溶化处理时间为6小时的情况下，烧结时间优选为10小时以上。它们的总时间少于16小时的情况下，可能无法充分地减少结晶粒径小于50μm的晶粒的比例。烧结时间和固溶化处理时间的总时间更优选为19小时以上，进一步优选为22小时以上。
固溶化处理工序中，优选在上述温度下保持一定时间后进行骤冷。实施该骤冷是为了在室温下也维持作为亚稳相的1-7相。如果进行长时间的烧结和固溶化处理，则1-7相有时难以稳定化。此时，通过使冷却速度在-170℃/分钟以下，1-7相容易稳定化，容易呈现出矫顽力。而且，如果冷却速度大于-170℃/分钟，则冷却过程中有时会生成Ce2Ni7型晶相(2-7相)。该相可能会成为使磁化强度和矫顽力降低的主要原因。在2-7相中，Cu往往会富集，导致主相中的Cu浓度降低，不易因时效处理而发生胞相和胞壁相的相分离。
接着，对固溶化处理后的烧结体实施时效处理。时效处理是控制晶体组织、提高磁铁的矫顽力的处理。时效处理优选在700～900℃的温度下保持0.5～80小时后，以-0.2～-2℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至400～650℃的温度，接着通过炉冷冷却至室温。时效处理也可以通过两步的热处理来实施。例如，有时将上述热处理作为第一步，然后作为第二步的热处理在400～650℃的温度下保持一定时间后，接着通过炉冷冷却至室温，藉此改善矫顽力。保持时间优选在1～6小时的范围内。为了防止氧化，时效处理优选在真空气氛中或惰性气体气氛中进行。
时效处理温度低于700℃或高于900℃的情况下，可能无法得到均质的胞相和胞壁相的混合组织，永久磁铁的磁特性下降。时效处理温度更优选为750～880℃，进一步优选为780～850℃。时效处理时间少于0.5小时的情况下，胞壁相从1-7相的析出可能无法充分地完成。另一方面，时效处理时间多于80小时的情况下，胞壁相的厚度增大，因而胞相的体积分数可能会降低。这成为使磁特性降低的主要原因。时效处理时间更优选在4～60小时的范围内，进一步优选在8～40小时的范围内。
此外，时效热处理后的冷却速度大于-0.2℃/分钟的情况下，胞壁相的厚度增大，因而胞相的体积分数可能会降低。另一方面，如果时效热处理后的冷却速度小于-2℃/分钟，则可能无法获得均质的胞相和胞壁相的混合组织。任一情况下，均有可能无法充分地提高永久磁铁的磁特性。时效热处理后的冷却速度更优选在-0.4～-1.5℃/分钟的范围内，进一步优选在-0.5～-1.3℃/分钟的范围内。
时效处理不限于两步的热处理，也可以是更多步的热处理，而且实施多步的冷却也是有效的。此外，作为时效处理的预处理，在比时效处理温度低的温度下实施短时间的预备时效处理(预时效处理)也是有效的。藉此，可期待磁化曲线的方形度的改善。具体而言，通过使预时效处理的温度为650～790℃、处理时间为0.5～4小时、时效处理后的缓慢冷却速度为-0.5～-1.5℃/分钟，可期待永久磁铁的方形度的改善。
实施方式的永久磁铁可用于各种电动机和发电机等旋转电机。此外，也可用作可变磁通电动机和可变磁通发电机的固定磁铁和可变磁铁。通过使用实施方式的永久磁铁，可构成各种电动机和发电机。将实施方式的永久磁铁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和驱动系统中，可以应用例如日本专利特开2008-29148公报或特开2008-43172公报中公开的技术。实施方式的车辆具有实施方式的电动机和发电机等旋转电机。作为实施方式的车辆，可例举具有实施方式的电动机和发电机中的至少一方的HEV、EV、铁路车辆。
接着，参照附图对具有实施方式的永久磁铁的旋转电机进行说明。图3所示为实施方式的永久磁铁电动机。图3所示的永久磁铁电动机1中，在定子(固定子)2内配置有转子(旋转子)3。在转子3的铁芯4中配置有永久磁铁5，该永久磁铁5是实施方式的永久磁铁。通过使用实施方式的永久磁铁，基于各永久磁铁的特性等，可实现永久磁铁电动机1的高效率化、小型化、低成本化等。
图4所示为实施方式的可变磁通电动机。图4所示的可变磁通电动机11中，在定子(固定子)12内配置有转子(旋转子)13。在转子13的铁芯14中配置有实施方式的永久磁铁作为固定磁铁15和可变磁铁16。可变磁铁16的磁通密度(磁通量)是可以改变的。可变磁铁16由于其磁化方向与Q轴方向正交，因此不受Q轴电流的影响，可利用D轴电流进行磁化。转子13上设置有磁化绕组(未图示)。通过使电流从磁化电路流向该磁化绕组，其磁场成为直接作用于可变磁铁16的结构。
利用实施方式的永久磁铁，固定磁铁15可获得良好的矫顽力。将实施方式的永久磁铁应用于可变磁铁16的情况下，通过改变上述制造方法的各种条件(时效处理条件等)，例如将矫顽力控制在100kA/m以上500kA/m以下的范围内即可。另外，图4所示的可变磁通电动机11中，固定磁铁15和可变磁铁16可以均使用实施方式的永久磁铁，但也可以任一方的磁铁使用实施方式的永久磁铁。可变磁通电动机11能以较小的装置尺寸输出较大的转矩，因此适合用于要求电动机的高输出功率和小型化的混合动力汽车和电动汽车等的车辆用的电动机。
图5所示为实施方式的发电机。图5所示的发电机21具有使用实施方式的永久磁铁的定子(固定子)22。配置于定子(固定子)22内侧的转子(旋转子)23经由轴25与设置于发电机21的一端的涡轮24连接。涡轮24例如在从外部供给的流体的作用下旋转。另外，也可以传递汽车的回收能量等动态旋转来代替在流体的作用下旋转的涡轮24，以使轴25旋转。定子22和转子23可采用各种公知的构成。实施方式的发电机21适合用于混合动力汽车和电动汽车等车辆用的发电机。
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)接触，通过转子23的旋转而产生的电动势作为发电机21的输出经由相分离母线和主变压器(未图示)被升压至系统电压，然后供电。发电机21可以是普通的发电机和可变磁通发电机中的任一种。另外，转子23因来自涡轮24的静电和伴随发电产生的轴电流而发生带电。因此，发电机21具有用于使转子23的带电释放的电刷26。
上述旋转电机例如可以装载于铁路交通用的铁路车辆(车辆的一例)。图6所示为具有旋转电机201的铁路车辆200的一例。作为旋转电机201，可使用上述图3、4的电动机、图5的发电机等。旋转电机201例如可以作为利用从架设电线供给的电力或从装载于铁路车辆200的二次电池供给的电力来输出驱动力的电动机(motor)、或者作为将动能转化成电力、向铁路车辆200内的各种负载供给电力的发电机(generator)使用。通过使用实施方式的旋转电机这样的高效率的旋转电机，可使铁路车辆节能地行驶。
上述旋转电机也可以装载于混合动力汽车和电动汽车等汽车(车辆的另一例)。图7所示为具有旋转电机301的汽车300的一例。作为旋转电机301，可使用上述图3、4的电动机、图5的发电机等。旋转电机301可以作为输出汽车300的驱动力的电动机、或者作为将汽车300行驶时的动能转化成电力的发电机使用。
实施例
接着，描述实施例及其评价结果。
(实施例1～2)
按照表1所示的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中电弧熔化，制成合金铸锭。将该合金铸锭粗粉碎后，用喷射磨微粉碎，制成合金粉末。将合金粉末在磁场中加压成形，制成压缩成形体。将合金粉末的压缩成形体配置在烧成炉的室内，真空排气至室内的真空度达到5.5×10-3Pa。在该状态下，将室内的温度管理在40℃以下，保持6小时，藉此除去压缩成形体中所含有的水分。
接着，将室内的温度升温至1165℃，在该温度下保持5分钟后，导入Ar气。将呈Ar气氛的室内的温度升温至1180℃，在该温度下保持13小时来进行烧结，接着在1130℃下保持24小时来进行固溶化处理，然后以-240℃/分钟的冷却速度冷却至室温。将固溶化处理后的烧结体在710℃保持1小时后，缓慢冷却至室温。接着，将烧结体在810℃下保持42小时。将在该条件下进行了时效处理的烧结体缓慢冷却至450℃，在该温度下保持3小时后，炉冷至室温，从而得到目标烧结磁铁。烧结体的制造条件(烧结工序和固溶化工序的处理条件)示于表2。
烧结磁铁的组成如表1所示。磁铁的组成分析通过电感耦合等离子体光谱(Inductively Coupled Plasma：ICP)法来实施。采用ICP法的组成分析通过以下步骤进行。首先，称取一定量的用研钵粉碎了的试样，投入石英制烧杯中。加入混酸(含有硝酸和盐酸的酸)，在加热板上加热至140℃左右，使试样完全溶解。放冷后，移至PFA制容量瓶进行定量，制成试样溶液。针对该试样溶液，用ICP发射光谱分析装置·SPS4000(SII纳米科技公司(エスアイアイ·ナノテクノロジー社)制)通过校正曲线法进行含有成分的定量。
对于所得的烧结磁铁，按照上述方法测定烧结体的平均结晶粒径、结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例、具有平均结晶粒径±10μm以下的范围内的粒径的晶粒的比例。还用B-H描绘器评价烧结磁铁的磁特性，测定矫顽力和矩形比。矩形比的定义如上所述。这些测定结果示于表3。另外，表3中的矫顽力和矩形比的评价中，关于矫顽力，在1500kA/m以上的评价为○，低于该值的评价为×，关于矩形比，在90％以上的评价为○，低于该值的评价为×。
(实施例3～5)
按照表1所示的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频熔化，制成合金铸锭。将合金铸锭粗粉碎，以1170℃×2小时的条件热处理后，骤冷至室温。将其用喷射磨微粉碎，制成合金粉末。将合金粉末在磁场中加压成形，制成压缩成形体。将合金粉末的压缩成形体配置在烧成炉的室内，真空排气至室内的真空度达到9.0×10-1Pa。在该状态下，将室内的温度管理在30℃以下，保持12小时，藉此除去压缩成形体中所含有的水分。
接着，将室内的温度升温至1165℃，在该温度下保持5分钟后，导入Ar气。将呈Ar气氛的室内的温度升温至1180℃，在该温度下保持13小时来进行烧结，接着在1130℃下保持24小时来进行固溶化处理，然后以-250℃/分钟的冷却速度冷却至室温。将固溶化处理后的烧结体在750℃保持1.5小时后，缓慢冷却至室温。接着，将烧结体在800℃下保持38小时。将在该条件下进行了时效处理的烧结体缓慢冷却至350℃，在该温度下保持2小时后，炉冷至室温，从而得到目标烧结磁铁。
烧结磁铁的组成如表1所示。烧结体的制造条件(烧结工序和固溶化工序的处理条件)如表2所示。与实施例1同样地测定烧结磁铁(烧结体)的平均结晶粒径、结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例、具有平均结晶粒径±10μm以下的范围内的粒径的晶粒的比例、矫顽力、矩形比。这些测定结果示于表3。
(实施例6～7)
按照表1所示的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频熔化，制成合金铸锭。将合金铸锭粗粉碎，以1130℃×2小时的条件热处理后，骤冷至室温。将其用喷射磨微粉碎，制成合金粉末。将合金粉末在磁场中加压成形，制成压缩成形体。将合金粉末的压缩成形体配置在烧成炉的室内，真空排气至室内的真空度达到2.5×10-3Pa。在该状态下，将室内的温度管理在70℃以下，保持4小时，藉此除去压缩成形体中所含有的水分。
接着，将室内的温度升温至1150℃，在该温度下保持25分钟后，向室内导入Ar气。将呈Ar气氛的室内的温度升温至1180℃，在该温度下保持13小时来进行烧结，接着在1130℃下保持24小时来进行固溶化处理，然后以-260℃/分钟的冷却速度冷却至室温。将固溶化处理后的烧结体在690℃保持1小时后，缓慢冷却至室温。接着，将烧结体在830℃下保持45小时。将在该条件下进行了时效处理的烧结体缓慢冷却至300℃，在该温度下保持4小时后，炉冷至室温，从而得到目标烧结磁铁。烧结磁铁的组成如表1所示。与实施例1同样地测定烧结磁铁(烧结体)的平均结晶粒径、结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例、具有平均结晶粒径±10μm以下的范围内的粒径的晶粒的比例、矫顽力、矩形比。这些测定结果示于表3。
(实施例8～11)
按照表1所示的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频熔化，制成合金铸锭。将合金铸锭粗粉碎，以1170℃×2小时的条件热处理后，骤冷至室温。将其用喷射磨微粉碎，制成合金粉末。将合金粉末在磁场中加压成形，制成压缩成形体。将合金粉末的压缩成形体配置在烧成炉的室内，真空排气至室内的真空度达到5.5×10-3Pa。在该状态下，将室内的温度管理在40℃以下，保持6小时，藉此除去压缩成形体中所含有的水分。
接着，在表2所示的条件下实施烧结工序和固溶化处理工序。固溶化处理后的冷却速度为-180℃/分钟。将固溶化处理后的烧结体在720℃保持2小时后，缓慢冷却至室温。接着，将烧结体在820℃下保持35小时。将在该条件下进行了时效处理的烧结体缓慢冷却至350℃，在该温度下保持1.5小时后，炉冷至室温，从而得到目标烧结磁铁。烧结磁铁的组成如表1所示。与实施例1同样地测定烧结磁铁(烧结体)的平均结晶粒径、结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例、具有平均结晶粒径±10μm以下的范围内的粒径的晶粒的比例、矫顽力、矩形比。这些测定结果示于表3。
(实施例12)
按照表1所示的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频熔化，制成合金铸锭。将合金铸锭粗粉碎，以1170℃×2小时的条件热处理后，骤冷至室温。将其用喷射磨微粉碎，制成合金粉末。将合金粉末在磁场中加压成形，制成压缩成形体。将合金粉末的压缩成形体配置在烧成炉的室内，使Ar气在室内流通，以向压缩成形体喷射Ar气。在该状态下，将室内的温度管理在40℃以下，保持12小时，藉此除去压缩成形体中所含有的水分。
接着，在表2所示的条件下实施烧结工序和固溶化处理工序。固溶化处理后的冷却速度为-180℃/分钟。将固溶化处理后的烧结体在720℃保持2小时后，缓慢冷却至室温。接着，将烧结体在820℃下保持35小时。将在该条件下进行了时效处理的烧结体缓慢冷却至350℃，在该温度下保持1.5小时后，炉冷至室温，从而得到目标烧结磁铁。烧结磁铁的组成如表1所示。与实施例1同样地测定烧结磁铁(烧结体)的平均结晶粒径、结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例、具有平均结晶粒径±10μm以下的范围内的粒径的晶粒的比例、矫顽力、矩形比。这些测定结果示于表3。
(比较例1～2)
除了采用表1所示的组成以外，与实施例1同样地制成烧结磁铁。比较例1的合金组成中的Sm浓度是大于12.5原子％的浓度，比较例2的合金组成中的Zr浓度是大于4.5原子％的浓度。与实施例1同样地测定烧结磁铁(烧结体)的平均结晶粒径、结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例、具有平均结晶粒径±10μm以下的范围内的粒径的晶粒的比例、矫顽力、矩形比。这些测定结果示于表3。
(比较例3)
按照表1所示的组成称量各原料后，在Ar气体气氛中高频熔化，制成合金铸锭。将合金铸锭粗粉碎，以1170℃×2小时的条件热处理后，骤冷至室温。将其用喷射磨微粉碎，制成合金粉末。将合金粉末在磁场中加压成形，制成压缩成形体。将合金粉末的压缩成形体配置在烧成炉的室内，真空排气至室内的真空度达到5.5×10-3Pa。在该状态下，将室内的温度管理在高于100℃的温度，保持6小时。接着，将室内的温度升温至1160℃，在该温度下保持5分钟后，向室内导入Ar气。将呈Ar气氛的室内的温度升温至1180℃，在该温度下保持13小时来进行烧结，接着在1130℃下保持24小时来进行固溶化处理，然后以-200℃/分钟的冷却速度冷却至室温。
接着，将固溶化处理后的烧结体在720℃保持2小时后，缓慢冷却至室温。接着，将烧结体在820℃下保持35小时。将在该条件下进行了时效处理的烧结体缓慢冷却至350℃，在该温度下保持1.5小时后，炉冷至室温，从而得到目标烧结磁铁。烧结磁铁的组成如表1所示。与实施例1同样地测定烧结磁铁(烧结体)的平均结晶粒径、结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例、具有平均结晶粒径±10μm以下的范围内的粒径的晶粒的比例、矫顽力、矩形比。这些测定结果示于表3。
(比较例4～5)
使用按照与实施例8同样的组成称量的原料混合物，与实施例8同样地制备合金粉末。接着，将合金粉末在磁场中加压成形，制成压缩成形体后，在表2所示的条件下实施真空保持工序、烧结工序和固溶化处理工序。然后，在与实施例8同样的条件下进行时效处理，制成烧结磁铁。与实施例1同样地测定烧结磁铁(烧结体)的平均结晶粒径、50μm以上的晶粒的比例、具有平均结晶粒径±10μm以下的范围内的粒径的晶粒的比例、矫顽力、矩形比。这些测定结果示于表3。
[表1]
[表2]
[表3]
由表3可知，通过在压缩成形体的烧结工序之前在规定条件下实施压缩成形体中所含有的水分的除去工序，可使烧结体(烧结磁铁)的多晶组织中结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例达到75％以上。还可以确认，具有这种多晶组织的烧结磁铁的矫顽力和矩形比均优良。与之相对，可以确认在烧结磁铁的组成范围超出规定范围的比较例1、2以及水分的除去工序不充分的比较例3～5中，结晶粒径为50μm以上的晶粒的比例均少于75％，而且矫顽力和矩形比的至少一方较差。
说明了本发明的几个实施方式，但这些实施方式仅是作为例子而举出，并不是用来限定本发明的范围。这些新实施方式可以通过其它各种方式来实施，可以在不脱离发明的技术思想的范围内进行各种省略、置换、改变。这些实施方式及其变形都包括在发明的范围和技术思想内，并且也包括在权利要求书中记载的发明及其等同的范围内。

Claims (11)

1.一种永久磁铁，其具有烧结体，该烧结体具有组成式：RpFeqMrCusCo100-p-q-r-s表示的组成，
其中，R是选自稀土元素的至少一种元素，
M是选自Zr、Ti和Hf的至少一种元素，
p是满足10.5≤p≤12.5原子％的数，
q是满足24≤q≤40原子％的数，
r是满足0.88≤r≤4.5原子％的数，
s是满足3.5≤s≤10.7原子％的数；
所述烧结体具有包括晶粒和所述晶粒的晶界的组织，所述晶粒由包含Th2Zn17型晶相的主相构成，
所述烧结体的组织中，所述晶粒的平均粒径为50μm以上100μm以下，且结晶粒径为50μm以上的所述晶粒的比例在75％以上。
2.如权利要求1所述的永久磁铁，其中，所述烧结体的组织中，具有所述晶粒的平均粒径±10μm以下的范围内的粒径的所述晶粒的比例在30％以上。
3.如权利要求1或2所述的永久磁铁，其中，所述晶粒包含具有所述Th2Zn17型晶相的胞相、包围所述胞相的胞壁相。
4.如权利要求1～3中任一项所述的永久磁铁，其中，矫顽力在1500kA/m以上，并且矩形比在90％以上。
5.如权利要求1～4中任一项所述的永久磁铁，其中，所述元素R的50原子％以上是Sm，且所述元素M的50原子％以上是Zr。
6.如权利要求1～5中任一项所述的永久磁铁，其中，所述Co的20原子％以下被选自Ni、V、Cr、Mn、Al、Ga、Nb、Ta和W的至少一种元素A置换。
7.一种旋转电机，其中，具有权利要求1～6中任一项所述的永久磁铁。
8.如权利要求7所述的旋转电机，其是电动机或发电机。
9.如权利要求7或8所述的旋转电机，其中，具有定子和配置于所述定子内部的转子，所述定子或所述转子具有所述永久磁铁。
10.一种车辆，其中，具有权利要求7～9中任一项所述的旋转电机。
11.如权利要求10所述的车辆，其中，所述旋转电机是发电机，旋转被传递给设置于所述发电机的一端的轴。
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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6081254B2 (ja) * 2013-03-26 2017-02-15 株式会社東芝 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機
CN106537526B (zh) * 2015-03-23 2019-03-12 株式会社东芝 永久磁铁、电动机、以及发电机
CN114121395B (zh) * 2021-09-30 2022-08-05 宁波宁港永磁材料有限公司 一种耐高温的钐钴烧结磁体材料及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105164765A (zh) * 2014-03-20 2015-12-16 株式会社东芝 永磁体、电动机及发电机
CN105264621A (zh) * 2014-03-19 2016-01-20 株式会社东芝 永磁体、电动机及发电机

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4965924B2 (ja) 2006-07-24 2012-07-04 株式会社東芝 可変磁束ドライブシステム
JP4936820B2 (ja) 2006-08-10 2012-05-23 株式会社東芝 可変磁束ドライブシステム
JP6257890B2 (ja) * 2012-11-20 2018-01-10 株式会社東芝 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機
JP6076705B2 (ja) * 2012-11-20 2017-02-08 株式会社東芝 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機
JP6081254B2 (ja) 2013-03-26 2017-02-15 株式会社東芝 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105264621A (zh) * 2014-03-19 2016-01-20 株式会社东芝 永磁体、电动机及发电机
CN105164765A (zh) * 2014-03-20 2015-12-16 株式会社东芝 永磁体、电动机及发电机

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