永磁体、以及使用该永磁体的电动机和发电的制造方法

永磁体、以及使用该永磁体的电动机和发电的制造方法
【专利摘要】在一实施例中，永磁体包括：由以下组成式所表示的组成：RpFeqMrCusCo100-p-q-r-s，（其中，R是稀土元素，M是从由Zr，Ti以及Hf中选择的至少一种元素，10≦p≦13.5at%，25≦q≦40at%，1.35≦r≦1.75at%，0.88≦s≦13.5at%）；以及金属结构，该金属结构包括Th2Zn17晶相和富铜晶相。其中Th2Zn17晶相皆具有25at%以上的Fe浓度，富铜晶相皆具有25at%至70at%的Cu浓度。富铜晶相的平均厚度在20nm以下，富铜晶相间的平均距离在200nm以下。
【专利说明】永磁体、以及使用该永磁体的电动机和发电机
相关申请的交叉引用
[0001]本申请基于2012年11月20日提交的日本专利申请N0.2012-254746并要求其优先权的权益；该申请的全部内容通过引用结合于此。
【技术领域】
[0002]本文所揭示的实施方式主要涉及永磁体、以及使用该永磁体的电动机和发电机。【背景技术】
[0003]作为高性能的稀土磁体，已知有Sm-Co基磁体和Nd-Fe-B基磁体等。如今已大规模生产的这些磁体含有大量的铁(Fe)和钴(Co)，将有助于提高饱和磁化强度。另外，这些磁体含有钕(Nd)、钐(Sm)等稀土元素，归因于晶场中稀土元素的4f电子行为，产生了较强的磁各向异性。这使得能够获得较大的矫顽力，从而实现高性能磁体。
[0004]这种高性能磁体被用于电子设备中，例如各种电动机、发电机、扬声器、以及测量仪器。近年来，越来越需要降低各种电子设备的重量和功耗，为了有效应对，需要一种最大磁能积(BHmax)得到改善的高性能永磁体。在将永磁体用于混合电动车(HEV)、电动车(EV)、轨道车等的电动机时，要求永磁体具有高耐热性。在HEV、EV、轨道车等所用的电动机中，使用了如下这种永磁体，即，将Nd-Fe-B基磁体中的Nd (钕)置换为Dy (镝)从而提高了永磁体的耐热性。由于Dy是稀土元素的一种，因此为了在HEV和EV中大规模使用，存在着不在永磁体中使用Dy的需求。 [0005]由于其较高的居里温度，已知有Sm-Co基磁体不使用Dy而表现出优越的耐热性。Sm-Co基磁体能够实现较好的电动机特性，并且在高温下也能保持该较好的电动机特性，但目前仍需要进一步提高其矫顽力和磁通密度。为了提高Sm-Co基磁体的磁通密度，提高Fe浓度是有效手段。然而，在具有较高Fe浓度的成分范围内，矫顽力趋于减小。另外，Fe浓度的提高还可能产生异相，使得难以获得足够的烧结体密度。这些成为了降低矫顽力和磁化强度的因素。为了实现高性能永磁体，需要一种能够在具有高Fe浓度的Sm-Co基磁体中同时实现高矫顽力和高磁化强度的技术。

【发明内容】

本发明的实施方式的永磁体，包括:
由以下组成式所表示的组成，即:
RpFeqMr CusCo100-p-q-r-s?
其中，R是从稀土元素所构成的组中选出的至少一种元素，
M是从锆(Zr)、钛(Ti)、铪(Hf)所构成的组中选出的至少一种元素，
P满足10兰P兰13.5at%, q满足25兰q兰40at%, r满足1.35兰r兰1.75at%,并且S满足0.88兰S兰13.5at% ；以及
金属结构，该金属结构包括Th2Zn17晶相和富铜晶相，其中Th2Zn17晶相皆具有25at%以上的Fe浓度，富铜晶相皆具有25at%至70at%的Cu浓度；
其中，富铜晶相的平均厚度在20nm以下，富铜晶相间的平均距离在200nm以下。
此外，本发明的实施方式的电动机包括所述永磁体。
此外，本发明的实施方式的发电机包括所述永磁体。
【专利附图】

【附图说明】
[0006]图1是示出一实施方式的永磁体电动机的图。
[0007]图2是示出一实施方式的可变磁通电动机的图。
[0008]图3是示出一实施方式的发电机的图。
【具体实施方式】
[0009]根据一个实施方式，提供了一种永磁体，包括:由以下组成式所表示的组成，即: RpFeqMrCusCo100-p-q-r-s...(I)，
其中，R是从由稀土元素构成的组中选择的至少一种元素，M是从由Zr，Ti以及Hf构成的组中选择的至少一种元素，P满足10兰P兰13.5at%，q满足25兰q兰40at%, r满足1.35 ^ r ^ 1.75at%，s满足0.88兰s兰13.5at% ；以及金属结构，该金属结构包括Th2Zn17晶相和富铜晶相，其中Th2Zn17晶相皆具有25at%以上的Fe浓度，富铜晶相皆具有25at%至70at%的Cu浓度。在该实施方式的永磁体中，富铜晶相的平均厚度teu_rieh在20nm以下，富铜晶相间的平均距离Cla^ieh在200nm以下。
[0010]已知Sm-C0基磁体的矫顽力类型为畴壁钉扎型。畴壁钉扎型矫顽力源自于热处理所生成的纳米级两相分离结构。该两相分离结构由Th2Zn17晶相(也被称为晶胞相，以下称为2-17相)以及围绕该2-17相而形成的富铜晶相(也被称为晶胞壁相，以下称为富铜相)构成。富铜相起到畴壁的钉扎位置(pinningsite)的功能，以防止畴壁的错位。结果,表现出畴壁钉扎型矫顽力。富铜相主要由CaCu5晶相构成(以下称为1-5相)。
[0011]当Sm-Co基磁体的Fe浓度变高时，将难以表现上述矫顽力。可能的原因在于难以产生作为钉扎位置的富铜相。关于这一点，有一个历史背景，即，通过添加锆(Zr)，常规技术已经能够在高Fe浓度的成分范围内得到矫顽力。在Sm-Co基磁体中添加Zr使得在老化处理过程中发生的亚稳分解引起2-17相和富铜相的两相分离之前生成富锆片相(Zr-richplatelet phase)。富锆片相起到促进元素扩散的元素扩散路径的功能，使得容易生成两相分离结构。Fe浓度为大约15at%的常规Sm-Co基磁体的Zr浓度为大约0.7at%至大约
0.9at%。
[0012]另外，通过将Zr浓度设置为大约2at%至大约2.5at%，能够在Fe浓度提高至接近25at%的Sm-Co基磁体中获得较高的矫顽力。常规典型的Sm-Co基磁体包含大约20at%的Fe和大约2at%的Zr。基于该历史背景,可以预计,通过根据Fe浓度相应地提高Zr浓度，能够改善提高了 Fe浓度的Sm-Co基磁体的矫顽力。然而事实上，为了提高包含25at%以上Fe的Sm-Co基磁体的矫顽力，即使根据Fe含量相应地提高Zr含量，也不能提高矫顽力。相反地，矫顽力趋于下降，而且剩余磁化强度也下降。根据提高矫顽力的常规思维方式，25at%以下就是Sm-Co基磁体中Fe浓度的提升上限。
[0013]本发明的发明人仔细研究了将Sm-Co基磁体中Fe浓度设置为25at%以上时矫顽力降低的原因。结果发现，在常规R-Co-Fe-Cu-M基磁体(R为稀土元素，M为从T1、Zr、Hf中选择的至少一个元素)中，例如，在Sm-Co-Fe-Cu-Zr基磁体中,可能会产生富错异相。当Fe浓度提高时，Sm-Co-Fe-Cu-Zr基磁体中Zr的溶解限值降低，没有完全固态溶解的Zr产生异相。因此，即便在含25at%以上Fe的Sm-Co-Fe-Cu-Zr基磁体中加入通常被认为合适的大约2at%的量的Zr，Zr也不会完全起到提高矫顽力的作用。还发现，富锆异相还具有相对较高Cu浓度。当富锆异相中的Cu浓度变高时，Cu中主相劣化，阻碍了原本应该在老化处理时发生的亚稳分解。可以推测，富锆异相的产生也引起了磁化强度变差。
[0014]如上所述，对于包含大约20at%的Fe和大约2at%的Zr的普通Sm-Co基磁体而言，根据常规思维方式可以预计，提高Zr浓度将是进一步改善提高Zr浓度的有效手段。然而，从金属结构的角度来看，已经发现难以通过提高Zr浓度来实现Fe浓度的提高。因此，在具有25at%以上Fe浓度的成分范围内，本发明的发明人将注意力放在了具有低Zr浓度的组成结构上，而按照常规思维方式，该组成结构预计将会降低矫顽力。本发明的发明人仔细研究了一种能够在Zr浓度低到足以抑制异相产生的成分范围内表现较高矫顽力的技术。
[0015]常规Sm-Co基磁体中具有较低Zr浓度的成分范围内之所以无法表现足够的矫顽力，一个可能的原因在于老化处理过程中的亚稳分解变得不够充分。不充分的亚稳分解导致了作为畴壁钉扎位置的富铜相的生成量不足。形成Sm-Co基磁体的合金系统中的相分离为两相分离，即，从经溶液处理形成的TbCu7晶相(以下称为1-7相)分离成2-17相(晶胞相)和富铜相(晶胞壁相)。相分离时，发生Cu和Fe，Co的相互扩散。Cu扩散入富铜相，Fe扩散入2-17相。当添加了诸如Zr的元素M时，在两相分离之前生成由富M异相(以下称为富M相)组成的片相。通常在与2-17相的c轴垂直的方向上生成富M相。富M相起到促进元素扩散的元素扩散路径的功能，使得容易引起相分离。
[0016]在Fe浓度约为20at% (小于25at%)的Sm-Co基磁体中，富M相的生成使得相分离变得容易，提高了富铜相的生成量。然而，在具有25at%以上Fe浓度的Sm-Co基磁体中，元素M的溶解限值降低，并且如上所述富M相的生成量提高。富M相的生成量提高导致了主相中Cu含量不足，反过来阻碍了亚稳分解。因此，为了提高具有25at%以上Fe浓度的Sm-Co基磁体的矫顽力，重要的是在元素M浓度(以下称为M浓度)低到足以抑制生成富M相的成分范围内使得两相分离充分进行。
[0017]根据本实施方式的永磁体，在25at%以上Fe浓度的成分范围内，M浓度被设为
1.75at%以下，以抑制富M相的生成，并使得在1.75at%以下M浓度的成分范围内两相分离能够充分进行。通过促进Cu和Fe、Co的相互扩散来进行老化处理，从而引起两相分离。如后所述，当经过溶液处理的材料中促使元素相互扩散的空穴数量提高时，能够在没有任何富M相介入的情况下促进Cu和Fe、Co的相互扩散。在1.75at%以下M浓度的成分范围内，富M相的生成受到抑制，促进了向2-17相和富铜相的两相分离。因此，具有25at%以上Fe浓度的Sm-Co基磁体的矫顽力得到了改善。另外，富铜相本身对于畴壁所具有钉扎力得到了加强，因此改善了 Sm-Co基磁体的矫顽力。基于25at%以上的Fe浓度，Sm-Co基磁体的剩余磁化强度得到了改善。
[0018]以下，对本实施方式的永磁体进行详细说明。在具有由组成式(I)表示的组成结构的永磁体中，使用从包含钇在内的稀土元素中选出的至少一种元素来作为元素R。所有的元素R都会带来较大的磁各向异性，对永磁体施加高矫顽力。作为元素R，优选使用从钐(Sm)、铈(Ce)、钕(Nd)、镨(Pr)中选出的至少一种，更优选为使用Sm。将元素R中Sn!的比例设为50at%以上使得能够提高永磁体的矫顽力等特性，并具有较好的可重复性。此外，优选大约70at%以上的元素R为Sm。
[0019]当元素R的含量过低时，因为会析出大量α -Fe相，从而无法获得足够的矫顽力。当元素R的含量过高时，饱和磁化强度大幅降低。因此，元素R的含量P最好在10at%~13.5at%的范围内。元素R的含量P优选为在10.3at%~ 13at%的范围内，更优选为在
10.6at%~12.5at%的范围内。
[0020]铁(Fe)是主要负责永磁体的磁化的元素。通过含有大量的Fe，能提高永磁体的饱和磁化强度。然而，若Fe含量过高，则会析出α-Fe相，难以获得所希望的两相分离结构，从而容易使矫顽力下降。因此，Fe的含量q最好在25at%~40at%的范围内。Fe的含量q优选为在28at%~38at%的范围内，更优选为在30at%~36at%的范围内。[0021]作为元素M，使用从钛(Ti)、锆(Zr)、铪(Hf)中选出的至少一种元素。通过加入元素M，从而能在具有较高Fe浓度的组成范围内表现出较大的矫顽力。若元素M的含量过低，则无法获得改善矫顽力的效果。元素M的含量r优选在1.35at%以上。在本实施方式的永磁体中，重要的是抑制在含有25at%以上Fe的组成范围内生成富M相。因此，元素M的含量r优选在1.75at%以下。当元素M的含量r超过1.75at%时，矫顽力和磁化强度均变差。元素M的含量r优选为在1.4at%~1.7at%的范围内，更优选为在1.5at%~1.67at%的范围内。
[0022]元素M可以是T1、Zr、Hf中的任何一种，但优选为至少含有Zr。特别当50at%以上的元素M为Zr时，能进一步改善增加永磁体矫顽力的效果。另一方面，由于在元素M中、Hf特别昂贵，因此，即便使用Hf的情况下，其含量优选为较少。Hf的含量优选为低于元素M 的 20at%o
[0023]铜(Cu)是用于使永磁体表现出高矫顽力的元素。若Cu的含量过低，则难以获得高矫顽力。当Cu的含量过高时，磁化强度大幅降低。因此，Cu的含量s最好在0.88at%~13.5at%的范围内。Cu的含量s优选为在3.9at%~9at%的范围内，更优选为在4.3at%~
7.2at%的范围内。
[0024]钴(Co)不仅负责永磁体的磁化，也是表现高矫顽力所必须的元素。此外，若含有大量Co，则居里温度变高，改善了永磁体的热稳定性。若Co的含量过低，则无法充分获得这些效果。然而，若Co的含量过高，则Fe的含量会相对降低，使得磁化强度变差。因此，考虑到元素R、元素M和Cu的含量，将Co的含量设定成使得Fe的含量满足上述范围。
[0025]一部分 Co 可以用从镍(Ni)、钒(V)、铬(Cr)、锰(Mn)、铝(Al)、硅(Si)、镓(Ga)、铌(Nb)、钽(Ta)、钨(W)中选出的至少一种元素A来置换。这些置换元素有助于改善磁性能，例如矫顽力。然而，过度地用元素A置换Co容易使磁化强度变差，因此元素A的置换量优选为Co的20at%以下。需要注意的是，允许本实施方式的永磁体含有氧化物等不可避免的杂质。
[0026]本实施方式的永磁体包括金属结构，该金属结构包括2-17相(晶胞相)和富铜相(晶胞壁相)，2-17相皆具有25at%以上的Fe浓度，富铜相皆具有25at%至70at%的Cu浓度。当2-17相的Fe浓度小于25at%时，能充分提高永磁体的剩余磁化强度。2_17相的Fe浓度优选为28at%以上，更优选为30at%以上。如上所述，富铜相(晶胞壁相)具有畴壁的钉扎位置的功能。若富铜相的Cu浓度为25at%以上，将改善其作为畴壁的钉扎位置的功能。若Cu浓度高于70at%，则富铜相的晶体结构变得不稳定，无法稳定地生成富铜相。富铜相的Cu浓度优选为30at%至65at%，更优选为35at%至60at%。
[0027]在本实施方式的永磁体中，富铜相的平均厚度to?ic;h在20nm以下，富铜相间的平均距离Cla^ieh在200nm以下。在包括2_17相的晶体的c轴的剖面上测量富铜相的平均厚度tHid1以及富铜相间的平均距离dcuikh。当富铜相的平均厚度tcuikh以及富铜相间的平均距离dk&h满足上述条件时，将密集形成畴壁的清晰钉扎位置(富铜相)。在通过将2-17相(晶胞相)的Fe浓度设为25at%以上而提高了磁化强度的永磁体中，能够表现出较好的矫顽力。即，能够提供一种具有较高剩余磁化强度和较高矫顽力的Sm-Co基磁体。
[0028]当包括2-17相的c轴的剖面上的富铜相的平均厚度tCl?ic;h过大时，Cu将分散在富铜相中。这减弱了富铜相对于畴壁所具备的钉扎力。由于具有20nm以下平均厚度tk&h的富铜相在畴壁的钉扎力方面特性优越，因此永磁体的矫顽力得到改善。富铜相的平均厚度tHid1优选在16nm以下,更优选在12nm以下。然而，当富铜相的平均厚度ta?ic;h过小时，将会降低其作为畴壁的钉扎位置的功能，并且也会削弱畴壁的钉扎力。富铜相的平均厚度tCuiieh优选在4nm以下。
[0029]当富铜相间的平均距离(Wg过大时，畴壁的钉扎位置的形成状态变得稀疏，降低了永磁体的矫顽力。此外，永磁体的正方度(squareness)比例也会变差。当富铜相间的平均距离(Wmh在200 nm以下时，畴壁的钉扎位置变密，可以改善永磁体的矫顽力。富铜相间的平均距离cWg优选在160nm以下，更优选在140nm以下。然而，当富铜相间的平均距离Cla^idl过小时，2-17相的相对量减小，容易降低矫顽力和剩余磁化强度。富铜相间的平均距离dCl?ic;h优选在20nm以上，更优选在80nm以上。
[0030]在本实施方式的永磁体中，为了在25at%以上Fe浓度以及1.75at%以下M浓度的组成结构中充分促进两相分离过程，并获得包括具有20nm以下平均厚度tcu_rieh和200nm以下平均距离Cl0^ieh的富铜相的金属结构，在溶液处理之后控制冷却速率是有效手段。本发明的发明人为了在25at%以上Fe浓度以及1.75at%以下M浓度的组成结构中获得所希望的金属结构，将注意力集中在晶体中空穴的量上。从1-7相分离成2-17相和富铜相的相分离过程由元素的相互扩散造成。通过控制元素的此类扩散行为，能够控制相分离以及相分离后的结构。
[0031]原子在固体材料中的扩散是经由空穴发生的一种现象。除非某个原子旁边存在空穴，否则该原子无法移动。为了提高原子移动的可能性，提高空穴量是有效手段。可以推测，这将有助于原子扩散的顺利进行。在本实施方式的永磁体中，可以预计，通过提高作为前体的1-7相中空穴的量，将使得从1-7相到2-17相和富铜相的相分离顺利进行。在作为相分离结构的前体的1-7相中引入大量空穴的一种例示方法是在高温下保持之后迅速冷却至室温。
[0032]在某个温度下保持稳定的空穴量将会随着温度的提升迅速增加。绝对温度T(K)下空穴的浓度c，即，空穴的个数η与原子个数N的比(n/N)由下式(2)确定:
c=n/N=Aexp (-Ef/ (kT))...(2) 在公式(2)中，Ef是形成一个空穴所需的能量，S卩，空穴形成能量。k是波尔兹曼常数，且A是常数。若含有公式(2)所确定的空穴，温度T (K)下晶体转为稳定平衡状态。高温下，空穴浓度较高，而填隙原子数非常小。因此，作为从高温迅速冷却至室温的结果，将获得含有过量空穴(点缺陷)、即含有大于等于此温度下平衡浓度的量的空穴的材料。为了在迅速冷却后的室温下维持高温平衡状态下的空穴浓度，冷却速率需要足够高。若冷却速率较低，则在冷却期间空穴会消失。
[0033]在常规的Sm-Co基磁体的制造工艺中，在溶液处理之后也进行迅速冷却，但是这样的冷却是为了使1-7相在室温下维持亚稳相。只要冷却速率高到足以在室温下维持1-7相即可。而本实施方式中溶液处理后的迅速冷却不单单是为了在室温下维持1-7相，而且还是为了在进行了溶液处理后的材料中引入大量空穴。因此，与常规制造工艺相比，需要将冷却速率设置得足够高。在制造具有25at%以上Fe浓度以及1.75at%以下M浓度的组成结构的永磁体时，在溶液处理步骤中维持恒温之后，以_170°C /min以上的速率迅速冷却能够使两相分离充分进行，并稳定地获得上述金属结构。因此，能够提供一种具有较高剩余磁化强度和较高矫顽力的Sm-Co基磁体。另外，通过迅速冷却而使金属结构均匀，能够改善Sm-Co基磁体的正方度比例。
[0034]可以通过感应耦合等离子体(ICP)发射光谱化学分析方法对本实施方式的永磁体的组成结构进行测量。在接下来的过程中利用ICP发射光谱化学分析进行测量。首先，在研钵中对从预定测量点获得的样品进行研磨，称量规定量的该研磨样品，并放入石英烧杯中。将混合酸(包含硝酸和盐酸)倒入石英烧杯中，在加热板上加热到约140°c，从而使样品完全熔化。放置冷却后，将其转移到PFA容量瓶中，以等容工艺来制备样品溶液。使用ICP发射光谱化学分析仪通过校准曲线法来确定该样品溶液的组分量。作为ICP发射光谱化学分析仪，例如使用由精工电子纳米科技有限公司制造的SPS4000 (商品名)。
[0035]用透射电子显微镜(TEM)可以观测到本实施方式的永磁体的金属结构。优选以IOOk至200k倍的放大率来进行TEM观测。在包括作为晶胞相的2-17相的c轴的剖面上观测该金属结构。作为晶胞壁相的富铜相是Cu浓度为2-17相的Cu浓度1.2倍以上的区域。为了进行2-17相和富铜相中Fe和Cu等元素的组成分析，例如可以使用TEM-能量色散X射线光谱仪(TEM-EDX)或3维原子探针(3DAP)。
[0036]在每个相的20个点处用TEM-EDX进行组成分析。在每个元素的测量值中，去除了最大值和最小值之后所得到的测量值的平均值被定义为每个元素的分析值。若使用TEM-EDX，即便观测到富铜相，有时也无法精确测量富铜相中的Cu浓度，这是因为透射电子束会透射穿过富铜相和2-17相。另外，在TEM-EDX的观测过程中，元素R浓度等有时变得略高(是3DAP测量值的大约1.2倍至大约1.5倍)。若使用TEM-EDX，则优选观测薄膜样品中特别薄的点。
[0037]为了降低上述测量误差，优选用3DAP来测量每个相中的各元素浓度。用3DAP测量富铜相中的各元素的浓度根据以下过程进行。作为预处理，通过切割来切薄样品，利用该切薄样品，通过聚焦离子束显微镜(FIB)来制作用于拾取原子探针的针尖状样品。根据2-17相的原子平面(0003)间隔(大约0.4nm)生成原子图。关于如此生成的原子探针数据，仅生成Cu的分布，明确了 Cu较厚的位置。富含Cu的这一部分就是富铜相(晶胞壁相)。
[0038]在垂直于富铜相的方向上分析目标元素的浓度分布。浓度分布的分析范围优选为5X5X IOnm0在包括富铜相的范围内分析得到的浓度分布中找到Cu浓度的最高值。在同一样品的20个点处执行该测量，在Cu浓度的测量值(Cu浓度最高值)中，去除最大值和最小值之后所得到的测量值的平均值被定义为富铜相中的Cu浓度。以相同方式测量其他元素的浓度。
[0039]对烧结体内部执行TEM-EDX或3DAP的测量。对烧结体内部的测量如下。在表面部分以及在从具有最大面积的表面的最长侧的中央部分切开所得的垂直于该侧(对于曲线的情况，则垂直于该中央部分的切线)的剖面的内部来测量其成分。测量点如下。如下设置参考线I和参考线2:以上述剖面的各对应侧的1/2处为起点、向与该侧垂直的内侧的端部绘制参考线1，并以各对应角部的中心为起点、向位于该角部的内角的1/2处的内侧绘制参考线2，将从这些参考线1、2的起点起的参考线长度的1%处定义为表面部分，并将40%处定义为内部。当角部由于倒角加工等而具有曲率时，将相邻侧的延伸的交点定义为该侧端部(角部的中心)。该情况下，测量点并非基于交点而决定，而是基于与参考线相接的部分来决定。
[0040]在如上述那样设置测量点的情况下，若剖面例如是四边形，则参考线的数量总共为8，包括4根参考线I和4根参考线2，在各个表面部分和内部的测量点的数量为8。本实施方式中，各表面部分和内部的8个点均优选为具有上述范围的成分，但只需要各表面部分和内部的至少4个以上的点具有上述范围的成分。在该情况下，没有定义参考线的表面部分与内部之间的关系。在通过抛光对由此定义的烧结体内部的观测面进行平滑处理后，进行观测。TEM-EDX的观测点为2-17相和富铜相中的任意20个点，在这些点的测量值中，找到去除最大值和最小值之后所得到的测量值的平均值，将该平均值设定为每个元素的浓度。这同样适用于3DAP的测量。
[0041]优选对3DAP所测量到的富铜相中的Cu浓度分布进行整形。Cu浓度分布的半极值全宽度(FWHM)优选为5nm以下。若富铜相中的Cu分布较尖锐，则2_17相和富铜相之间的畴壁能差显著，畴壁更容易被钉扎。因此，改善了矫顽力。如下确定Cu浓度分布的半极值全宽度(FWHM)。从3DAP的Cu分布中确定Cu浓度的最高值(Peu),得到峰值的宽度，其数值为上述值一半(Peu/2)(半极值全宽度)。对十个峰值执行该测量，将所获得的值的平均值定义为半极值全宽度(FWHM)。Cu分布的半极值全宽度优选为3nm以下,更优选为2nm以下。
[0042]在本实施方式的永磁体中，富铜相为存在于2-17相之间的板状层。富铜相的厚度为TEM图像中具有均匀对比度的晶粒与相邻的具有均匀对比度的晶粒之间的、具有不同对比度的区域的宽度。富铜相的平均厚度tirg被定义为:在用IOOk倍放大率观测到的TEM图像中，在5个点处测量上述具有不同对比度的区域的宽度时所获得的值的平均值。
[0043]富铜相间的距离为:在包括2-17相的c轴的剖面的TEM图像中，从某个富铜相到下一个富铜相的距离。富铜相间的平均距离(Wrieh被定义为:在以50nm间隔对用IOOk倍放大率观测到的TEM图像进行成分线分析时，在所有成分线分析中所得到的富铜相间距离的平均值。在第一方向上以50nm间隔进行TEM图像的成分线分析，然后在与第一方向垂直的第二方向上以50nm间隔进行下一次分析。以下是确定富铜相间平均距离Cla^idl的具体方法。
[0044]首先，用IOOk倍的放大率对包括永磁体(经过老化处理的烧结体)2-17相的c轴的剖面执行TEM观测。在所获得的TEM图像上，在第一方向上以相等间隔平行地执行线分析(Lal至LanX接着，在同一 TEM图像上，在垂直于第一方向的第二方向上以相等间隔平行地执行线分析(Lbl至Lbn)。在所有的线分析中，间隔被设为50nm。为了使这些线分析所获得的Cu浓度间的差异更加清晰，将由这些线分析所获得的Cu浓度的实际数据放大2至16个数量级，并利用所获得的值绘制曲线，确定平均值。在将Cu浓度的实际数据放大2至16个数量级后所获得的数据值(放大η个数量级)的曲线中，如下区域被认为是富铜相:数据值持续大于平均值2倍的部分的宽度在2nm以上的区域；如下位置被认为是富铜相的位置:在该区域中数据值最大的位置。
[0045]在根据Cu浓度的数据值(放大η个数量级)绘制而成的曲线中，测量从代表Cu浓度的最大数据值(放大η个数量级)的峰值到下一峰值之间的距离，作为富铜相间的距离。将峰值间距离屯，d2..dn的平均值确定为一个线分析中富铜相间的距离。对所有线分析结果进行相间距离的测量，确定各个线分析结果中相间距离的平均值(dal至dan和dbl至dbn)。将如此确定的线分析结果中相间距离的平均值[(dal+da2...+dm+dbl+db2...+bdn)/2n]定义为富铜相间的平均距离ClaiIi
[0046]本实施方式的永磁体例如以如下方式制造。首先，制备含有规定量的元素的合金粉末。该合金粉末通过如下方式准备:即，通过利用例如电弧熔炼法、或高频熔化法将金属熔化，而后对其进行铸造来形成合金锭，然后对该合金锭进行研磨。通过以薄带连铸法制备絮片形式的合金薄带，然后对该合金薄带进行研磨，由此可以准备合金粉末。在薄带连铸法中，优选将熔融的合金金属倾斜地注入以0.lm/sec到20m/sec的圆周速度旋转的冷却棍中，以连续获得厚度为1_以下的薄带。若冷却棍的圆周速度低于0.lm/sec,薄带可能会发生成分变化，而若圆周速度超过20m/sec，晶粒会变成单个畴大小以下的细小程度，无法获得较好的磁性能。冷却棍的圆周速度优选处于0.3m/sec到15m/sec的范围内，更优选为处于0.5m/sec到12m/sec的范围内。
[0047]其它准备合金粉末的方法例如有机械合金化法、机械研磨法、气体雾化法、还原扩散法等。可以使用通过上述任一种方法所准备的合金粉末。必要时可以对由此获得的合金粉末或研磨前的合金进行热处理，使其均匀化。使用喷磨机、球磨机等来研磨片或锭。为了防止合金粉末氧化，优选在例如氩气等惰性气体气氛或有机溶剂中进行研磨。
[0048]研磨后所得到的合金粉末优选具有2 μ m到5 μ m的晶粒尺寸，更优选晶粒尺寸不小于2 μ m且不大于10 μ m的晶粒占整个粉末的80%以上。为了获得这样的粉末，优选使用喷磨机来研磨片或锭，这样能够比较少地产生细粉末。若研磨时产生了大量的细粉末，将难以在后续步骤中去除这些细粉末。结果，即使平均晶粒尺寸为2 μ m到5 μ m，也有可能包含大量亚微米级的细粉末。若这些细粉末聚集，将难以在压制成形时形成磁场取向，将不可能获得较好程度的取向。
[0049]另外，若Fe浓度在25at%以上，则作为原材料的片或锭中的异相的量可能会增加。不仅异相的量，其尺寸也会增加。异相的尺寸有时会在20 μ m以上。研磨片或锭时，如果存在15 μ m以上的晶粒的话，它们自己有时会变成异相晶粒。含有异相晶粒的研磨粉末在压制成形和烧结时，在烧结体中会存在大的异相，会降低矫顽力、磁化强度、正方度等特性。正方度变差使得磁化变难，从而降低了电动机等中的适用性。在研磨后的合金粉末中，10 μ m以上的晶粒占整个粉末的比例优选在10%以下。这能在维持具有25at%以上Fe浓度的永磁体的较好正方度的同时改善矫顽力。[0050]接着，将合金粉末填充到安装在电磁体上的模具等中，对其施加磁场的同时进行压制成形。从而制造出晶轴进行了取向的压缩模制主体。通过在合适条件下烧结该压缩模制主体，获得烧结体。优选在真空气氛或氩气等惰性气体气氛中执行对压缩模制主体进行烧结的步骤。此外，采用真空气氛中的烧结与惰性气体气氛中的烧结相结合也是有效的。该情况下，优选先在真空气氛中对压缩模制主体进行烧结，然后在惰性气体气氛中对预烧结体进行烧结。例如，优选维持9X10_2Pa以下的真空气氛，直到温度接近烧结温度，之后将气氛转换成惰性气氛，并在其中进行烧结。这种烧结步骤能获得高密度烧结体。
[0051]压缩模制主体的烧结温度优选为1100°C到1300°C。若烧结温度过高，Sm等可能会蒸发。烧结温度更优选为小于或等于1250°C，进一步优选为小于或等于1220°C。若烧结温度过低，则烧结体的密度会变低。烧结温度更优选为大于或等于1150°C，进一步优选为大于或等于1160°C。在烧结温度的保持时间优选为0.5小时到15小时。结果，可获得致密烧结体。若烧结时间少于0.5小时，则烧结体的密度可能会不均匀。若烧结时间超过15小时，合金粉末中的Sm等会蒸发，无法获得良好的磁性能。烧结时间更优选为I小时到10小时，进一步优选为I小时到4小时。
[0052]接着，对所获得的烧结体实施固溶液处理和老化处理从而控制晶体结构。为了获得作为相分离结构的前体的1-7相，溶液处理优选为在1100°C?1200°C的温度范围内维持0.5小时?8小时而进行。当温度低于1100°C或超过1200°C时，溶液处理后的样品中1_7相的比例较小，无法获得良好的磁性能。溶液处理的温度更优选在1120°C?1180°C的范围内，进一步优选在1120°C?1170°C的范围内。若溶液处理时间少于0.5小时，构成相可能会变得不均匀。若溶液处理时间超过8小时，Sm等元素R会蒸发，容易无法获得良好的磁性能。溶液处理时间更优选为在I小时?8小时的范围内，进一步优选为在I小时?4小时的范围内。为防止氧化，溶液处理优选在真空或惰性气氛中进行。
[0053]为了获得本实施方式的永磁体，在溶液处理步骤的恒温保持之后进行迅速冷却。迅速冷却步骤不单单是为了在室温下维持1-7相，而且还是为了在进行了溶液处理后的材料中引入大量空穴。若仅仅为了在室温下维持1-7相，无需严格控制冷却速率。另一方面，冷却速率会显著影响空穴浓度，进而老化处理后的金属结构会发生变化，具体而言是富铜相的厚度以及富铜相间的距离会发生变化。因此，溶液处理步骤的恒温保持之后进行迅速冷却的速率优选在_170°C /min以上。优选从溶液处理温度起进行迅速冷却，直至大约500°C到800°C左右的温度。在迅速冷却至如此温度之后，维持该温度一段预定的时间，然后将该温度逐渐降至室温。
[0054]采取冷却速度为_170°C /min以上的上述迅速冷却步骤使得能够在经过溶液处理后的晶体中引入很多空穴。在老化处理时经由空穴发生原子扩散。结果，两相分离充分进行，使得能够清晰地形成富铜相，从而能够增强畴壁的钉扎效应。溶液处理步骤的迅速冷却速率优选在_200°C /min以上，更优选在_300°C /min以上。可以通过如下方式测量冷却速率:在距离作为温度测量对象的样品50mm半径以内的位置以浮动状态放置温度传感器(热电偶等)，监视其温度变化。
[0055]若溶液处理步骤的迅速冷却速率低于_170°C /min,因为空穴量减少，原子扩散难以进行，Cu加厚成富铜相的过程变得不充分。Cu的分布变广，富铜相的厚度变大。这种富铜相的畴壁钉扎力较弱，无法预期其能够有助于表现出充分的矫顽力。若迅速冷却速率较低，富铜相间的距离会变大。这意味着畴壁的钉扎位置间的距离变长。不仅难以获得高矫顽力，而且永磁体的正方度也可能会变差。若迅速冷却速率低于_170°C /min，冷却过程中，在含有25at%以上Fe的R-Co-Fe-Cu-M系合金中可能会产生作为低温异相的Ce2Ni7晶相(以下称为2-7相)。2-7相的产生使得母相的组成发生变化，让相分离本身变难。即使发生了相分离，晶胞结构的各相组成也会变紊乱，无法获得良好的磁性能。
[0056]经过溶液处理后的样品的晶格常数比(c/a)优选为0.842以下。若Fe浓度增加，晶体中元素R位置处的一对Fe (Fe哑铃)会被取代。因为取代个数增加，c/a比会增加。然而，作为以170°C /min以上的冷却速率进行迅速冷却的结果，空穴与元素M成为一对，预计Fe哑铃的形成将被抑制。因此，在以170°C /min以上的冷却速率制成的样品中，即使主相中的Fe浓度为25at%以上，c/a比可为0.842以下。当c/a比为0.842以下时，能够充分引入空穴。因此，老化处理时会表现出较高矫顽力。c/a比更优选为0.839以下。用最小二乘法将晶格常数确定为TbCu7晶体。以如下方法准备X射线衍射的样品:经过溶液处理后的材料的中央部分被切下，在研钵中将该中央部分研磨成100 μ m以下的粉末。室温下利用Cu-Ka作为辐射源进行X射线衍射，2 Θ范围设置为20°至60°。
[0057]接着，对经过溶液处理的烧结体进行老化处理。老化处理是用于控制晶体结构并提高磁体矫顽力的处理。优选以如下方式进行老化处理:将烧结体维持在700°C至900°C的温度下0.5小时至8小时，然后以0.2V /min至2V /min的冷却速率逐渐冷却至400°C至650°C的温度，接着冷却至室温。老化处理可以以两阶段热处理的方式来进行。上述热处理是第一阶段，在温度逐渐降至40(TC至650°C之后，接着进行第二阶段热处理。维持第二阶段热处理的温度一段时间以后，利用炉冷将该温度降至室温。为了防止氧化，优选在真空气氛或氩气等惰性气体气氛中执行老化处理。
[0058]若老化温度低于700°C或高于900°C，则无法获得2_17相(晶胞相)与富铜相(晶胞壁相)的均匀的混合结构，从而容易使永磁体的磁性能降低。老化温度更优选为750V?880°C，进一步优选为780°C?850°C。若老化时间低于0.5小时，则可能无法全部完成从1-7相中析出富铜相(晶胞壁相)。若维持时间超过8小时，富铜相(晶胞壁相)的厚度变大，从而无法获得良好的磁性能。老化时间更优选为4小时?60小时，进一步优选为8小时?40小时。
[0059]若老化热处理后的冷却速率低于0.2V /min,富铜相(晶胞壁相)的厚度变得过大。因而，无法获得良好磁性能。若老化热处理后的冷却速率超过2°C /min，则无法获得2-17相(晶胞相)与富铜相(晶胞壁相)的均匀的混合结构，从而容易使永磁体的磁性能降低。老化热处理后的冷却速率优选为0.40C /min至1.5°C /min,更优选为0.5°C /min至1.3°C /min。老化处理并不限于两阶段热处理，而是可以分成更多个阶段进行热处理(多阶段冷却)。作为老化处理的预处理，在相对较低的温度下进行时间短于老化处理的初步老化也是有效的。因此，预期能改善磁化曲线的正方度。具体而言，通过将初步老化处理的温度设为650°C至790°C，将处理时间设为0.5小时至4小时，并将老化处理后的逐渐冷却速率设为
0.5 V /min至1.5°C /min,预期能改善永磁体的正方度。
[0060]本实施方式的永磁体可用于各种电动机和发电机。本实施方式的永磁体可用于永磁体电动机和永磁体发电机。永磁体电动机(永磁体发电机)与传统感应电动机(发电机)相比效率更出色，体积更小，噪音更小。永磁体电动机正逐步广泛应用于HEV、EV和轨道车的驱动电动机等。将本实施方式的永磁体应用于永磁体电动机和永磁体发电机能够进一步提升效率，进一步小型化，进一步减低成本，等等。本实施方式的永磁体也可以用作可变磁通电动机和可变磁通发电机的固定磁体和可变磁体。日本专利申请公开N0.2008-29148和日本专利申请公开N0.2008-43172所揭示的技术可适用于可变磁通电动机的结构和驱动系统。
[0061]接着，参照附图对实施方式的电动机和发电机进行说明。图1示出了一实施方式所涉及的永磁体电动机。在图1所示的永磁体电动机I中，在定子(固定部分)2中配置有转子(旋转部分)3。在转子3的铁芯4中设置有本实施方式的永磁体5。基于本实施方式的永磁体的性能等，永磁体电动机I可以实现效率提高、尺寸减小、成本降低等。
[0062]图2示出了一实施方式所涉及的可变磁通电动机。在图2所示的可变磁通电动机11中，在定子(固定部分)12中设置有转子(旋转部分)13。在转子13的铁芯14中设置有本实施方式的永磁体来作为固定磁体15和可变磁体16。可变磁体16的磁通密度(磁通量子)是可变的。由于可变磁体16的磁化方向与Q-轴方向正交，因此可变磁体16不受Q-轴电流的影响，可以被D-轴电流磁化。在转子13中设置有磁化绕组(未图示)。当电流从磁化电路流过该磁化后的绕组时，其磁场直接作用于可变磁体16。
[0063]根据本实施方式的永磁体，能够在固定磁体15中获得合适的矫顽力。当将本实施方式的永磁体应用于可变磁体16时，通过改变上述制造方法的各种条件(老化条件等)，矫顽力被控制在例如100kA/m至500kA/m的范围内。在图2所示的可变磁通电动机11中，本实施方式的永磁体可同时用作固定磁体15和可变磁体16,但也可以用作其中的一种。可变磁通电动机11能以较小的设备尺寸输出较大的扭矩，因此适用于混合动力汽车、电动汽车等的电动机，这些电动机要求具有高输出和小尺寸。
[0064]图3示出了一实施方式所涉及的发电机。图3所示的发电机21包括使用了本实施方式的永磁体的定子(固定部分)22。设置在定子(固定部分)22内的转子(旋转部分)23经由转轴25与设置在发电机21的一端的涡轮24相连。涡轮24例如利用外部提供的流体来旋转。此外，除了利用流体进行旋转的涡轮24以外，也可以利用车辆的再生能量等动态旋转的传递来使转轴25旋转。作为定子22和转子23，可以采用各种广泛已知的结构。
[0065]转轴25与设置在转子23上且与涡轮24相对的换向器(未图示)相连，由转子23的旋转所产生的电动势经由离相封闭母线和牵引变压器(未图示)从而被提高到将被作为发电机21的输出进行传输的系统电压。发电机21可以是常规发电机和可变磁通发电机中的一种。需要注意，来自涡轮24的静电以及伴随着发电而产生的轴电流会使转子23带电。因此，发电机21包括用于对转子23上所充电荷进行放电的电刷26。
[0066]接着，对实施例及其评估结果进行说明。
(实施例1、2)
[0067]以预定比例对原材料进行称量和混合，并在Ar气体气氛中对所得原料进行电弧熔炼，由此制造出合金锭。在1175°C下对合金锭进行热处理8小时后，对合金锭进行粗研磨然后利用喷磨机进行精细研磨，由此来准备作为永磁体的原材料粉末的合金粉末。在磁场中对合金粉末分别进行压制成形，从而制造出压缩模制主体。将合金粉末的压缩模制主体分别放置到烧成炉的腔室中，并对腔室抽真空，直到真空度达到5.0X KT3Pa为止。该状态下，腔室内的温度增加到1165°C，使腔室在该温度下维持2分钟，之后将Ar气体导入到腔室中。被设置成Ar气氛的腔室内的温度增加到1195°C，保持该温度6小时的同时，进行正式
烧结?
[0068]正式烧结步骤之后，保持1165°C的温度6小时的同时，对烧结体进行溶液处理。烧结体被恒温保持于1160°C，以_250°C /min的冷却速率迅速冷却至720°C。另外，在720°C下保持I小时后，烧结体被逐步冷却至室温。接着，在795°C下保持45小时的同时，对经过溶液处理的烧结体进行老化处理,然后逐步冷却至400°C。烧结体被炉内冷却至室温，由此获得所希望的烧结磁体。烧结磁体的成分如表1所示。根据之前描述过的方法，测量富铜相的平均厚度t^?ic;h和富铜相间的平均距离dk&h。利用BH示踪器来评估烧结磁体的磁性能，测量它们的矫顽力和剩余磁化强度。结果在表2中示出。
(实施例3~5)
[0069]以预定比例对原材料进行称量和混合，并在Ar气体气氛中对所得原料进行电弧熔炼，由此制造出合金锭。在1165°C下对合金锭进行热处理4小时后，对合金锭进行粗研磨然后利用喷磨机进行精细研磨，由此来准备作为永磁体的原材料粉末的合金粉末。在磁场中对合金粉末分别进行压制成形，从而制造出合金粉末的压缩模制主体。将合金粉末的压缩模制主体分别放置到烧成炉的腔室中，并对腔室抽真空，直到真空度达到5.0X 10_3Pa为止。该状态下，腔室内的温度增加到1160°C，在该温度下维持15分钟，之后将Ar气体导入到腔室中。被设置成Ar气氛的腔室内的温度增加到1190°C，保持该温度4小时的同时，进行正式烧结。
[0070]正式烧结步骤之后，保持1145°C的温度8小时的同时，对烧结体进行溶液处理。烧结体被恒温保持于1145°C，以_310°C /min的冷却速率迅速冷却至750°C。另外，烧结体在750°C下保持2小时后，被逐步冷却至室温。接着，在850°C下保持15小时的同时，对经过溶液处理的烧结体进行老化处理,然后逐步冷却至400°C。烧结体被炉内冷却至室温，由此获得所希望的烧结磁体。烧结磁体的成分如表1所示。用与实施例1相同的方式，对每个所获得的烧结磁体测量富铜相的平均厚度ti&h、富铜相间的平均距离Cl0^idl、矫顽力以及剩余磁化强度。测量结果在表2中示出。
(实施例6)
[0071]以预定比例对原材料进行称量和混合，并在Ar气体气氛中对所得原料进行高频熔炼，由此制造出合金锭。在粗研磨并在1170°C下热处理2小时后，合金锭被迅速冷却至室温。利用喷磨机对所获得的粉末进行精细研磨，由此来准备作为永磁体的原材料粉末的合金粉末。在磁场中对合金粉末进行压制成形，从而制造出压缩模制主体。将合金粉末的压缩模制主体放置到烧成炉的腔室中，并对腔室抽真空，直到真空度达到9.0X 10_3Pa为止。该状态下，腔室内的温度增加到1160°C，在该温度下维持10分钟，之后将Ar气体导入到腔室中。被设置成Ar气氛的腔室内的温度增加到1190°C，保持该温度4小时的同时，进行正式
烧结 ?
[0072]正式烧结步骤之后，保持1130°C的温度12小时的同时，对烧结体进行溶液处理。烧结体被恒温保持于1130°C，以_270°C /min的冷却速率迅速冷却至750°C。另外，烧结体在750°C下保持1.5小时后，被逐步冷却至室温。接着，在800V下保持42小时的同时，对经过溶液处理的烧结体进行老化处理，然后逐步冷却至350°C。在350°C下保持4小时之后，烧结体被炉内冷却至室温，由此获得所希望的烧结磁体。烧结磁体的成分如表1所示。用与实施例1相同的方式，对所获得的烧结磁体测量富铜相的平均厚度tk&h、富铜相间的平均距离dk&h、矫顽力以及剩余磁化强度。测量结果在表2中示出。
(实施例7)
[0073]除了将溶液处理步骤的恒温保持后的冷却速率设为_370°C /min之外，用与实施例6相同的方式制成烧结磁体。用与实施例1相同的方式，对所获得的烧结磁体测量富铜相的平均厚度ti&h、富铜相间的平均距离Cl0^idl、矫顽力以及剩余磁化强度。测量结果在表2中示出。
(实施例8)
[0074]除了将溶液处理步骤的恒温保持后的冷却速率设为_170°C /min之外，用与实施例6相同的方式制成烧结磁体。用与实施例1相同的方式，对所获得的烧结磁体测量富铜相的平均厚度ti&h、富铜相间的平均距离Cl0^idl、矫顽力以及剩余磁化强度。测量结果在表2中示出。
(比较例I和2)
[0075]以和实施例1相同的制造方法制成具有表1所示的成分的烧结磁体。用与实施例1相同的方式，对每个所获得的烧结磁体测量富铜相的平均厚度ti&h、富铜相间的平均距离do?ic;h、矫顽力以及剩余磁化强度。测量结果在表2中示出。
(比较例3和4)
[0076]以和实施例1相同的制造方法制成具有表1所示的成分的烧结磁体。用与实施例1相同的方式，对每个所获得的烧结磁体测量富铜相的平均厚度ti&h、富铜相间的平均距离do?ic;h、矫顽力以及剩余磁化强度。测量结果在表2中示出。
(比较例5)
[0077]除了将溶液处理步骤的恒温保持后的冷却速率设为-100°C /min之外，用与实施例6相同的方式制成烧结磁体。用与实施例1相同的方式，对所获得的烧结磁体测量富铜相的平均厚度ti&h、富铜相间的平均距离Cl0^idl、矫顽力以及剩余磁化强度。测量结果在表2中示出。
[0078]表1
【权利要求】
1.一种永磁体,其特征在于,包括: 由以下组成式所表示的组成，即:
RpFeqMr CusCo100-p-q-r-s? 其中，R是从稀土元素所构成的组中选出的至少一种元素， M是从锆(Zr)、钛(Ti)、铪(Hf)所构成的组中选出的至少一种元素， P满足10兰P兰13.5at%, q满足25兰q兰40at%, r满足1.35兰r兰1.75at%,并且 s满足0.88兰s兰13.5at% ；以及 金属结构，该金属结构包括Th2Zn17晶相和富铜晶相，其中Th2Zn17晶相皆具有25at%以上的Fe浓度，富铜晶相皆具有25at%至70at%的Cu浓度； 其中，所述富铜晶相的平均厚度在20nm以下，所述富铜晶相间的平均距离在200nm以下。
2.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于， 所述富铜晶相的所述平均厚度为从4nm至16nm。
3.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于， 所述富铜晶相间的所述平均距离为从20nm至160nm。
4.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于， 所述Th2Zn17晶相的所述Fe浓度为28at%以上。
5.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于， 50at%以上的所述元素R为衫(Sm)。
6.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于， 50at%以上的所述元素M为锆(Zr)。
7.如权利要求1所述的永磁体，其特征在于， 20at%以下的所述Co用从镍(Ni)、钒(V)、铬(Cr)、锰(Mn)、铝(Al)、镓(Ga)、铌(Nb)、钽(Ta)、钨(W)构成的组中选出的至少一种元素来置换。
8.—种电动机,包括权利要求1所述的永磁体。
9.如权利要求8所述的电动机，其特征在于， 所述电动机是包括作为可变磁体的所述永磁体的可变磁通电动机。
10.一种发电机,包括权利要求1所述的永磁体。
【文档编号】H01F7/02GK103839639SQ201310585748
【公开日】2014年6月4日 申请日期:2013年11月19日 优先权日:2012年11月20日
【发明者】堀内阳介, 樱田新哉, 小林刚史, 冈本佳子, 荻原将也, 远藤将起 申请人:株式会社东芝