旋转电机系统和旋转电机的驱动装置、其驱动方法以及车辆与流程

本实施方式涉及一种永磁体型旋转电机系统和旋转电机的驱动装置、其驱动方法以及车辆。

背景技术：

汽车或铁路车辆等的马达、发电机等使用的是永磁体型旋转电机，为了提高该永磁体的效率而采用nd-fe-b类磁体。该nd-fe-b类磁体具有较高的磁通密度，因此通过将nd-fe-b类烧结磁体用于旋转电机能获得较高转矩。

由上述汽车或铁路车辆中使用的马达可进行从低速旋转到高速旋转的变速驱动。相对于此，现有的应用nd-fe-b类烧结磁体的马达在低速旋转侧可以获得较高转矩，但在高速旋转侧会产生感应电压(反电动势)，导致输出降低。

也就是说，nd-fe-b类烧结磁体等永磁体始终以固定强度产生交链磁通。此时，永磁体的感应电压和旋转速度成正比地变高。因此，高速旋转时马达的电压会达到电源电压上限，输出所需的电流不流动。其结果为，输出大幅度降低，进而在高速旋转的范围内无法进行驱动。

作为抑制高速旋转中感应电压的影响的方法，例如列举有弱磁控制法。弱磁控制法是指产生退磁场，降低磁通密度，从而降低交链磁通的方法。然而，nd-fe-b类烧结磁体这样具有较高磁通密度的永磁体在高速旋转时无法使磁通密度充分地降低。

像这样，在使用了具有较高磁通密度的永磁体的旋转电机中，即便高速旋转时采用弱磁控制法，也无法获得足够的效果。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利特开2012-175738号公报

非专利文献

非专利文献1：ieejtransactionsindustryapplications,2013,vol.133,no.9,pp.943-951

技术实现要素：

发明所要解决的技术问题

本发明所要解决的技术问题，是在进行从低速旋转到高速旋转的变速驱动的永磁体型旋转电机以及车辆中抑制输出的降低。

解决技术问题所采用的技术方案

实施方式的永磁体型旋转电机系统包括：旋转电机、逆变器以及控制单元。旋转电机是使用永磁体形成转子磁极的永磁体型旋转电机。逆变器通过开关(switching)生成交流电压，并将该交流电压作为驱动电力输出给所述旋转电机。控制单元检测所述旋转电机中的励磁分量电流，根据该检测电流推断所述旋转电机的转子速度，基于该推断转子速度和目标速度之差，求出所述旋转电机的励磁分量电压，并基于该励磁分量电压控制所述逆变器的开关，使所述转子速度跟随所述目标速度。所述永磁体为含有铁25至40原子％的r-co类(r是选自稀土类元素中的至少1种元素)永磁体。此外，所述控制单元基于所述永磁体原材料的、与所述转子速度对应的负励磁分量电流特性，增减所述励磁分量电压，进行弱磁控制。

发明效果

根据本实施方式的构成，可以提供一种旋转电机系统，其在进行从低速旋转到高速旋转的变速驱动的永磁体型旋转电机以及车辆中能抑制输出的降低。

附图说明

图1a是表示本实施方式所涉及的旋转电机系统的整体构成的图。

图1b是表示本实施方式所涉及的旋转电机系统的旋转电机结构的图。

图2是表示本实施方式的系统中所使用的控制装置的控制流程的流程图。

图3是表示本实施方式的旋转电机中所使用的永磁体磁特性示例的图。

图4是表示比较例的永磁体磁特性示例的图。

图5是表示stem-edx的明场像的一例的图。

图6是表示stem-edx的sm映射图像的图。

图7是表示stem-edx的氧映射图像的图。

图8是表示具备本实施方式所涉及的旋转电机系统的混合动力型汽车的驱动系统结构的图。

具体实施方式

以下，参照附图，对实施方式进行说明。另外，附图为示意图，例如厚度和平面尺寸的关系、各层的厚度比率等有可能与实际情况不同。此外，对于实施方式中实质上相同的构成要素标记相同符号，省略说明。

图1a是表示本实施方式所涉及的旋转电机系统的整体结构的图，图1b是表示本实施方式所涉及的旋转电机系统的旋转电机结构的图。

如图1a所示，本实施方式所涉及的旋转电机系统包括：永磁体型旋转电机11、驱动该旋转电机11的驱动装置21以及电池31。

如图1b所示，上述旋转电机11使用永磁体111形成磁极112，将该磁极112配置于转子铁芯113的内部，形成转子(rotor)114。此外，在转子114的外周，隔着气隙配置定子(stator)115。在定子115中设置电枢铁芯116和电枢绕组117。电枢绕组117形成磁场，可逆地改变构成转子114的磁极112的永磁体111的磁通范围。

这里，和常规的高效率用永磁体相比较，配置于上述转子114的铁芯113内部的永磁体111使用回复磁导率较大的永磁体。使该永磁体111的磁通密度(磁通量)可以改变。永磁体111的磁化方向与q轴方向正交，因此，不会受到q轴电流的影响，能够通过d轴电流进行磁化。来自驱动装置21的驱动电流流过定子115中所设置的电枢绕组117，从而成为该磁场直接作用于永磁体111的结构。

驱动上述旋转电机11的驱动装置21具备逆变器211、控制装置212以及电流传感器213。

上述逆变器211通过开关来自电池31的直流电压，生成交流电压，并将该交流电压作为旋转电机11的驱动电力施加给电枢绕组117。

上述控制装置212基本上执行图2所示的处理。也就是说，用设置于旋转电机11中的电流传感器213检测旋转电机11中的励磁分量及转矩分量的电流(步骤s1)，根据这些检测电流推断转子114的旋转速度(步骤s2)。这里，求出指示输入的目标速度和推断的旋转速度的偏差(步骤s3)，基于该偏差求出旋转电机11中的励磁分量电压以及转矩分量电压(步骤s4)，基于这些励磁分量电压以及转矩分量电压，控制逆变器211的开关(步骤s5)。重复执行上述步骤s1～s5的处理，从而使旋转速度跟随目标速度。

上述永磁体111具有由选自稀土类元素中的至少1种元素r、选自锆、钛以及铪中的至少一种元素m、铁、铜以及钴所构成的组成，使用含有铁25至40原子％的原材料。关于组合物的详细结构，将于后文阐述。

相对于此，上述控制装置212在步骤s3中基于上述永磁体111的原材料的回复磁导率特性，求出随着推断的旋转速度上升而增加、随着其下降而减少的负励磁分量电流(弱磁电流)(步骤s31)，加到和上述目标速度相当的励磁分量电流的目标值上(步骤s32)。如此，本实施方式通过弱磁电流修正励磁分量电流的目标值，从而进行所谓的弱磁控制。

另外，对于上述负励磁分量电流，也可以预先基于上述回复磁导率特性制成表格。

如上所述，本实施方式的永磁体111的原材料和常规的高效率用永磁体相比较，回复磁导率更大，能够实现低速到高速的大范围变速运行，并能在低速到高速的所有运行范围内实现高效率化，因此，能够降低逆变器211对功率元件的负荷。

以下，针对用于上述旋转电机中适宜的、具有回复磁导率较大的特性的永磁体进行说明。

图3是表示适用于本实施方式中的永磁体磁特性示例的图，图4是表示比较例的永磁体磁特性示例的图。另外，在图3及图4中，横轴表示磁场h，纵轴表示磁通密度b或者磁化强度m。

图3中所示曲线1a表示本实施方式的永磁体的m-h曲线，曲线1b表示本实施方式的永磁体的b-h曲线。本实施方式的永磁体在b-h曲线中具有高磁化强度。此外，通过弱磁控制方法附加退磁场时，由b-h曲线上的工作点a变化为工作点b时的磁化减少幅度较大。也就是说，本实施方式的永磁体其b-h曲线上的回复磁导率较高。

回复磁导率的定义如下。利用磁化装置或脉冲磁场使烧结体磁体磁化。对该磁体进行磁化测定，获得b-h曲线。通过对该b-h曲线进行线性拟合求出斜率。将该斜率设为回复磁导率。

此外，本实施方式的永磁体在b-h曲线上具有不会产生转折点的特性。转折点是指外部磁场使磁通密度降低时斜率变化，磁通密度急剧减少的变化点。

图4中所示曲线2a表示钕烧结磁体的m-h曲线，曲线2b表示钕烧结磁体的b-h曲线。如图4所示，钕烧结磁体由工作点a变化为工作点b时的磁化减少幅度小于本实施方式的永磁体。也就是说，钕烧结磁体即便采用弱磁控制方法也很难降低磁通密度。弱磁场是利用弱磁电流的磁通抵消磁体磁通。但是，弱磁电流的磁通以及磁体磁通各自的空间波形互不相同。因此，即便可以抵消空间基波分量的磁通，但空间高次谐波分量不会被抵消，有时还会扩大。

空间高次谐波分量在高速旋转时会导致铁损以及磁体涡流损耗。进而，磁体涡流损耗会导致磁体温度上升，容易发生热退磁。尤其是磁体嵌入型旋转电机，其磁体磁通接近矩形波，包含大量的空间高次谐波。此外，由于间隙长度较短，槽脉动分量的空间高次谐波较大，因此问题较大。不被抵消而残留的低次空间高次谐波经槽脉动而被调制，成为高次空间高次谐波被认为是原因之一。

作为降低磁通密度的方法，可以考虑使用例如粘结磁体。图4中的曲线3a是表示钕粘结磁体的m-h曲线的图，曲线3b是表示钕粘结磁体的b-h曲线的图。如图4所示，钕粘结磁体由工作点a变化为工作点b时的磁化减少幅度大于钕烧结磁体，即回复磁导率高于钕烧结磁体。然而，剩余磁化较低，矫顽力hcj变小，因此，在由具备该磁体的马达进行低速到高速的变速驱动的情况下，低速旋转时难以获得较高转矩。

除钕粘结磁体以外，作为回复磁导率较高的磁体，还可以列举例如非完全磁化状态的al-ni-co类磁体。然而，非完全磁化状态的al-ni-co类磁体和钕粘结磁体一样，剩余磁化较小，在低速旋转时难以获得较高转矩。此外，虽然钕磁体及钐磁体的磁化强度较高，可以获得高转矩，但这些磁体的回复磁导率一般在1左右，难以获得回复磁导率较大的特性。

相对于此，本实施方式的永磁体其剩余磁化在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。剩余磁化更优选为1.2以上。矫顽力更优选为1200ka/m以上。回复磁导率更优选为1.2以上。如此，本实施方式的永磁体不仅具有高磁化强度及高矫顽力，还具有较高回复磁导率。从而，在进行从低速到高速的变速驱动的旋转电机中，能够抑制输出的降低。

具体而言，上述旋转电机将磁极配置于转子铁芯内，设置转子，并在转子的外周隔着气隙配置定子。进而，在定子上设置电枢绕组。利用上述电枢绕组所产生的磁场，可逆地改变构成转子磁极的永磁体的磁通量。这里，为了在转子中获得高磁化强度和高回复磁导率的特性，在现有的旋转电机中在转子铁芯内配置有多个磁极。然而，这样会出现如下所述问题：由于需要2种以上磁体，导致结构变得复杂，并且制造工序数量也有所增加。

相对于此，本实施方式的永磁体仅凭借一个磁体便能同时具有高磁化强度和高回复磁导率的特性，从而能够简化马达及发电机等旋转电机的结构，并能抑制制造工序数量的增加。

再者，对具有上述特性的永磁体示例进行说明。本实施方式的永磁体具备包含铁25至40原子％的、具有以r-co类(r是选自稀土类元素中的至少1种元素)所表示的组成的烧结体。具体而言，具备由组成式：rpfeqmrcutco100-p-q-r-t(式中，r是选自稀土类元素中的至少1种元素，m是选自由zr、ti以及hf所组成的群组中的至少1种元素，p是满足10.8≦p≦12.5原子％的数，q是满足25≦q≦40原子％的数，r是满足0.88≦r≦3.5原子％的数，t是满足3.5≦t≦13.5原子％的数)所表示的组成的烧结体。

上述组成式中r是可以使磁体材料具有较大磁各向异性的元素。作为r元素，可以使用例如选自包含钇(y)在内的稀土类元素中的一种或多种元素等，可以使用例如钐(sm)、铈(ce)、钕(nd)、镨(pr)等，尤其优选使用sm。例如，使用包含sm在内的多种元素作为r元素的情况下，使sm浓度占可以用作r元素的所有元素的50原子％以上，从而可以提高磁体材料的性能，例如矫顽力。另外，更优选使sm浓度占可以用作r元素的元素的70原子％以上，进一步优选为90原子％以上。

通过使可以用作r元素的元素浓度在例如10.8原子％以上、12.5原子％以下，能够增大矫顽力。如果可以用作r元素的元素浓度小于10.8原子％，则会析出大量的α-fe，矫顽力变小；如果可以用作r元素的元素浓度超过12.5原子％，则饱和磁化强度降低。可以用作r元素的元素浓度更优选为10.9原子％以上、12.1原子％以下，进一步优选为11.0原子％以上、12.0原子％以下。

上述组成式中m是能够以较高fe浓度的组成体现较大矫顽力的元素。m元素使用例如选自由钛(ti)、锆(zr)以及铪(hf)所组成的群组中的1种或多种元素。m元素的含量r如果超过4.3原子％，则容易生成过度地含有m元素的异相，矫顽力、磁化强度都容易降低。此外，m元素的含量r如果小于0.88原子％，则提高fe浓度的效果容易变小。也就是说，m元素的含量r优选为0.88原子％以上、3.5原子％以下。元素m的含量r更优选为1.14原子％以上、3.4原子％以下，进一步优选为1.49原子％以上、2.24原子％以下，尤其优选为1.55原子％以上、2.23原子％以下。

m元素优选至少包含zr。尤其是，通过使zr为m元素的50原子％以上，可以提高永磁b体的矫顽力。另一方面，m元素中hf的价格非常高昂，即便要使用hf，其使用量也优选为较少。例如，hf的含量优选为小于m元素的20原子％。

cu是能够在磁体材料中体现较高矫顽力的元素。cu的含量优选为例如3.5原子％以上、13.5原子％以下。若混合的cu量多于所述值，则磁化强度会显著降低；若混合的cu量少于所述值，则难以获得较高矫顽力和良好的矩形比。cu的含量t更优选为3.9原子％以上、10.0原子％以下，进一步优选为4.1原子％以上、5.8原子％以下。

fe主要是负责磁体材料磁化强度的元素。虽然大量地混合fe能够提高磁体材料的饱和磁化强度，但如果过度地混合，则会由于α-fe的析出或相分离而难以获得期望的晶相，有可能会降低矫顽力。因此，fe的含量q优选为25原子％以上、40原子％以下。fe的含量q更优选为26原子％以上、36原子％以下，进一步优选为30原子％以上、33原子％以下。

co是负责磁体材料的磁化强度并能够体现高矫顽力的元素。此外，如果混合大量co，可以获得较高的居里温度，能够提高磁体特性中的热稳定性。如果co的混合量较少，则相关效果变小。然而，如果过度地添加co，会使fe的比例相对地减少，有可能导致磁化强度降低。此外，用选自由ni、v、cr、mn、al、si、ga、nb、ta、w所组成的群组中的一种或多种元素取代co的20原子％以下，可以提高磁体特性，例如矫顽力。

本实施方式的永磁体具备二维金属组织，包含具有六方晶系th2zn17型结晶相(2-17型晶相)的主相，以及设置在构成主相的晶粒之间的晶界相。进而，主相包含具有2-17型晶相的晶胞相(cellphase)、具有六方晶系cacu5型晶相(1-5型晶相)的富cu相以及片状相。

富cu相优选形成为包围晶胞相。将上述结构也称为晶胞结构。此外，富cu相中还包含对晶胞相进行截断的胞壁相。th2zn17型晶相的c轴优选地和易磁化轴平行地存在。另外，平行还可以包含平行方向的±10度以内的状态(大致平行)。

富cu相是cu浓度较高的相。富cu相的cu浓度高于th2zn17型晶相的cu浓度。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th2zn17型晶相中包含c轴在内的截面上，以线状或板状存在。关于富cu相的结构，并无特别限定，例如可列举六方晶系cacu5型晶相(1-5型晶相)等。此外，永磁体也可以具有多个不同相的富cu相。

富cu相的畴壁能量高于th2zn17型晶相的畴壁能量，该畴壁能量之差成为畴壁移动的屏障。也就是说，富cu相作为钉扎点发挥作用，从而能够抑制多个晶胞相间的畴壁移动。尤其是通过形成晶胞结构，畴壁移动的抑制效果得到提高。将其称为畴壁钉扎效应。因此，富cu相更优选形成为包围晶胞相。将这种结构的永磁体也称为钉扎型永磁体。

在包含25原子％以上的fe的sm-co类磁体中，富cu相的cu浓度优选为10原子％以上、60原子％以下。通过提高富cu相的cu浓度，可以提高矫顽力及矩形比。在fe浓度较高的区域中，富cu相的cu浓度容易出现偏差，例如会产生畴壁钉扎效应较大的富cu相和畴壁钉扎效应较小的富cu相，矫顽力及矩形比降低。

脱离钉扎点的畴壁移动，则磁化会相应于移动距离而反转，导致磁化强度降低。施加外磁场时，如果在某一固定的磁场中畴壁一并脱离钉扎点，则由于磁场的施加，磁化强度不易降低，可以获得良好的矩形比。换言之，在矫顽力低于施加磁场时的矫顽力的磁场中，如果畴壁脱离钉扎点而移动，则磁化强度会相应于移动距离而减少，可能会导致矩形比变差。

片状相是zr等元素m的浓度高于th2zn17型晶相的富m片状相，形成为与th2zn17型晶相的c轴垂直。例如，片状相的zr浓度高于th2zn17型晶相时，也将该片状相称为富zr片状相。

如上所述，本实施方式的永磁体具有至少包含稀土类元素的组成。上述磁体的居里点较高，因此，在高温下可以实现良好的马达特性。此外，钕磁体为成核型永磁体，而上述磁体则为钉扎型永磁体。钕磁体如果产生相反轴，则畴壁一并反转。另一方面，本实施方式的永磁体通过富cu相抑制畴壁移动；脱离钉扎点，使畴壁的移动(磁化反转)加剧。换言之，通过th2zn17型晶相、富cu相以及片状相所构成的晶胞结构尺寸及各相的组成，能抑制畴壁移动。

r元素浓度较高则晶胞结构致密，r元素浓度较低则晶胞结构粗糙。此外，如果用相同组成的烧结体进行比较，晶胞结构致密的试样中胞壁相体积比率％变高，晶胞结构较粗糙的试样其胞壁相体积比率％变低。另外，对胞壁相中的cu浓度进行比较，晶胞结构越致密，cu浓度越低。

富cu相会影响畴壁的钉扎力，如果cu浓度较低，则钉扎力较弱，矫顽力变小。另一方面，晶胞组织较粗糙，富cu相中cu浓度较高时，各个富cu相的钉扎力较高，因此，矫顽力变大。如果能够使一个烧结体具备2种以上不同的特性，则一个磁体中会存在畴壁易移动(容易磁化反转)的部位和难以磁化反转的部位，能够产生矫顽力的分布。其结果为，磁化曲线的斜率陡峭，回复磁导率变大。进而，由于矫顽力较大，转折点存在于高磁场侧，即便施加较大的磁场，也不会产生不可逆的磁通损失。

为了实现上述磁体，重要的是控制r元素的浓度。本实施方式的永磁体通过利用氧化现象来控制r元素的浓度。在本实施方式的永磁体中，烧结体优选地具有包含稀土类元素氧化物的相，其设置为露出于烧结体的表面。包含稀土类元素氧化物的相的厚度在50μm以上、800μm以下。

本实施方式的永磁体具有富含r元素的区域和r元素贫瘠的区域。例如通过氧化r-co粉末，形成r元素氧化物。此时，主相的r元素被消耗，导致主相的r元素浓度减少。因此，和受氧化的影响较小的中心部相比，表面部的矫顽力变大。也就是说，由单一磁体形成矫顽力的分布。这种磁体的表面部的氧浓度高于中心部。表面部的氧浓度是中心部的2倍以上时，回复磁导率变高的效果较为显著。

表面部的氧浓度定义如下。对烧结体试样进行切割，使中心部附近包含在切割面中。然后，在切割面中，在距离试样表面100μm以内的深度的区域中，对20μm×20μm的测定区域进行edx(energydispersivex-rayspectroscopy：edx)面分析。对1个样品的任意5个部位进行该测定，将其平均值定义为表面部的氧浓度osurface。

中心部的氧浓度定义如下。在上述切割面中，在位于距离试样表面至少500μm以上的烧结体内部的区域中，进行20μm×20μm区域的edx面分析。对1个样品的任意部位进行5次该测定，将其平均值定义为中心部的氧浓度ocenter。

表面部的氧浓度osurface与中心部的氧浓度ocenter之比(osurface/ocenter)为2以上的、包含r元素氧化物的相的厚度在50μm以上时，回复磁导率显著提高。但是，如果厚度超过800μm，则剩余磁化的降低、过度地生成贫sm区域导致矫顽力降低的影响变大。包含r元素氧化物的相的厚度更优选为100μm以上、500μm以下。

上述永磁体包含低矫顽力分量，因此回复磁导率较大。此外，b-h曲线上的矫顽力hcb在800ka/m以下。但是，由于还包含高矫顽力分量，如图1所示，在超过1000ka/m的高磁场侧也不会出现b-h曲线上的转折点，难以发生退磁。为了在b-h曲线上不会出现转折点，优选地m-h曲线上的矫顽力hcj在1000ka/m以上。进而，在本实施方式的永磁体中，磁化强度为剩余磁化的90％时磁场hk90与矫顽力hcj之比为70以下。如此，本实施方式的永磁体具有良好的矩形比。

永磁体的组成可以通过例如icp(高频电感耦合等离子体：inductivelycoupledplasma)发射光谱分析法、sem-edx(扫描电子显微镜-能量分散x射线光谱法：sem-energydispersivex-rayspectroscopy)、tem-edx(透射电子显微镜-能量分散x射线光谱法：transmissionelectronmicroscope-edx)等进行测定。各相的体积百分比％可以同时使用电子显微镜或光学显微镜进行观察和x射线衍射等，综合地进行判断，也可以对永磁体的截面进行拍摄，根据电子显微镜照片的面积分析法来求出。永磁体的截面采用具有试样最大面积的表面的实质中央部截面。

此外，th2zn17型晶相、富cu相等的金属组织例如按以下方式进行认定。首先，利用扫描透射型电子显微镜(scanningtransmissionelectronmicroscope：stem)对样品进行观察。此时，利用sem观察样品，从而可以确定晶界相的部位，使用聚焦离子束(focusedionbeam：fib)加工样品，使晶界相进入视野范围内，从而可以提高观察效率。上述样品是经时效处理后的样品。此时，样品优选为未磁化品。

然后，根据例如应用stem的能量色散x射线光谱法(stem-energydispersivex-rayspectroscopy：stem-edx)，测定晶胞相、富cu相等的各元素浓度。

根据stem-edx测定各元素的浓度时，从距离样品表面1mm以上的内部切割出测定用试样。用100k倍的观察倍率对平行于易磁化轴(c轴)的面进行观察。如此获得的stem明场像(背散射电子图像)的一例如图5所示。同一视野范围内的sm映射图像如图6所示，氧映射图像如图7所示。

在图6中，区域a11是包含主相的区域。另外，相对较白的区域是sm浓度较高的区域，在图7中，相对较白的区域是氧浓度较高的区域。此时，如果重合图6及图7，sm浓度及氧浓度均较高的区域相当于包含r元素氧化物的相(区域a12)。进而，在区域a11和区域a12之间，具有sm浓度及氧浓度较低的区域a13。由此可知，烧结体中形成有r元素较高的区域及r元素较低的区域这两个区域。另外，对图6的映射图像和图7的映射图像进行比较后发现，较白区域的浓淡不同，这是图像处理上的问题，浓淡并非表示各元素的相对浓度。

此外，各相的元素浓度测定还可以使用三维原子探针(3-dimensionatomprobe：3dap)。应用3dap的分析法是通过施加电压使观察试样电场蒸发，用二维检测器对被电场蒸发的离子进行检测，从而确定原子排列的分析方法。根据到达二维检测器所用的飞行时间鉴定离子种类，沿深度方向连续地检测各个被检出的离子，并按照检测顺序排列(重构)离子，从而获得三维原子分布。和tem-edx的浓度测定相比，能够更准确地测定各晶相内的各元素浓度。

利用3dap测定各相内的元素浓度时，依据以下所示步骤实施作业。首先，通过切割将试料制成薄片，再利用fib制作拾取器、原子探针(ap)用针状试料。

利用3dap对烧结体的内部进行测定。烧结体内部的测定如下所述。首先，在具有最大面积的面中最长边的中央部，对垂直于边(若为曲线，则垂直于中央部的切线)地切割的截面的表面部和内部测定组成。测定部位设定如下：设置第1基准线和第2基准线，第1基准线是以上述截面中各边的1/2位置处为起点，垂直于边、朝向内侧绘制并到达端部，第2基准线是以各角部的中央为起点，在角部的内角角度1/2位置处朝向内侧绘制并到达端部，将这些第1基准线及第2基准线的起点到基准线长度的1％的位置定义为表面部，将40％的位置定义为内部。另外，角部由于倒角加工等而具有曲率时，将相邻边延长后的交点设为边的端部(角部的中央)。此时，测定部位并非是从交点开始的位置，而是与基准线相接的部分开始的位置。

如上所述设定测定部位，在截面例如为四边形时，基准线包括第1基准线及第2基准线各4条，合计8条，测定部位是表面部及内部各8处。在本实施方式中，优选表面部及内部各8处全部在上述组成范围内，但至少表面部及内部各4处以上在上述组成范围内即可。这种情况下，并非规定1条基准线的表面部及内部的关系。对如此规定的烧结体内部观察面进行研磨，使之平滑，然后进行观察。例如，将浓度测定中tem-edx的观察部位设为各相内的任意20个点，从各点的测定值中排除最大值和最小值，求出测定值的平均值，将该平均值设为各元素的浓度。3dap的测定也相同。

在如上所述应用3dap对富cu相内的浓度进行测定的结果中，富cu相中cu浓度分布曲线优选更加陡峭。具体而言，cu的浓度分布曲线的半幅值(fwhm：fullwidthathalfmaximum)优选为5nm以下，该情况下可以获得更高的矫顽力。这是因为富cu相内的cu分布锐利时，会急剧地产生晶胞相和富cu相之间的畴壁能量差，畴壁更容易被钉扎。

富cu相中cu浓度分布曲线的半幅值(fwhm)根据以下方法计算得出。基于上述方法，根据3dap的cu分布曲线求出cu浓度最高值(pcu)，并求出该值的一半(pcu/2)时的谱峰宽度，即半幅值(fwhm)。对10个谱峰进行这种测定，将相关值的平均值定义为cu分布曲线的半幅值(fwhm)。cu分布曲线的半幅值(fwhm)为3nm以下时，提高矫顽力的效果进一步提高；在2nm以下时，能够获得更加优异的矫顽力提高效果。

矩形比的定义如下。首先，利用直流b-h记录装置(tracer)测定室温下直流磁化特性。然后，由测定结果获得b-h曲线，根据该b-h曲线计算磁体的基本特性，即剩余磁化mr、矫顽力hcj以及最大能量积(bh)max。此时，使用mr，根据下列公式(1)计算理论最大值(bh)max。

(bh)max(理论值)＝mr2/4μ0…(1)

根据测定所得的(bh)max和(bh)max(理论值)之比，评估矩形比，并根据下述公式(2)进行计算。

(bh)max(实测值)/(bh)max(理论值)×100…(2)

以下，对永磁体的制造方法例进行说明。首先，制备包含永磁体的合成所需的规定元素的合金粉末。然后，对设置于电磁体中的模具内填充合金粉末，一边施加磁场一边加压成型，从而制造晶轴取向后的压粉体。

例如，对电弧熔化法或高频感应熔化法熔融的金属进行铸造得到合金铸块，对该合金铸块进行粉碎，从而制备合金粉末。合金粉末也可以对组成不同的多种粉末进行混合，获得期望的组成。此外，也可以采用机械合金化法、机械研磨法、气体雾化法、还原扩散法等，制备合金粉末。应用带材铸造法(stripcastingmethod)制作合金粉末时，先制作片状合金薄带，然后对合金薄带进行粉碎，从而制备合金粉末。例如，对以0.1m/秒以上、20m/秒以下的圆周速度旋转的冷却辊中浇注合金熔体，从而可以连续地制作凝固为1mm以下厚度的薄带。如果圆周速度小于0.1m/秒，则薄带中的组成容易出现偏差。此外，如果圆周速度超过20m/秒，则晶粒会过度地微细化等，有可能导致磁特性降低。冷却辊的圆周速度优选在0.3m/秒以上、15m/秒以下，进一步优选为0.5m/秒以上、12m/秒以下。

再者，可以通过对上述合金粉末或粉碎前的合金材料实施热处理，从而使该材料均质化。例如，可以使用气流粉碎机、球磨机等粉碎材料。另外，可以通过在惰性气体气氛下或有机溶剂中粉碎材料，从而防止粉末氧化。

粉碎后的粉末中，如果平均粒径在2μm以上、5μm以下且粒径在2μm以上、10μm以下的粉末所占比例为粉末整体的80％以上，则取向度变高，并且矫顽力变大。为了实现这一目标，优选地利用气流粉碎机进行粉碎。

例如，用球磨机进行粉碎时，即便粉末的平均粒径在2μm以上、5μm以下，仍含有大量亚微米级粒径的微粉末。如果该微粉末凝聚，在冲压时的磁场取向过程中，tbcu7相中结晶的c轴很难和易磁化轴方向对齐，取向度容易变差。此外，这种微粉末有可能会使烧结体中的氧化物量增大，降低矫顽力。尤其是fe浓度在25原子％以上时，粉碎后的粉末中，10μm以上粒径的粉末所占比例最好为粉末整体的10％以下。fe浓度在25原子％以上时，作为原材料的铸块中异相量会增大。在该异相中，不仅粉末量会增大，粒径也会出现变大的趋势，粒径可能会达到20μm以上。

在对这种铸块进行粉碎时，例如15μm以上粒径的粉末有时会直接成为异相粉末。如果在磁场中对含有这种异相粗粉末的粉碎粉末进行冲压，制成烧结体，则会残存有异相，造成矫顽力降低，磁化强度降低，矩形程度降低等。如果矩形程度降低，则难以磁化。尤其是组装到转子等部件后，难以磁化。如此，通过使10μm以上粒径的粉末占整体的10％以下，从而可以在包含25原子％以上fe的高fe浓度组成中，抑制矩形比的降低，并增大矫顽力。

根据本实施方式的永磁体的制造方法，对加压成型所获得的压粉成型体进行氧化处理。通过进行氧化处理，可以在烧结前使氧分子吸附于压粉成型体的表面。即使最终成品进行氧化处理效果也较小。其原因在于最终成品中只能对试样表面进行氧化。包含r元素氧化物的相的厚度需要至少50μm以上。为了使其达到50μm以上，需要在烧结前进行氧化处理。但是，如果实施的氧化处理超出需要，会导致整个磁体被氧化，会导致磁化强度及矫顽力降低等不良影响。

本实施方式的永磁体的制造方法是在湿度为20％以上、50％以下的由大气组成的气氛中，以15℃以上、35℃以下的温度放置压粉成型体2小时以上、小于24小时的时间，从而进行氧化处理。

在满足20％以下的湿度、15℃以下的温度、小于2小时的时间以及由惰性气体组成的气氛中的至少一个的条件下进行氧化处理，则氧分子无法充分地吸附于烧结体。此时，包含r元素氧化物的相的厚度在50μm以下，回复磁导率小于1.1。而在包括50％以上的湿度、35℃以上的温度、以及大于24小时的时间中的至少一个的条件下进行氧化处理，氧分子又会过度地吸附于烧结体。此时，包含r元素氧化物的相的厚度超过800μm，磁化强度及矫顽力显著降低。在氧化处理中，湿度更优选为23％以上、45％以下。温度更优选为20℃以上、30℃以下。时间更优选为6小时以上、小于12小时。

然后，进行烧结。烧结是通过以1180℃以上、1220℃以下的温度对上述压粉体保持1小时以上、15小时以下进行热处理。例如，保持温度小于1180℃的情况下，所生成的烧结体密度容易变低。此外，保持温度高于1220℃的情况下，则粉末中的sm等r元素会过度地蒸发等可能造成磁特性降低。保持温度更优选为1190℃以上、1210℃以下。另一方面，如果保持时间小于1小时，密度容易出现不均匀，磁化强度容易降低，进而，烧结体的结晶粒径变小，且晶界相比率变高，导致磁化强度容易降低。

此外，热处理时间超过15小时则粉末中的r元素会过度地蒸发，有可能造成磁特性降低。保持时间更优选为2小时以上、13小时以下，进一步优选为3小时以上、10小时以下。另外，通过在真空中或氩气中进行热处理能抑制氧化。并且，在接近保持温度前，例如在达到1100℃以上、1200℃以下前维持为真空，之后切换为ar气氛，等温保持，从而可以提高烧结体密度。

本实施方式的永磁体的制造方法在形成包含r元素氧化物的相时，对通过氧化处理吸附了氧分子的压粉成型体进行烧结，能形成厚度在50μm以上的包含r元素氧化物的相。以往，在形成压粉成型体后尽快进行烧结，或者在惰性气体气氛下保管压粉成型体。相对于此，本实施方式的永磁体通过对利用氧化处理吸附了氧分子的压粉成型体进行烧结，从而形成包含r元素氧化物的相。

根据上述制造方法，相较于中心部，能在表面部的必要范围内形成包含r元素氧化物的相。并且，能使包含r元素氧化物的相的厚度在50μm以上、800μm以下。

然后，进行高质化处理。高质化处理是通过以比烧结时的热处理温度低10℃以上的温度下，并且在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小时以下进行热处理。如果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，则无法充分地去除烧结中生成的源自液相的异相。多数情况下该异相的取向性较低，如果存在该异相，则晶粒的结晶方位相对于易磁化轴容易偏移，不仅矩形比会降低，磁化强度也容易降低。此外，在固溶处理中，如果温度较低，从元素扩散速度的角度来看，难以充分地去除烧结过程中产生的异相。并且，晶粒生长速度也较慢，有可能无法获得大小足够的结晶粒径，无法改善矩形比。相对于此，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质化处理，能充分地去除上述异相，增大构成主相的晶粒。

高质化处理时的保持温度优选为例如1130℃以上、1190℃以下。小于1130℃以及超过1190℃的情况下，都有可能导致矩形比降低。此外，热处理时间小于2小时的情况下，则扩散不充分，无法充分地去除异相，矩形比的改善效果较小。超过12小时的情况下，sm等r元素蒸发，有可能无法获得良好的磁特性。另外，高质化处理中的热处理时间更优选为4小时以上、10小时以下，进一步优选为6小时以上、8小时以下。并且，为了防止氧化，优选在真空中或氩气等惰性气体气氛中进行高质化处理。

此时，通过使高质化处理中腔室内的压力为正压，抑制异相生成的效果会提高。因此，可以抑制r元素过度蒸发，从而能够抑制矫顽力降低。腔室内的压力优选为例如0.15mpa以上、15mpa以下，更优选为0.2mpa以上、10mpa以下，进一步优选为1.0mpa以上、5.0mpa以下。

然后，实施固溶处理。固溶处理是形成作为相分离组织前驱体的tbcu7型晶相(1-7型晶相)的处理。固溶处理是通过以1090℃以上、1170℃以下的温度保持3小时以上、28小时以下进行热处理。

固溶处理时的保持温度在1090℃以下以及1170℃以上的情况下，固溶处理后存在于试料中的tbcu7型晶相的比率变小，磁特性有可能降低。保持温度优选为1100℃以上、1165℃以下。此外，固溶处理中的保持时间小于3小时的情况下，构成相容易出现不均匀，矫顽力容易降低，金属组织的结晶粒径容易变小，晶界相比率变高，磁化强度容易降低。此外，固溶处理中的保持时间超过28小时的情况下，由于烧结体中的r元素蒸发等可能造成磁特性降低。保持时间优选为4小时以上、24小时以下，进一步优选为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体气氛中进行固溶处理能抑制粉末的氧化。

接着，对急速冷却后的烧结体进行时效处理。时效处理是指控制金属组织，提高磁体矫顽力的处理，目的在于使磁体的金属组织相分离为多个相。

时效处理是通过在升温至760℃以上、850℃以下的温度后，在该到达温度下保持20小时以上、60小时以下(第1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℃以下的温度后，在该到达温度下保持0.5小时以上、8小时以下(第2保持)，进行热处理。之后，冷却至室温。通过以上操作能获得烧结体磁体。

在第1保持中，保持温度高于850℃的情况下，晶胞相会变得粗大，矩形比容易降低。此外，保持温度低于760℃的情况下，则无法获得完整的晶胞结构，难以体现矫顽力。第1保持中的保持温度更优选为例如780℃以上、840℃以下。另外，在第1保持中，保持时间小于20小时的情况下，晶胞结构不完整，难以体现矫顽力。保持时间长于60小时的情况下，胞壁相会过度地变厚，矩形比有可能变差。第1保持中的保持时间更优选为例如25小时以上、40小时以下。

缓慢冷却时的冷却速度小于0.2℃/分钟的情况下，胞壁相会过度地变厚，磁化强度容易减少。另外，超过2.0℃/分钟的情况下，无法充分地获得晶胞相和胞壁相的cu浓度差，矫顽力容易降低。缓慢冷却时的冷却速度更优选为例如0.4℃/分钟以上、1.5℃/分钟以下，进一步优选为0.5℃/分钟以上、1.3℃/分钟以下。缓慢冷却至低于350℃时，容易生成上述低温异相。如果缓慢冷却至超过650℃的温度，则富cu相中的cu浓度没有充分地升高，无法获得充分的矫顽力。此外，第2保持中的保持时间如果超过8小时，会生成低温异相，有可能无法获得充分的磁特性。

另外，时效处理中，也可以在缓慢冷却时以特定温度保持恒定时间，然后再缓慢冷却。可以将上述时效处理作为正式时效处理，在正式时效处理前通过以低于第1保持中的保持温度的温度，并且以少于第1保持中的保持时间的时间进行保持，进行预备时效处理。通过上述缓慢冷却时的保持及预备时效处理，能进一步提高矩形比。

上述构成的永磁体能用于各种马达、发电机等旋转电机。并且，也可以用作可变磁通马达的固定磁体或可变磁体。尤其是可以将本实施方式的永磁体型旋转电机应用于可变磁通马达，并组装至例如混合动力汽车等车辆中。可变磁通马达的构成及驱动系统可以应用例如日本专利特开2008-29148号公报及日本专利特开2008-43172号公报中所公开的技术。

图8是表示采用本实施方式所涉及的旋转电机系统的车辆即混合动力汽车驱动系统的框图。在图8中，汽车100中搭载有发动机102。该发动机102构成为，经由变速器103及差动齿轮104驱动后轮105(有时为前轮或者前后轮)的车轴106。

在上述汽车100中，相对于发动机102，并列设置有本实施方式所涉及的旋转电机即永磁体型同步电动机107，该电动机107的转子旋转轴直接连接或连接到发动机102的驱动轴。借此，电动机107和发动机102可以选择性地或同时使用以驱动、控制驱动轴(旋转轴)的旋转。

上述电动机107通过逆变器108及控制装置109构成的驱动装置10a，和电池10b相连接。也就是说，通过逆变器108对电池10b的输出进行开关输出，并根据目标旋转速度，利用控制装置109控制逆变器108的开关。

这里，上述电动机107是本实施方式所涉及的旋转电机，因此，永磁体的原材料和常规的高效率用永磁体相比较，回复磁导率较大，能够实现低速到高速的大范围变速运转，并能在低速到高速的所有运转范围内实现高效率化。从而可以降低逆变器108对功率元件的负荷。尤其是可以极大地减少弱磁控制中的电流量，从而能够降低电池消耗功率，实现更高效率的驱动系统。

另外，以上对本发明的若干实施方式进行了说明，但这些实施方式只是示例，并无限定发明范围之意。这些新颖的实施方式可以在其他各种形态中实施，在不脱离发明宗旨的范围内，可以进行各种省略、取代、变更。这些实施方式及其变形均包含在发明范围及宗旨内，并包含在和权利要求书中所记载的发明相等的范围内。

实施例

以下，对具有上述特性的永磁体的实施例进行具体说明。

(实施例1、实施例2)

按确定比率对永磁体中使用的各原料进行称量并混合后，在ar气氛下进行电弧熔化，制作合金铸块。在1160℃下对上述合金铸块保持19小时进行热处理，然后对合金铸块实施粗粉碎及利用气流粉碎机进行粉碎，制备合金粉末作为磁体的原料粉末。在磁场中对所获得的合金粉末进行冲压成型，制作压缩成型体。

然后，如表2所示，在30％的湿度、23℃的温度下放置压缩成型体2.5小时的时间，从而进行氧化处理。进而，将合金粉末的压缩成型体配置到烧结炉腔室内，使腔室内保持为真空状态，然后升温至1175℃，在到达温度下保持30分钟，之后导入ar气体，在ar气氛下升温至1200℃，并在到达温度下保持6小时，进行烧结。继而，在ar气氛下，使腔室内的压力为0.5mpa，在1185℃下保持3小时，进行高质化处理。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，进行固溶处理，之后冷却至室温。另外，使固溶处理后的冷却速度为180℃/分钟。

接着，使固溶处理后的烧结体升温至750℃，在到达温度下保持1小时后，以1.5℃/分钟的冷却速度缓慢冷却至350℃。继而，升温至835℃，在到达温度下保持35小时，进行时效处理。然后，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。之后，随炉冷却至室温，从而获得磁体。

此外，用电感耦合等离子体(inductivelycoupledplasma：icp)法实施磁体的组成分析。另外，按照以下步骤实施icp法的组成分析。首先，用研钵对从上述测定部位采集的试料进行粉碎，称取固定量的粉碎后的试料，放入石英制烧杯中。再在烧杯中加入混合酸(包含硝酸和盐酸的酸)，在加热板上加热至140℃左右，使烧杯中的试料完全溶解。进而，冷却后移入pfa制量瓶中进行定容，制作试料溶液。

然后，使用icp光谱分析装置，依据标定曲线法对上述试料溶液所含成分进行定量。使用精工电子(sii)纳米科技制sps4000作为icp原子发射光谱仪。所获得的磁体组成如表1所示。此外，对中心部的氧浓度ocenter、表面部的氧浓度osurface、包含r元素氧化物的相的厚度、回复磁导率、矫顽力hcj以及剩余磁化进行了测定。结果如表3所示。另外，各实施例及比较例中使用日立高新技术制hd2300作为测定装置。

(实施例3、实施例4、实施例5)

按规定比率对各原料进行称量并混合后，在ar气氛下进行高频感应熔化，制作合金铸块。对合金铸块实施粗粉碎后，实施1160℃、2小时的热处理，通过急速冷却的方式冷却至室温。然后实施粗粉碎及利用气流粉碎机进行粉碎，制备合金粉末作为磁体的原料粉末。继而，在磁场中对上述合金粉末进行冲压成型，制作压缩成型体。

然后，如表2所示，通过在36％的湿度、18℃的温度下放置压缩成型体20小时的时间，进行氧化处理。接着，将合金粉末的压缩成型体配置到烧结炉的腔室内，使腔室内为8.8×10-3pa的真空状态，然后升温至1175℃，在到达温度下保持60分钟，之后向腔室内导入ar气体。使处于ar气氛的腔室内温度升温至1195℃，在到达温度下保持5小时，进行烧结。继而，在ar气氛下，使腔室内的压力为0.2mpa，在1160℃下保持2小时，进行高质化处理。接着，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，进行固溶处理，之后冷却至室温。另外，使固溶处理后的冷却速度为150℃/分钟。

接着，使固溶处理后的烧结体升温至700℃，在到达温度下保持0.5小时后，继而，升温至850℃，在到达温度下保持50小时，进行时效处理。然后，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。然后，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。之后，随炉冷却至室温，从而获得磁体。

进而，使用上述icp原子发射光谱仪，依据校正曲线法对上述试料溶液所含成分进行定量。所获得的磁体组成如表1所示。此外，和其他实施例一样，对中心部的氧浓度ocenter、表面部的氧浓度osurface、包含r元素氧化物的相的厚度、回复磁导率、矫顽力hcj以及剩余磁化进行了测定。结果如表3所示。

(实施例6、实施例7)

按特定比率对各原料进行称量并混合后，在ar气氛下进行高频感应熔化，制作合金铸块。对合金铸块实施粗粉碎后，实施1170℃、10小时的热处理，通过急速冷却的方式冷却至室温。然后实施粗粉碎及利用气流粉碎机进行粉碎，制备合金粉末作为磁体的原料粉末。继而，在磁场中对上述合金粉末进行冲压成型，制作压缩成型体。

然后，如表2所示，在24％的湿度、28℃的温度下放置压缩成型体12小时的时间，进行氧化处理。接着，将压缩成型体配置在烧结炉的腔室内，使腔室内为7.5×10-3pa的真空状态，然后升温至1165℃，在到达温度下保持10分钟，之后向腔室内导入ar气体。使处于ar气氛的腔室内温度升温至1185℃，在到达温度下保持5小时，进行烧结。继而，在ar气氛下，使腔室内的压力为0.7mpa，在1160℃下保持10小时，进行高质化处理。接着，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，进行固溶处理，之后冷却至室温。另外，使固溶处理后的冷却速度为220℃/分钟。

然后，升温至660℃，在到达温度下保持固溶处理后的烧结体1小时，继而，升温至840℃，在到达温度下保持50小时，进行时效处理。然后，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。然后，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。之后，随炉冷却至室温，从而获得磁体。

和其他实施例一样，依据icp法确认上述各磁体的组成。所获得的磁体组成如表1所示。此外，和其他实施例一样，对中心部的氧浓度ocenter、表面部的氧浓度osurface、包含r元素氧化物的相的厚度、回复磁导率、矫顽力hcj以及剩余磁化进行了测定。结果如表3所示。

(实施例8)

按确定比率对各原料进行称量并混合后，在ar气氛下进行高频感应熔化，制作合金铸块。对上述合金铸块实施粗粉碎后，实施1160℃、12小时的热处理，通过急速冷却的方式冷却至室温。然后实施粗粉碎及利用气流粉碎机进行粉碎，制备合金粉末作为磁体的原料粉末。继而，在磁场中对上述合金粉末进行冲压成型，制作压缩成型体。

然后，如表2所示，在26％的湿度、23℃的温度下放置压缩成型体8小时的时间，进行氧化处理。接着，将合金粉末的压缩成型体配置在烧结炉的腔室内，使腔室内为7.5×10-3pa的真空状态，然后升温至1165℃，在到达温度下保持60分钟，之后向腔室内导入ar气体。使处于ar气氛的腔室内温度升温至1195℃，在到达温度下保持5小时，进行烧结。继而，在ar气氛下，使腔室内的压力为0.5mpa，在1170℃下保持6小时，进行高质化处理。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，进行固溶处理，之后冷却至室温。另外，使固溶处理后的冷却速度为190℃/分钟。

然后，升温至690℃，在到达温度下保持固溶处理后的烧结体2小时，继而，升温至830℃，在到达温度下保持45小时，进行时效处理。然后，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。然后，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。之后，随炉冷却至室温，从而获得磁体。

和其他实施例一样，依据icp法确认上述各磁体的组成。所获得的磁体组成如表1所示。此外，和其他实施例一样，对中心部的氧浓度ocenter、表面部的氧浓度osurface、包含r元素氧化物的相的厚度、回复磁导率、矫顽力hcj以及剩余磁化进行了测定。结果如表3所示。

(实施例9至实施例14)

使用和实施例8相同组成的合金粉末作为原料，按照同样的方法在磁场中进行冲压成型，制作压缩成型体。

然后，进行氧化处理。如表2所示，在实施例9中，以26％的湿度、23℃的温度将压缩成型体放置4小时的时间，进行氧化处理。在实施例10中，以26％的湿度、23℃的温度将压缩成型体放置22小时的时间，进行氧化处理。在实施例11中，以26％的湿度、17℃的温度将压缩成型体放置8小时的时间，进行氧化处理。在实施例12中，以26％的湿度、32℃的温度将压缩成型体放置8小时的时间，进行氧化处理。在实施例13中，以22％的湿度、23℃的温度将压缩成型体放置8小时的时间，进行氧化处理。在实施例14中，以44％的湿度、22℃的温度将压缩成型体放置8小时的时间，进行氧化处理。

继而，将合金粉末的压缩成型体配置在烧结炉的腔室内，以和实施例8相同的条件进行到烧结为止的工序，之后，在和实施例8相同的条件下进行高质化处理、固溶处理、时效处理，从而获得磁体。

和其他实施例一样，依据icp法确认上述各磁体的组成。所获得的磁体组成如表1所示。此外，和其他实施例一样，对中心部的氧浓度ocenter、表面部的氧浓度osurface、包含r元素氧化物的相的厚度、回复磁导率、矫顽力hcj以及剩余磁化进行了测定。结果如表3所示。

(比较例1)

按照和实施例1相同的方法，制作具有表1所示组成的磁体。和实施例一样，对中心部的氧浓度ocenter、表面部的氧浓度osurface、氧化物区域的厚度、矫顽力hcj以及剩余磁化进行了测定。结果如表3所示。另外，由于矫顽力小于1000ka/m，b-h曲线上出现了转折点，因此无法测定回复磁导率。比较例4、6、8也一样。

(比较例2)

按照和实施例1相同的方法，制作具有表4所示组成的磁体。和实施例一样，对中心部的氧浓度ocenter、表面部的氧浓度osurface、包含r元素氧化物的相的厚度、回复磁导率、矫顽力hcj以及剩余磁化进行了测定。结果如表3所示。

(比较例3至比较例8)

使用和实施例8相同组成的合金粉末作为原料，按照同样的方法在磁场中进行冲压成型，制作压缩成型体。

然后，进行氧化处理。如表2所示，在比较例3中，以26％的湿度、23℃的温度将压缩成型体放置0.5小时的时间，进行氧化处理。在比较例4中，以26％的湿度、23℃的温度将压缩成型体放置36小时的时间，进行氧化处理。在比较例5中，以26％的湿度、10℃的温度将压缩成型体放置8小时的时间，进行氧化处理。在比较例6中，以26％的湿度、46℃的温度将压缩成型体放置8小时的时间，进行氧化处理。在比较例7中，以15％的湿度、23℃的温度将压缩成型体放置8小时的时间，进行氧化处理。在比较例8中，以80％的湿度、23℃的温度将压缩成型体放置8小时的时间，进行氧化处理。

继而，将合金粉末的压缩成型体配置在烧结炉的腔室内，以和实施例8相同的条件进行到烧结为止的工序，之后，在和实施例8相同的条件下进行高质化处理、固溶处理、时效处理，从而获得磁体。

和实施例一样，依据icp法确认上述各磁体的组成。所获得的磁体组成如表1所示。此外，和其他实施例一样，对中心部的氧浓度ocenter、表面部的氧浓度osurface、包含r元素氧化物的相的厚度、回复磁导率、矫顽力hcj以及剩余磁化进行了测定。结果如表3所示。

由表1至表3可知，和例如sm浓度较高的比较例1或zr浓度较高的比较例2的永磁体相比较，实施例1至实施例14的永磁体具有较高的回复磁导率、高矫顽力以及高磁化强度。由此可知，通过对构成永磁体的各元素的量进行调整，可以提高磁体特性。

和例如氧化处理时间小于2小时的比较例3的永磁体以及氧化处理时间超过24小时的比较例4的永磁体相比较，实施例8至实施例14的永磁体具有较高的回复磁导率、高矫顽力以及高磁化强度。由此可知，通过以确定的时间进行氧化处理，可以提高磁体特性。

和例如氧化处理温度小于15℃的比较例5的永磁体以及氧化处理温度超过35℃的比较例6的永磁体相比较，实施例8至实施例14的永磁体具有较高的回复磁导率、高矫顽力以及高磁化强度。由此可知，通过以确定的温度进行氧化处理，可以提高磁体特性。

和例如氧化处理湿度小于20％的比较例7的永磁体以及放置湿度超过50％的比较例8的永磁体相比较，实施例8至实施例14的永磁体具有较高的回复磁导率、高矫顽力以及高磁化强度。由此可知，通过以特定湿度进行氧化处理，可以提高磁体特性。

如上所述，实施例1至实施例14的永磁体中，通过在主相中控制中心部的氧浓度ocenter、表面部的氧浓度osurface、包含r元素氧化物的相的厚度，从而具有较高的回复磁导率、高矫顽力以及高磁化强度。由此可知，实施例1至实施例14的永磁体其磁体特性优异。

此外，在马达等旋转电机系统中应用高速旋转时的弱磁控制方法的情况下，不需要准备弱磁控制方法所用的电流，能够降低损失，提高效率。

此外，通过将旋转电机系统用于汽车等车辆中，可以抑制输出的降低，提高效率。

除此之外，本实施方式并不限定于上述实施方式，在不脱离其宗旨的范围内，可以在实施阶段变更构成要素加以具体化。并且，可以对上述实施方式所公开的多个构成要素进行适当组合，形成各种不同的发明。例如，可以从实施方式所示的全部构成要素中删除若干构成要素。进而，也可以对不同实施方式中的构成要素进行适当组合。

[表1]

[表2]

[表3]