永磁体、以及使用永磁体的可变磁通电动机及发电机

摘要

本发明的目的在于提供一种永磁体。该永磁体具有用以下组成式表示的组成：即，R(FepMqCur(Co1-aAa)1-p-q-r)z(式中，R表示从稀土类元素中选出的至少一种元素，M表示从Ti、Zr及Hf中选出的至少一种元素，A表示从Ni、V、Cr、Mn、Al、Si、Ga、Nb、Ta及W中选出的至少一种元素，且0≤a≤0.2，0.05≤p≤0.6，0.005≤q≤0.1，0.01≤r≤0.15，4≤z≤9)，并且该永磁体包括具有Th2Zn17型晶相的晶内相和晶界相。晶内相的平均结晶粒径在20～500nm的范围内，且晶界相的平均厚度比磁壁厚度要小。

说明书

技术领域

本发明涉及永磁体、可变磁通电动机以及发电机。

背景技术

可变磁通电动机或可变磁通发电机中，使用可变磁体和固定磁体这两 种磁体。以往，对于可变磁体，采用Al-Ni-Co类磁体或Fe-Cr-Co类磁体(参 照专利文献1)。例如，Al-Ni-Co类磁体的矫顽力为150kA/m以下，然而 为了实现更高效率的可变磁体电动机等，则要求矫顽力为200～500kA/m 的可变磁体。

作为高性能永磁体，已知Sm-Co类磁体或Nd-Fe-B类磁体。Sm-Co类 磁体中，Sm₂Co₁₇型磁体基于被称为使1-5型晶相在2-17型晶相的晶界析 出的晶胞结构的微细结构而获得矫顽力(参照专利文献2)。此处，Sm₂Co₁₇型磁体的磁壁厚度为2～10nm左右，与此相比，现有的1-5型晶相(晶界 相)的厚度为数10nm左右，因此，矫顽力因畴璧钉扎而变得较高。在专 利文献2中最大能获取1430kA/m的矫顽力。其不能用作可变磁体。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利特开2008-043172号公报

专利文献2：日本专利特开昭52-096923号公报

发明内容

本发明的目的在于提供一种永磁体、以及利用该永磁体的可变磁通电 动机及可变磁通发电机，该永磁体与现有可变磁体相比，磁通密度和矫顽 力较佳，且与现有Sm-Co类磁体相比，矫顽力较低，能用作可变磁体。

本发明的第一实施方式涉及永磁体，该永磁体具有用以下组成式表示 的组成：即，

组成式：R(Fe_pM_qCu_r(Co_1-aA_a)_1-p-q-r)_z

(式中，R表示从稀土类元素选出的至少一种元素，M表示从Ti、Zr 及Hf中选出的至少一种元素，A表示从Ni、V、Cr、Mn、Al、Si、Ga、 Nb、Ta及W中选出的至少一种元素，a、p、q、r和z分别为满足0≤a≤0.2， 0.05≤p≤0.6，0.005≤q≤0.1，0.01≤r≤0.15，4≤z≤9的数)，该永磁体的特征在 于，包括具有Th₂Zn₁₇型晶相的晶内相和晶界相(grain boundary phase)， 且所述晶内相的平均结晶粒径在20～500nm的范围内，并且所述晶界相的 平均厚度比磁壁厚度要小。

本发明的第二实施方式涉及永磁体，该永磁体具有用以下组成式表示 的组成：即，

组成式：R(Fe_pM_qCu_r(Co_1-aA_a)_1-p-q-r)_z

(式中，R表示从稀土类元素选出的至少一种元素，M表示从Ti、Zr 及Hf中选出的至少一种元素，A表示从Ni、V、Cr、Mn、Al、Si、Ga、 Nb、Ta及W中选出的至少一种元素，a、p、q、r和z分别为满足0≤a≤0.2， 0.05≤p≤0.6，0.005≤q≤0.1，0.01≤r≤0.15，4≤z≤9的数)，该永磁体的特征在 于，包括具有Th₂Zn₁₇型晶相的晶内相和晶界相，且在包含所述Th₂Zn₁₇型 晶相的c轴的截面中对半径2nm的区域的所述元素M的浓度进行测定时， 所述元素M的浓度最高的区域的所述元素M的浓度(M2)相对于所述元 素M的浓度最低的区域的所述元素M的浓度(M1)的比值(M2/M1)为 2以下。

本发明的实施方式所涉及的可变磁通电动机的特征在于，包括本发明 的实施方式所涉及的永磁体作为可变磁体。本发明的可变磁通发电机的特 征在于，包括本发明的实施方式所涉及的永磁体作为可变磁体。

由于本发明的实施方式所涉及的永磁体与现有Sm₂Co₁₇型磁体相比矫 顽力要低，因此能作为可变磁体来使用。此外，由于与现有的可变磁体相 比，磁通密度和矫顽力等较佳，因此，能提高可变磁通电动机、可变磁通 发电机的性能。

附图说明

图1是表示实施方式所涉及的可变磁通电动机的图。

图2是表示实施方式所涉及的可变磁通发电机的图。

标号说明

1...可变磁通电动机

2...铁心

3...固定磁体

4...可变磁体

5...转子

6...定子

11...可变磁通发电机

12...转子线圈

13...定子线圈

14...电刷

15...轴

16...涡轮

具体实施方式

下面，对用于实施本发明的方式进行说明。本实施方式的永磁体具有 用以下组成式表示的组成：即，

组成式：R(Fe_pM_qCu_r(Co_1-aA_a)_1-p-q-r)_z...(1)

(式中，R表示从稀土类元素选出的至少一种元素，M表示从Ti、Zr 及Hf中选出的至少一种元素，A表示从Ni、V、Cr、Mn、Al、Si、Ga、 Nb、Ta及W中选出的至少一种元素，a、p、q、r和z分别为满足0≤a≤0.2， 0.05≤p≤0.6，0.005≤q≤0.1，0.01≤r≤0.15，4≤z≤9的数)，该永磁体包括具有 Th₂Zn₁₇型晶相(2-17型晶相)的晶内相和晶界相。

在上述组成式(1)中，使用从含有钇(Y)的稀土类元素中选出的至少 一种元素来作为元素R。元素R都会导致磁体材料产生较大的磁各向异性， 从而赋予较高的矫顽力。优选使用从钐(Sm)、铈(Ce)、钕(Nd)、以及镨 (Pr)中选出的至少一种元素作为元素R，特别优选使用Sm作为元素R。通 过使元素R的50原子％以上为Sm，能再现性较佳地提高永磁体的性能， 尤其是提高矫顽力。进一步优选元素R的70原子％以上为Sm。

将元素R掺入其它元素(Fe、M、Cu、Co、A)，以使得元素R与其 它元素(Fe、M、Cu、Co、A)的原子比在1∶4～1∶9的范围(作为z值而 言是4～9的范围/作为元素R的含量而言是10～20原子％的范围)。如果 元素R的含量在10原子％以下，则由于会有大量α-Fe相析出，不能获得 充分的矫顽力。另一方面，如果元素R的含量超过20原子％，则饱和磁化 将显著下降。优选元素R的含量在10～15原子％的范围内，更优选元素R 的含量在10.5～12.5原子％的范围内。

使用从钛(Ti)、锆(Zr)和铪(Hf)中选出的至少一种元素作为元 素M。通过掺入元素M，能在铁浓度较高的组成中获得较大矫顽力。将元 素M的含量设为元素R以外的元素(Fe、Co、Cu、M)的总量的0.5～10 原子％(0.005≤q≤0.1)的范围内。如果q值超过0.1，则磁化强度会显著下 降，此外，如果q值低于0.005，则使增大铁浓度的效果较差。优选元素M 的含量为0.01≤q≤0.06，更优选为元素M的含量为0.015≤q≤0.04。

元素M可以是Ti、Zr、Hr中的任一种，优选至少包含Zr。尤其，通 过使元素M的50原子％以上为Zr，能进一步增强提高永磁体的矫顽力的 效果。另一方面，由于元素M中的Hf的价格尤其高，因此，优选，即使 使用Hf的情况下，也要减少Hf的使用量。优选，Hf的含量低于元素M的 20原子％。

铜(Cu)是在永磁体中获得较高矫顽力所需的元素。将Cu的掺入量设为 元素R以外的元素(Fe、Co、Cu、M)的总量的1～15原子％(0.01≤r≤0.15) 的范围内。如果r值超过0.15，则磁化强度会显著下降，此外，如果r值低 于0.01，则难以获得较高矫顽力。优选Cu的掺入量为0.02≤r≤0.1，更优选 为Cu的掺入量为0.03≤r≤0.08。

铁(Fe)主要负责永磁体的磁化。通过大量掺入Fe，能提高永磁体的饱 和磁化强度。然而，如果Fe的含量过于过剩，则会析出α-Fe相，此外， 还难以获得具有2-17型晶相的晶内相和晶界相这2相组织。由此，永磁体 的矫顽力下降。将Fe的掺入量设为元素R以外的元素(Fe、Co、Cu、M) 的总量的5～60原子％(0.05≤p≤0.6)的范围内。优选Fe的掺入量为 0.26≤p≤0.5，更优选为Fe的掺入量为0.28≤p≤0.48。

钴(Co)负责永磁体的磁化，并且是用于获得较高矫顽力的重要元素。 而且，如果大量含有Co，则居里温度变高，且永磁体的热稳定性也会有提 高。若Co的掺入量较少，则这些效果也会较小。然而，如果永磁体中含有 过度的Co，则会相对地减少Fe的含量，因此有可能会导致磁化强度下降。 将Co的含量设为由p、q、r所规定的范围(1-p-q-r)。

可用从镍(Ni)、钒(V)、铬(Cr)、锰(Mn)、铝(Al)、硅(Si)、 镓(Ga)、铌(Nb)、钽(Ta)以及钨(W)中选出的至少一种元素来置 换Co的一部分。这些置换元素有助于提高磁体特性，例如增大矫顽力。然 而，由于过度置换有可能会导致磁化强度下降，因此，将置换量设为Co的 20原子％以下(0≤a≤0.2)的范围内。

此外，Sm₂Co₁₇型磁体以高温相的TbCu₇型晶相(1-7型晶相)作为前 体，对其进行时效热处理，使其分离成为Th₂Zn₁₇型晶相(2-17型晶相)和 CaCu₅型晶相(1-5型晶相)，基于畴璧钉扎型的矫顽力显现机构来获得磁 体特性。2-17型晶相成为晶内相(主相)，在其晶界析出1-5型晶相(晶 界相)而将晶内相分割开，从而获得被称作晶胞结构的2次结构。通过旋 节线分解(spinodal decomposition)，1-5型晶相成为富Cu和贫Fe， 另一方面，2-17型晶相成为贫Cu和富Fe。

Sm₂Co₁₇型磁体中的矫顽力的起源是由相分解所产生的微细结构。可认 为Sm₂Co₁₇型磁体的磁壁厚度根据磁壁是在1-5型晶相中、或是在2-17型 晶相中、还是在包含该两个相的区域中而不同。已知，1-5型晶相中的磁壁 厚度一般为2～5nm，此外，2-17型晶相中的磁壁厚度为10nm左右。因 此，可认为Sm₂Co₁₇型磁体中的磁壁厚度在2～10nm左右。由于现有 Sm₂Co₁₇型磁体的1-5型晶相(晶界相)的厚度为数10nm左右，因此， 基于畴璧钉扎力(domain wall pinning force)而产生较大矫顽力。其不 能用作可变磁体。

Sm₂Co₁₇型磁体的金属组织较强地依赖于制造工艺。例如，在时效热处 理中，在约750～900℃的温度下进行热处理，之后，执行控制冷却，在冷 却到某一温度为止的时刻开始进行快速冷却。此时，当冷却终点温度过高 的情况下，各构成元素的相互扩散不充分，1-5型晶相成为存在间隙的磁畴 璧(block wall)状态，而非成为完全的板壁状。可认为，磁壁会穿过间 隙，上述畴璧钉扎型的矫顽力显现机构不起作用。在冷却终点温度过低的 情况下，由于1-5型晶相过多，因此能获得巨大矫顽力。

第一实施方式在包括具有2-17型晶相的晶内相(主相)和晶界相这2 相分离组织的永磁体中，通过使晶界相的平均厚度小于磁畴壁厚度，来实 现比现有Sm₂Co₁₇型磁体要小的矫顽力。第一实施方式所涉及的永磁体具 有200～500kA/m的范围内的矫顽力。如果永磁体的矫顽力超过500kA/m 就难以用作可变磁体，如果矫顽力低于200kA/m，则难以实现可变磁体的 高性能化。优选第一实施方式所涉及的永磁体的矫顽力在200～400kA/m 的范围内。

第一实施方式的永磁体中，由2-17型晶相构成的晶内相(晶粒)具有 20～500nm范围内的平均结晶粒径。如果晶内相的平均结晶粒径小于20 nm，则磁化强度下降，不能获取作为永磁体的特性。如果晶内相的平均结 晶粒径超过500nm，则矫顽力下降。更优选由2-17型晶相构成的晶内相的 平均结晶粒径在30～300nm的范围内。晶界相是在晶内相(晶粒)之间(晶 粒界)中以板状存在的相，具有比磁畴壁厚度要小的平均厚度。

晶界相的厚度是指，在以透射型电子显微镜(TEM)获得的像中的、 衬度均匀的晶粒与相邻的衬度均匀的晶粒之间的衬度不同的区域的宽度。 对于晶界相的平均厚度，设为在100k～200k倍的倍率的TEM像中，对上 述衬度不同的区域的宽度进行5点测定，并表示其平均值的值。对于磁畴 璧厚度，能用洛伦兹TEM来直接观察，设为在用100k～200k倍的倍率的 洛伦兹TEM图像中，对5个点的磁畴壁厚度进行测定，并表示其平均值的 值。

当晶界相的平均厚度比磁畴壁厚度要小的情况下，因晶界相的畴壁钉 扎效果减弱，因此能获得适当的矫顽力，即能获得适合于可变磁体的200～ 500kA/m的范围内的矫顽力。优选，晶界相的平均厚度在10nm以下。如 果晶界相的平均厚度超过10nm，则畴壁钉扎效果增强，与现有的Sm₂Co₁₇型磁体相同，容易获得较大的矫顽力。较优选的是晶界相的平均厚度在8nm 以下，更优选为的是在5nm以下。然而，如果晶界相的平均厚度过小，则 畴璧钉扎效果可能会过小，矫顽力可能会过低。因此，优选，晶界相的平 均厚度在1nm以上。

作为构成晶界相的相，例如列举出CaCu₅型晶相(1-5型晶相)，然而 不一定要局限于此。1-5型晶相的磁畴壁能量与2-17型晶相的磁畴壁能量 大不相同，因此对磁畴壁移动进行钉扎的效果较强。本实施方式的永磁体 通过对晶界相进行设定而减弱畴璧钉扎力，来获得适当的矫顽力，因此晶 界相也可以不是像1-5型晶相那样的畴璧钉扎力较大的相。晶界相只要是 比由2-17型晶相构成的晶内相而更富含Cu的相(富Cu相)即可。具体而 言，只要晶界相的Cu浓度(C2)相对于晶内相的Cu浓度(C1)的比值(C2/C1) 在1.2以上即可。

通过使富含Cu的相(富Cu相)作为晶界相存在于由2-17型晶相构成 的晶内相(晶粒)之间，从而能基于在晶内相和晶界相之间所产生的磁畴 壁能量差来获得适度的矫顽力。如果晶界相Cu的浓度(C2)相对于晶内 相Cu的浓度(C1)的比值(C2/C1)在1.2以上，就能获得上述基于晶内 相和晶界相之间所产生的磁畴壁能量差的矫顽力。当晶内相与晶界相的Cu 浓度比(C2/C1)小于1.2的情况下，磁壁能量差会过小，可能会导致矫顽 力下降得过多。

作为构成晶界相的富Cu相，除了1-5型晶相以外，还能举例出在高温 相(1-7型晶界相)的2相分离的初期阶段所生成的1-5型晶相的前体。可 认为1-5型晶相的前体相主要是1-7型晶相、或者是1-7型晶相和1-5型晶 相的混相。由此，由2-17型晶相构成的晶内相的晶界中存在的晶界相是如 1-5型晶相、1-7型晶相、及它们的混相，只要是晶内相与晶界相的Cu浓 度比(C2/C1)为1.2以上的富Cu相即可。

如上所述，对于Sm₂Co₁₇型磁体中的矫顽力的起源，是将时效热处理 中的1-7型晶相作为前体的2-17型晶相和1-5型晶相的相分离。此处，相 分离前体的1-7型晶相在其相分离前阶段中生成平板状的相(片状相： platelet phase)。片状相是富含以Zr为代表的元素M的相，在相分离后也 会残留。对于片状相，在确定了在时效处理中形成相分离组织之后，在随 后执行的控制冷却过程中起到作为使2-17型晶相和1-5型晶相的各相之间 相互扩散的通路的作用，可认为会有助于Fe、Cu等元素的移动。

片状相生成为与主相即2-17型晶相的c面((0001)面)平行。因而， 如果观察时效热处理后的Sm₂Co₁₇型磁体的、包含2-17型晶相的c轴的截 面的微细组织，会观察到与c轴大致成直角的呈筋状的片状相的截面。由 于富含M的片状相起到作为Fe、Co、Cu等元素的扩散通路的作用，因此 能促进时效处理中的相分离。因此，为在Sm₂Co₁₇型磁体中获得充分的矫 顽力所必须的相。

例如，在具有超出500kA/m的矫顽力的Sm₂Co₁₇型磁体中，在包含2-17 晶相的c轴的截面中看到明显的富含M的片状相，具体而言是富含Zr的片 状相。即，在包含2-17晶相的c轴的剖面中，存在Zr浓度比晶内相的Zr 浓度要高2倍以上的区域。该Zr的高浓度区域是富含Zr的片状相。另一 方面，在矫顽力较小的Sm₂Co₁₇型磁体中，不存在如此明显的富含Zr的区 域(Zr浓度比晶内相的Zr浓度要高2倍以上的区域)。

如上所述，Sm₂Co₁₇型磁体的金属组织对制造工艺的依赖度较强，且晶 界相的结构取决于时效处理中的恒温处理后的控制冷却条件。与此相对， 富含Zr的片状相的结构、元素组成比等取决于时效处理的初期阶段的恒温 处理条件。当恒温处理温度过高的情况下，富含Zr的片状相会过剩，则可 能会产生巨大的矫顽力，并导致磁化强度下降。另一方面，在恒温处理温 度过低的情况下，由于未完全生成富含Zr的片状相而未进行相分离，因此 有可能矫顽力极小。此外，在使用Ti、Hf来替代Zr的情况下，也相同。

在第二实施方式中，包括具有2-17晶相的晶内相(主相)和晶界相的 2相分离组织的永磁体中，在包含2-17型晶相的c轴的截面中不存在富含 元素M的板状相(富含M的片状相)。因此，与第一实施方式相同，能实 现比现有Sm₂Co₁₇型磁体要小的矫顽力。第二实施方式所涉及的永磁体与 第一实施方式相同，具有200～500kA/m的范围内的矫顽力。优选第二实 施方式所涉及的永磁体的矫顽力在200～400kA/m的范围内。

通过防止生成明显的富含M的片状相，从而能够抑制将片状相作为扩 散通路的各元素的相互扩散的量、速度。由此，由于抑制了从1-7型晶相 向2-17型晶相和1-5型晶相进行相分离，从而抑制现有Sm₂Co₁₇型磁体那 样的矫顽力。而且，能够防止富含Cu的晶界相的厚度过度增加，其中富含 Cu的晶界相被认为包括1-5型晶相、其前体相，从这个角度也能抑制了矫 顽力增大。由此，对于第一实施方式的永磁体，抑制富含M的片状相也是 有效的。对于第一实施方式的永磁体而言，也优选不存在明显富含M的片 状相。

此外，由于富含M的片状相与时效处理后的主相即2-17型晶相相比， Fe量较少，因此磁化强度下降。如果在时效处理后残留有大量富含M的片 状相，有可能导致磁化强度下降。由此，鉴于控制矫顽力和维持磁化强度 两个方面的观点，优选富含M的片状相的生成量较少，且期望形成不存在 明显富含M的片状相的组织。即，通过使明显富含M的片状相不存在，从 而能实现具有适度的矫顽力的永磁体而不必导致显著的磁化强度的下降。

能根据包含2-17型晶相的c轴的截面中的元素M的浓度偏离来判断富 含M的片状相。具体而言，在包含2-17型晶相的c轴的截面中，使对半径 2nm的区域的元素M的浓度进行测定时，元素M的浓度最高的区域的元 素M的浓度(M2)与元素M的浓度最低的区域的元素M的浓度(M1) 之(M2/M1)为2以下，从而能获得适合于可变磁体的矫顽力。即，当元 素M的浓度比(M2/M1)为2以下的情况下，能判断为富含M的片状相的 生成受到了抑制。

对于元素M的浓度，在100k～200k倍的倍率的TEM图形中，通过对 半径2nm的区域进行组成分析来求出。组成分析中使用EDX等。对于元 素M的浓度比(M2/M1)，对任意50点执行上述组成分析，将元素M的 浓度最高的区域中的元素M的浓度设为M1，元素M的浓度最低的区域中 的元素M的浓度设为M2，从而基于上述浓度M1、M2的比值来求出。

如果元素M的浓度比(M2/M1)在2以上，由于富含M的片状相， 因而磁化强度下降，此外，将富含M的片状相作为扩散通路的各元素的相 互扩散得到促进，其结果为，晶界相的厚度增大，且矫顽力容易变得巨大。 优选元素M的浓度比(M2/M1)在1.8以下，更优选为在1.6以下。如果 利用元素M的浓度比(M2/M1)在2以下的永磁体，则能实现相对于可变 磁体而言有效、适度的矫顽力，并不会导致显著的磁化强度下降。

第二实施方式的永磁体中，优选由2-17型晶相构成的晶内相(晶粒) 具有20～500nm范围内的平均结晶粒径。此外，晶界相不限于1-5型晶相， 也可以是其前体相(1-7型晶相、1-5型晶相和1-7型晶相的混相等)。晶 界相只要是晶界相的Cu浓度(C2)是晶内相的Cu浓度(C1)的1.2倍以 上(2≤C2/C1)的富含Cu相即可。另外，对于晶内相和晶界相的Cu浓度， 能够用与测定元素M的浓度相同的方式进行测定。

对于本实施方式的永磁体，能例如下述那样进行制作。首先，制作含 有规定量的元素的合金粉末。用例如带材铸造法等来制作片状的合金薄带， 之后，将其粉碎，从而调制合金粉末。在带材铸造法中，优选将熔融合金 倾注至以转速0.1～20m/秒旋转的冷却辊，从而连续获得凝固成厚度为1 mm以下的薄带。如果冷却辊的转速低于0.1m/秒，薄带中容易发生组成偏 差，如果转速超过20m/秒，晶粒会微细化到单磁畴尺寸以下，不能获得良 好的磁特性。较优选的是冷却辊的转速在0.3～15m/秒的范围内，更优选 为在0.5～12m/秒的范围内。

还可通过利用电弧熔解法或高频熔解法铸造熔液并获取合金铸锭等， 并且对该合金铸锭等进行粉碎，从而调制合金粉末。作为合金粉末的其它 调制方法，可举出机械合金化法、机械研磨法、气体喷散法、以及还原扩 散法等为例子，也可使用由这些方法所调制的合金粉末。也可以根据需要 对如上述那样获得的合金粉末或粉碎前的合金实施热处理，从而使其均匀 化。利用射流粉碎机、球磨机等对薄片或铸锭进行粉碎。为了防止合金粉 末的氧化，优选在惰性气体气氛中或有机溶剂中进行粉碎。

接着，向设置于电磁体等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，从而制作出使晶轴取向固定的压粉体。在1100～1300 ℃温度下，对该压粉体进行0.5～15小时的烧结，从而获得致密的烧结体。 如果烧结温度小于1100℃，烧结体的密度不充分，如果超过1300℃，则 Sm等的稀土类元素会蒸发，从而不能获得良好的磁特性。较优选的是使烧 结温度在1150～1250℃的范围内，更优选的是在1180℃～1230℃的范围 内。

此外，在烧结时间小于0.5小时的情况下，烧结体的密度可能会不均 匀。另一方面，如果烧结时间超过15小时，则Sm等稀土类元素会蒸发， 从而不能获得良好的磁特性。较优选的是使烧结时间在1～10小时的范围 内，更优选的是在1～4小时的范围内。对于压粉体的烧结，为了防止氧化， 优选在真空中或氩气等惰性气氛中进行。

对所获得的烧结体实施固溶化热处理和时效热处理，从而对结晶组织 进行控制。为了获得相分离组织的前体即1-7型晶相，优选在1130～1230℃ 的范围内的温度下，进行0.5～8小时的固溶化热处理。在小于1130℃的 温度以及超过1230℃的温度下，固溶化热处理后的试料中的1-7型晶相的 比例较小，能获得较佳的磁特性。较优选的是使固溶化热处理温度在1150～ 1210℃的范围内，更优选的是在1160℃～1190℃的范围内。

在固溶化热处理时间小于0.5小时的情况下，结构相容易变得不均匀。 此外，如果进行超过8小时的固溶化处理，则可能会发生烧结体中的Sm 等稀土类元素蒸发等情况，因此有可能不能获得较好的磁特性。较优选的 是使固溶化热处理时间在1～8小时的范围内，更优选的是在1～4小时的 范围内。对于固溶化热处理，为了防止氧化，优选在真空中或氩气等惰性 气氛中进行。

对于时效热处理，在700～900℃的范围内的温度下保持0.5～8小时， 之后，以0.2～2℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至400～650℃的范围内的冷 却结束温度，接着利用炉冷冷却至室温。在时效热处理温度小于700℃或 超过900℃的情况下，不能获得均匀的晶界相和2-17型晶相的混合相，磁 特性下降。在时效热处理温度超过900℃的情况下，生成过剩的富含M的 片状相，矫顽力变得巨大且磁化强度会下降。较优选的是使时效热处理温 度在750～900℃的范围内，更优选的是在800℃～880℃的范围内。

时效热处理时间小于0.5小时的情况下，富含M的片状相的生成量不 足，且不能充分进行相互扩散，因此不能充分进行从1-7相析出晶界相。 时效热处理时间超过8小时的情况下，由于晶界相厚度变厚，矫顽力变得 巨大，因此无法获得适合于可变磁体的磁体特性。此外，由于晶粒粗大等 原因，无法获得较佳的磁特性。较优选的是使时效热处理时间在1～6小时 的范围内，更优选的是在2～4小时的范围内。

优选使冷却速度在0.2～2℃/分钟的范围内。冷却速度小于0.2℃/分 钟的情况下，由于晶界相厚度变大，因此矫顽力变得巨大。此外，由于晶 粒粗大等原因，无法获得较佳的磁特性。另一方面，如果冷却速度超过2℃ /分钟，无法获得均匀的晶界相和2-17型晶相的混合相，磁特性下降。较优 选的是使冷却速度在0.4～1.5℃/分钟的范围内，更优选的是在0.5～1.3℃ /分钟的范围内。对于时效热处理，为了防止氧化，优选在真空中或氩气等 惰性气氛中进行。上述结晶组织控制对控制磁体的矫顽力和防止磁化下降 而言很重要。

本实施方式的永磁体适合用作可变磁体。通过将本实施方式的永磁体 用作可变磁体，来构成可变磁通电动机或可变磁通发电机。可将日本专利 特开2008-029148号公报、日本专利特开2008-043172号公报所揭示的技术 应用到可变磁通电动机的结构、驱动系统等。通过将本实施方式的永磁体 用作可变磁通驱动系统的可变磁体，能实现系统的高效化、小型化、以及 低成本化等。

如图1所示，可变磁通电动机1包括在铁心2中配置有固定磁体3和 可变磁体4的转子5、以及具有与现有的电动机相同的结构的定子6。如图 2所示，可变磁通发电机11包括具有固定磁体和可变磁体的转子线圈12、 定子线圈13、以及电刷14。可变磁通发电机11通过用涡轮16使安装于转 子线圈12的轴15旋转，从而执行发电动作。

【实施例】

接下来，对本发明的具体实施例及其评价结果进行描述。

(实施例1～实施例3)

在Ar气体气氛中，对各原料进行电弧熔解来获得铸锭，并以1170℃ ×1小时的条件对该铸锭实施热处理。对该合金进行粗粉碎之后，利用射流 粉碎机进行微粉碎，从而调制合金粉末。在磁场中对该合金粉末进行冲压 使其成为压粉体之后，在Ar气氛中、在1190℃下进行3小时的烧结，接 着在1170℃下进行3小时的热处理，从而制作烧结体。所获得的烧结体在 850℃下保持了4小时之后，以1.2℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至600℃， 从而获得作为目标的烧结磁体。在实施例1～3中制作的烧结磁体的组成如 表1所示。利用ICP法确认了各磁体的组成。

利用TEM观察由上述那样制作的烧结磁体的组织(时效热处理后的生 成相)后，确认了都包括具有2-17型晶相的晶内相和晶界相的2相分离相 组织。对晶内相和晶界相的Cu浓度进行测定，确认了晶界相的Cu浓度(C2) 相对于晶内相的Cu浓度(C1)的比值均在1.2以上。将上述烧结磁体用于 后述的特性评价。

(比较例1)

利用与实施例2的组成相同的合金粉末，在与实施例2相同的条件下， 制作烧结体。将该烧结体在850℃下保持了10小时之后，以0.8℃/分钟 的冷却速度缓慢冷却至400℃，从而制作烧结磁体。

(实施例4～实施例7)

在Ar气体气氛中对各原料进行电弧熔解来获得铸锭，并将该铸锭装入 石英制成的喷嘴，并应用高频感应加热进行熔融后，将该熔融金属倾注到 以0.6m/秒的转速进行旋转的冷却辊，使其连续凝固来制作薄带。对该薄 带进行粗粉碎之后，利用射流粉碎机进行微粉碎，从而调制合金粉末。在 磁场中对该合金粉末进行冲压使其成为压粉体之后，在Ar气氛中、在1200 ℃下进行1小时的烧结，接着在1180℃下进行4小时的热处理，从而制作 烧结体。所获得的烧结体在850℃下保持了3小时之后，以1.3℃/分钟的 冷却速度缓慢冷却至650℃，从而获得作为目标的烧结磁体。在实施例4～ 7中制作的烧结磁体的组成如表2所示。

利用TEM观察了如上述那样制作的烧结磁体的组织(时效热处理后的 生成相)后，确认了都包括具有2-17型晶相的晶内相和晶界相的2相分离 相组织。对晶内相和晶界相的Cu浓度进行测定后，确认了晶界相的Cu浓 度(C2)相对于晶内相的Cu浓度(C1)的比值均在1.2以上。上述烧结磁 体用于后述的特性评价。

(比较例2)

利用与实施例5的组成相同的合金粉末，在与实施例5相同的条件下， 制作烧结体。将该烧结体在850℃下保持了9小时之后，以0.7℃/分钟的 冷却速度缓慢冷却至400℃，从而制作烧结磁体。

利用TEM对上述的实施例1～7和比较例1～2的烧结磁体进行组织观 察，并基于上述方法对晶界相的平均厚度进行测定。此外，执行洛伦兹TEM 观察，并基于上述方法对侧壁厚度进行测定。利用BH描绘器(tracer)对 烧结磁体的磁特性进行评价，并对剩磁Br和矫顽力iHc进行测定。在表1 中一并表示如上述那样进行评价所得的晶界相的平均厚度、磁壁厚度、以 及磁特性。

[表1]

从表1可知，时效热处理时间在4小时以下的试料、或冷却速度在1.2 ℃/分钟以上的试料中，其晶界相的厚度均在10nm以下，获得了200～340 kA/m的矫顽力。与此相对，时效热处理时间在9小时以上的试料、或冷却 速度在0.8℃/分钟以下的试料，其晶界相的厚度均超过10nm，矫顽力在 550kA/m以上。

(实施例8～实施例9)

在Ar气体气氛中，对各原料进行电弧熔解来获得铸锭，并以1170℃ ×1小时的条件对该铸锭实施热处理。对该合金进行粗粉碎之后，利用射流 粉碎机进行微粉碎，从而调制合金粉末。在磁场中对该合金粉末进行冲压 使其成为压粉体之后，在Ar气氛中、在1190℃下进行2小时的烧结，接 着在1170℃下进行4小时的热处理，从而制作烧结体。所获得的烧结体在 820℃下保持了4小时之后，以1.2℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至600℃， 从而获得作为目标的烧结磁体。在实施例8～9中制作的烧结磁体的组成如 表2所示。

利用TEM观察了如上述那样制作的烧结磁体的组织(时效热处理后的 生成相)后，确认了都包括具有2-17型晶相的晶内相和晶界相的2相分离 相组织。对晶内相和晶界相的Cu浓度进行测定后，确认了晶界相的Cu浓 度(C2)相对于晶内相的Cu浓度(C1)的比值都在1.2以上。上述烧结磁 体用于后述的特性评价。

(比较例3)

利用与实施例9的组成相同的合金粉末，在与实施例9相同的条件下， 制作烧结体。将该烧结体在920℃下保持了4小时之后，以1.2℃/分钟的 冷却速度缓慢冷却至600℃，从而制作烧结磁体。

(实施例10～实施例12)

在Ar气体气氛中对各原料进行电弧熔解来获得铸锭，并将该铸锭装入 石英制成的喷嘴，并应用高频感应加热进行熔融后，将该熔融金属倾注到 以0.6m/秒的转速进行旋转的冷却辊，使其连续凝固来制作薄带。对该薄 带进行粗粉碎之后，利用射流粉碎机进行微粉碎，从而调制合金粉末。在 磁场中对该合金粉末进行冲压使其成为压粉体之后，在Ar气氛中、在1200 ℃下进行1小时的烧结，接着在1180℃下进行4小时的热处理，从而制作 烧结体。所获得的烧结体在830℃下保持了3小时之后，以1.3℃/分钟的 冷却速度缓慢冷却至650℃，从而获得作为目标的烧结磁体。在实施例10～ 12中制作的烧结磁体的组成如表2所示。

利用TEM观察了如上述那样制作的烧结磁体的组织(时效热处理后的 生成相)后，确认了都包括具有2-17型晶相的晶内相和晶界相的2相分离 相组织。对晶内相和晶界相的Cu浓度进行测定后，确认了晶界相的Cu浓 度(C2)相对于晶内相的Cu浓度(C1)的比值都在1.2以上。上述烧结磁 体用于后述的特性评价。

(比较例4)

利用与实施例11的组成相同的合金粉末，在与实施例11相同的条件 下，制作烧结体。将该烧结体在880℃下保持了12小时之后，以1.3℃/ 分钟的冷却速度缓慢冷却至650℃，从而制作烧结磁体。

(比较例5)

利用与实施例12的组成相同的合金粉末，在与实施例12相同的条件 下，制作烧结体。将该烧结体在880℃下保持了12小时之后，以1.3℃/ 分钟的冷却速度缓慢冷却至650℃，从而制作烧结磁体。

利用TEM对上述实施例8～12和比较例3～5的烧结磁体执行组织观 察，并基于上述方法对元素M的浓度比(M2/M1)进行测定。利用BH描 绘器(tracer)对烧结磁体的磁特性进行评价，并对剩磁Br和矫顽力iHc 进行测定。在表2中一并表示如上述那样进行了评价的元素M的浓度比 (M2/M1)和磁特性。另外，利用上述方法对实施例12和比较例5的晶界 相的平均厚度和磁壁厚度进行测定。并如上述那样进行了评价。

[表2]

从表2可知，对于时效处理中的高温维持温度小于900℃的试料、或 高温维持时间在4小时以下的试料，元素M的浓度比(M2/M1)在2以下， 获得200～350kA/m的矫顽力。与此相对，对于时效处理中的高温维持温 度在900℃以上的试料、或高温维持时间在12小时以上的试料，元素M 的浓度比(M2/M1)均超过2，矫顽力在550kA/m以上。实施例12中，晶 界相的平均厚度比磁壁厚度要小，且矫顽力为350kA/m，与此相对，比较 例5中，晶界相的平均厚度比磁壁厚度要厚，且矫顽力为600kA/m。

工业上的实用性

能有效地将本发明的永磁体用作可变磁体。而且，能将作为可变磁体 的永磁体有效地用于可变磁通电动机或可变磁通发电机。