JP6049662B2 - モータまたは発電機、ならびに自動車 - Google Patents

Description

本発明の実施形態は、モータおよび発電機に関する。

高性能な永久磁石としては、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石等の希土類磁石が知られている。ハイブリッド自動車（Ｈｙｂｒｉｄ Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｖｅｈｉｃｌｅ：ＨＥＶ）や電気自動車（Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｖｅｈｉｃｌｅ：ＥＶ）のモータに永久磁石を使用する場合、永久磁石には耐熱性が求められる。ＨＥＶやＥＶ用モータには、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石のＮｄの一部をＤｙで置換して耐熱性を高めた永久磁石が用いられている。Ｄｙは希少元素の一つであるため、Ｄｙを使用しない永久磁石が求められている。また、高効率のモータや発電機として、可変磁石と固定磁石とを使用した可変磁束モータや可変磁束発電機が知られている。可変磁束モータや可変磁束発電機の高性能化や高効率化のために、可変磁石や固定磁石の保磁力や磁束密度を高めることが求められている。

Ｓｍ−Ｃｏ系磁石はキュリー温度が高いため、Ｄｙを使用しない系で優れた耐熱性を示すことが知られており、高温で良好なモータ特性等を実現することができる。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石のうちＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石は、その保磁力発現機構等に基づいて可変磁石として使用することもできる。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石においても、保磁力や磁束密度を高めることが求められている。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の高磁束密度化には、Ｆｅ濃度を高めることが有効であるものの、高Ｆｅ濃度の組成領域では保磁力が減少する傾向にある。そこで、高Ｆｅ濃度のＳｍ−Ｃｏ系磁石で大きな保磁力を発現させる技術が求められている。

特開昭６０−２３８４６３号公報 特開平０６−２１２３２７号公報

本発明が解決しようとする課題は、高Ｆｅ濃度の組成を有するＳｍ−Ｃｏ系磁石で大きな保磁力を再現性よく発現させることを可能にした永久磁石を具備するモータおよび発電機を提供することにある。

実施形態のモータまたは発電機は、
組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｓＣｏ_{１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｓ}
（式中、Ｒは希土類元素から選ばれ、５０原子％以上がＳｍである少なくとも１種の元素、ＭはＺｒ、ＴｉおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ｐ、ｑ、ｒおよびｓはそれぞれ原子％で、１０≦ｐ≦１３．５、２８≦ｑ≦４０、０．８８≦ｒ≦７．２、３．５≦ｓ≦１３．５を満足する数である）
で表される組成と、セル相とセル相を取り囲むように存在するセル壁相とを含む金属組織と、を有する焼結体を備える永久磁石を具備する。焼結体の密度は、８．２×１０³ｋｇ／ｍ³以上である。セル相内のＦｅ濃度（Ｃ１）は、２８原子％以上４５原子％以下の範囲である。セル相内のＦｅ濃度（Ｃ１）とセル壁相内のＦｅ濃度（Ｃ２）との差（Ｃ１−Ｃ２）は、１２原子％を超える。

実施形態の永久磁石モータを示す図である。 実施形態の可変磁束モータを示す図である。 実施形態の発電機を示す図である。

以下、実施形態のモータまたは発電機に用いられる永久磁石について説明する。永久磁石は、
組成式：Ｒ_pＦｅ_qＭ_rＣｕ_sＣｏ_100-p-q-r-s …（１）
（式中、Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素、ＭはＺｒ、ＴｉおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ｐ、ｑ、ｒおよびｓはそれぞれ原子％で、１０≦ｐ≦１３．５、２８≦ｑ≦４０、０．８８≦ｒ≦７．２、３．５≦ｓ≦１３．５を満足する数である）
で表される組成と、セル相とセル壁相とを備える金属組織とを具備する。セル相はＴｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相を有する。セル壁相はセル相を取り囲むように存在する。上記永久磁石において、セル相内のＦｅ濃度（Ｃ１）は２８原子％以上４５原子％以下の範囲であり、かつセル相内のＦｅ濃度（Ｃ１）とセル壁相内のＦｅ濃度（Ｃ２）との差（Ｃ１−Ｃ２）は１０原子％を超えている。

組成式（１）において、元素Ｒとしてはイットリウム（Ｙ）を含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素が使用される。元素Ｒはいずれも永久磁石に大きな磁気異方性をもたらし、高い保磁力を付与するものである。元素Ｒとしては、サマリウム（Ｓｍ）、セリウム（Ｃｅ）、ネオジム（Ｎｄ）およびプラセオジム（Ｐｒ）から選ばれる少なくとも１種を用いることが好ましく、特にＳｍを使用することが望ましい。元素Ｒの５０原子％以上をＳｍとすることで、永久磁石の性能、とりわけ保磁力を再現性よく高めることができる。さらに、元素Ｒの７０原子％以上がＳｍであることが望ましい。

元素Ｒの含有量ｐは１０原子％以上１３．５原子％以下の範囲とする。元素Ｒの含有量ｐが１０原子％未満であると、多量のα−Ｆｅ相が析出するなどして十分な保磁力を得ることができない。一方、元素Ｒの含有量が１３．５原子％を超えると、飽和磁化の低下が著しくなる。元素Ｒの含有量ｐは１０．２〜１３原子％の範囲とすることが好ましく、さらに好ましくは１０．５〜１２．５原子％の範囲である。

鉄（Ｆｅ）は、主として永久磁石の磁化を担う元素である。Ｆｅを多量に含有させることによって、永久磁石の飽和磁化を高めることができる。ただし、Ｆｅをあまり過剰に含有させると、α−Ｆｅ相が析出したり、また後述する所望の２相分離組織が得られにくくなるため、保磁力が低下するおそれがある。このため、Ｆｅの含有量ｑは２８原子％以上４０原子％以下の範囲とする。Ｆｅの含有量ｑは２９〜３８原子％の範囲とすることが好ましく、さらに好ましくは３０〜３６原子％の範囲である。

元素Ｍとしては、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）およびハフニウム（Ｈｆ）から選ばれる少なくとも１種の元素が用いられる。元素Ｍを配合することによって、高いＦｅ濃度の組成で大きな保磁力を発現させることができる。元素Ｍの含有量ｒは０．８８原子％以上７．２原子％以下の範囲とする。元素Ｍの含有量ｒを０．８８原子％以上とすることによって、高Ｆｅ濃度の組成を有する永久磁石に大きな保磁力を発現させることができる。一方、元素Ｍの含有量ｒが７．２原子％を超えると、磁化の低下が著しくなる。元素Ｍの含有量ｒは１．３〜４．３原子％の範囲とすることが好ましく、さらに好ましくは１．５〜２．６原子％の範囲である。

元素ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれであってもよいが、少なくともＺｒを含むことが好ましい。特に、元素Ｍの５０原子％以上をＺｒとすることによって、永久磁石の保磁力を高める効果をさらに向上させることができる。一方、元素Ｍの中でＨｆはとりわけ高価であるため、Ｈｆを使用する場合においても、その使用量は少なくすることが好ましい。Ｈｆの含有量は元素Ｍの２０原子％未満とすることが好ましい。

銅（Ｃｕ）は、永久磁石に高い保磁力を発現させるための元素である。Ｃｕの配合量ｓは３．５原子％以上１３．５原子％以下の範囲とする。Ｃｕの配合量ｓが３．５原子％未満であると、高い保磁力を得ることが困難になる。一方、Ｃｕの配合量ｓが１３．５原子％を超えると、磁化の低下が著しくなる。Ｃｕの配合量ｓは３．９〜９原子％の範囲とすることが好ましく、さらに好ましくは４．２〜７．２原子％の範囲である。

コバルト（Ｃｏ）は、永久磁石の磁化を担うと共に、高い保磁力を発現させるために必要な元素である。さらに、Ｃｏを多く含有させるとキュリー温度が高くなり、永久磁石の熱安定性が向上する。Ｃｏの含有量が少なすぎると、これらの効果を十分に得ることができない。ただし、Ｃｏの含有量が過剰になると、相対的にＦｅの含有割合が下がって磁化が低下する。従って、Ｃｏの含有量は元素Ｒ、元素ＭおよびＣｕの含有量を考慮した上で、Ｆｅの含有量が上記範囲を満足するように設定される。

Ｃｏの一部は、ニッケル（Ｎｉ）、バナジウム（Ｖ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、ガリウム（Ｇａ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）およびタングステン（Ｗ）から選ばれる少なくとも１種の元素Ａで置換してもよい。これらの置換元素Ａは磁気特性、例えば保磁力の向上に寄与する。ただし、元素ＡによるＣｏの過剰な置換は磁化の低下を招くおそれがあるため、元素Ａによる置換量はＣｏの２０原子％以下とすることが好ましい。

この永久磁石において、セル相内のＦｅ濃度（Ｃ１）は２８〜４５原子％の範囲であり、かつセル相内のＦｅ濃度（Ｃ１）とセル壁相内のＦｅ濃度（Ｃ２）との差（Ｃ１−Ｃ２）は１０原子％を超えている。ここで、Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石の保磁力発現機構は、一般的に磁壁ピニング型であることが知られており、熱処理により生成するナノ相分離組織が保磁力の起源となっている。ナノ相分離組織（２相分離組織）は、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相（Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型構造を有する結晶相／２−１７相）を有するセル相と、セル相の周囲を取り囲むような形で形成され、ＣａＣｕ₅型結晶相（ＣａＣｕ₅型構造を有する結晶相／１−５相）とを有するセル壁相とを備えている。すなわち、Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石はセル相がセル壁相で区切られたナノ相分離構造を有している。

２−１７相（セル相）を区切るように形成された１−５相（セル壁相）の磁壁エネルギーは、２−１７相の磁壁エネルギーに比べて大きく、この磁壁エネルギーの差が磁壁移動の障壁となる。つまり、磁壁エネルギーの大きい１−５相がピンニングサイトとして働くことによって、磁壁ピニング型の保磁力が発現すると言われている。このような観点から、Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石の保磁力を高めるためには、セル相とセル壁相との磁壁エネルギーの差を増大させる必要がある。従来、磁壁エネルギーの差を増大させるためには、セル相のＣｕ濃度とセル壁相のＣｕ濃度との間に差を生じさせることが有効であると考えられてきた。

しかしながら、Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石のＦｅ濃度が高くなると、高い保磁力が発現しにくくなる傾向にある。その原因としては、例えばピンニングサイトである１−５相が生成しにくくなることが挙げられる。これは、Ｆｅ濃度が高くなるとＣｕや元素Ｍの濃度が高い異相（Ｃｕ−Ｍリッチ相）が生成しやすくなり、２相分離組織の前駆体相である主相（ＴｂＣｕ₇型結晶相／１−７相）中のＣｕ濃度が低下することで、主相のセル相とセル壁相への相分離が進行しにくくなるためと考えられる。

また、Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石の保磁力が小さくなる原因としては、Ｆｅ濃度が高くなるとセル相とセル壁相との磁壁エネルギーの差が小さくなり、セル壁相による磁壁のピン止め効果が低下することも考えられる。磁壁エネルギーの差は、セル相とセル壁相の構成元素の比に起因し、特にＣｕがセル壁相に濃縮されることでポテンシャル井戸が形成されることが重要であると考えられてきた。このため、上述したようにセル相とセル壁相との間にある程度のＣｕ濃度差を生じさせることが有効であると考えられてきた。ただし、この点は従来のＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石にはよく言えることであったが、Ｆｅ濃度が高い組成域ではその限りではないことが本発明者等の研究により明らかとなった。

これまでに報告されているＦｅ濃度が２０原子％程度のＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石において、セル壁相とセル相とのＣｕ濃度差は１０〜２０原子％程度である。一方、本発明者等が調査した結果、Ｆｅ濃度が２８原子％以上の組成を有するＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石においても、同程度のＣｕ濃度差が確認されている。それにも関らず、高Ｆｅ濃度を有するＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石では十分な保磁力が得られていない。これらの磁石の微細組織を注意深く観察したところ、高Ｆｅ濃度を有する磁石ではセル相とセル壁相とのＦｅ濃度差が従来の磁石に比べて小さいか、もしくは同程度であることが明らかとなった。このことは、Ｃｕがセル壁相に濃化する一方で、Ｆｅのセル相への拡散が不十分であることを示唆している。

この永久磁石においては、セル相内のＦｅ濃度（Ｃ１）を２８〜４５原子％の範囲とすると共に、セル相内のＦｅ濃度（Ｃ１）とセル壁相内のＦｅ濃度（Ｃ２）との間に、１０原子％を超える差を生じさせている。本発明者等の研究によれば、Ｆｅ濃度が高い組成域ではセル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差も磁壁エネルギーの差に影響を及ぼすことが明らかとなった。そして、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）が１０原子％を超える場合に、セル相とセル壁相との磁壁エネルギーの差が大きくなる。従って、高Ｆｅ濃度を有するＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石の保磁力を高めることが可能となる。

さらに、セル相にＦｅが濃化するということは、ＣｕとＦｅとの相互拡散が十分に進行していることを意味する。従って、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差を高めることで、セル相とセル壁相との間のＣｕ濃度差も拡大する。これによっても、セル相とセル壁相との磁壁エネルギーの差が大きくなるため、高Ｆｅ濃度を有するＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石の保磁力を高めることができる。なお、従来からＣｕとＦｅとが相互拡散すると考えられていたものの、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差が磁壁エネルギーの差、ひいては保磁力に影響を及ぼすことは、本発明者等が新たに見出したものである。

セル相内のＦｅ濃度（Ｃ１）は、永久磁石の磁化を高めるために２８原子％以上とされている。セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差を拡大する上で、セル相内のＦｅ濃度（Ｃ１）は２８．５原子％以上であることが好ましく、さらに好ましくは２９原子％以上である。このようなセル相のＦｅ濃度（Ｃ１）は、セル相にＦｅを十分に拡散させることで実現することができる。また、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差は１２原子％以上であることが好ましく、さらに好ましくは１４原子％以上である。

セル壁相のＦｅ濃度（Ｃ２）は、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）との間で１０原子％を超える差が生じるように調整される。また、セル壁相のＣｕ濃度はセル相のＣｕ濃度の１．２倍以上であることが好ましく、さらに好ましくは２倍以上である。これらによって、セル壁相を磁壁のピンニングサイトとして十分に機能させることができる。セル壁相の代表例としては１−５相が挙げられるが、これに限定されるものではない。セル相とセル壁相との間に十分なＦｅ濃度差やＣｕ濃度差が生じていれば、セル壁相が磁壁のピンニングサイトとして機能するため、セル壁相はそのような相であればよい。１−５相以外のセル壁相としては、高温相（相分離前の組織）である１−７相や、１−７相の２相分離の初期段階に生じる１−５相の前駆体相等が挙げられる。

ところで、組成式（１）で表される組成を有する焼結体からなる永久磁石において、ＦｅとＣｕとの相互拡散を十分に進行させて、上述したセル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差を実現するためには、焼結体の密度を高めて、拡散可能面積を増大させることが有効である。ただし、Ｆｅ濃度が高いＳｍ−Ｃｏ系磁性粉末（合金粉末）は焼結性が低く、高い焼結体密度を得ることが難しい。合金粉末のＦｅ濃度が高くなると、Ｃｕや元素Ｍの濃度が高い異相が生成しやすくなり、この異相が焼結性を悪化させていると考えられる。このため、ＦｅとＣｕとの相互拡散を進行させるためには、異相の生成を抑制し、Ｆｅ濃度が高い磁性粉末（合金粉末）の焼結性を向上させることが重要となる。ここで言う異相としては、ＺｒやＣｕがリッチなＳｍ等の元素ＲとＣｏやＦｅ等の遷移金属元素との比が２対７である２−７相、１対１３である１−１３相等が挙げられる。

Ｓｍ−Ｃｏ系磁性粉末（合金粉末）の焼結は、一般的にＡｒガス等の不活性ガス雰囲気中や真空雰囲気中で行なわれる。不活性ガス雰囲気中で焼結した場合、蒸気圧が高いＳｍ等の蒸発を抑制することができ、組成ずれが生じにくいという利点がある。しかし、不活性ガス雰囲気中では、異相の生成を回避することが難しい。また、Ａｒガス等の不活性ガスがポア中に残存することでポアが消滅しにくく、焼結体を高密度化することが難しい。一方、真空雰囲気中で焼結した場合には、異相の生成が抑えられることが明らかとなった。ただし、真空雰囲気中では蒸気圧が高いＳｍ等の蒸発量が多くなり、焼結体の組成を永久磁石として適切な合金組成に制御することが難しい。

このような点に対して、真空雰囲気中で前処理工程（仮焼結工程）を実施した後、Ａｒガス等の不活性ガス雰囲気中で最終的な焼結工程（本焼結工程）を行うことが有効である。このような真空雰囲気中での前処理工程と不活性ガス雰囲気中での本焼結工程とを有する焼結工程を適用することによって、Ｃｕや元素Ｍの濃度が高い異相の生成を抑制しつつ、蒸気圧が高いＳｍ等の蒸発を抑制することができる。従って、Ｆｅ濃度が高い磁性粉末（合金粉末）を用いた際に、高密度で組成ずれの少ない焼結体を得ることが可能となる。高密度で組成ずれの少ない焼結体を得ることで、その後の溶体化処理工程や時効処理工程でＦｅとＣｕとの相互拡散を十分に進行させることができる。よって、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差を拡大することが可能となる。

ここで、２０原子％程度のＦｅ濃度を有する磁性粉末（合金粉末）を焼結する場合には、仮焼結工程の温度を本焼結工程の温度よりある程度低くすることが高密度化に有効である。これに対して、２８原子％以上のＦｅ濃度を有する磁性粉末（合金粉末）を焼結する場合には、本焼結工程の温度になるべく近い温度まで真空雰囲気を維持することが好ましい。さらに、本焼結温度まで真空雰囲気を保つことも有効である。このような場合においても、本焼結温度に達すると同時に不活性ガスに切り替えることで、焼結中のＳｍ等の蒸発を抑えることができる。高Ｆｅ濃度の組成域において、本焼結温度に近い温度まで真空雰囲気を維持することが好ましい理由は、なるべく高温まで真空雰囲気を維持することで、異相の生成をより有効に抑制できるためと考えられる。なお、磁性粉末（合金粉末）の焼結工程における具体的な条件は、後に詳述する。

上述した高密度の焼結体に溶体化処理および時効処理を施すことで、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差を再現性よく拡大することができる。これによって、Ｆｅ濃度が高い組成を有するＳｍ−Ｃｏ系磁石の保磁力を高めることが可能となる。すなわち、この永久磁石は、２８原子％以上のＦｅ濃度に基づいて磁化の向上を図りつつ、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差に基づいて保磁力を高めたものであり、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石で高保磁力と高磁化とを両立させものである。上記永久磁石の保磁力は８００ｋＡ／ｍ以上であることが好ましく、残留磁化は１．１５Ｔ以上であることが好ましい。

Ｓｍ−Ｃｏ系磁性粉末（合金粉末）の焼結体の密度は、実用的に８．２×１０³ｋｇ／ｍ³以上であることが好ましい。このような焼結体の密度を実現することによって、溶体化処理工程や時効処理工程でＦｅとＣｕとの相互拡散を十分に進行させ、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差を拡大することができる。上記永久磁石は、組成式（１）で表される組成と、セル相とセル壁相とを有する金属組織とを備える焼結体を具備し、かつ焼結体の密度が８．２×１０³ｋｇ／ｍ³以上である焼結磁石であることが好ましい。

この永久磁石において、セル状組織を有する金属組織の観察は、透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）を用いて行うことができる。ＴＥＭ観察は１００ｋ〜２００ｋ倍の倍率で行うことが好ましい。磁場配向させた焼結体からなる永久磁石においては、セル相である２−１７相のｃ軸を含む断面をＴＥＭ観察することが好ましい。セル壁相はセル相の１．２倍以上のＣｕ濃度を有する領域である。セル相およびセル壁相におけるＦｅやＣｕ等の各元素の組成分析は、例えばエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＴＥＭ−Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＴＥＭ−ＥＤＸ）により行われる。ＴＥＭ−ＥＤＸ観察は、焼結体の内部に対して行う。

焼結体内部の測定とは、以下に示す通りである。まず、最大の面積を有する面における最長の辺の中央部において、辺に垂直（曲線の場合は中央部の接線と垂直）に切断した断面の表面部と内部とで組成を測定する。測定箇所は、上記断面において各辺の１／２の位置を始点として、辺に対し垂直に内側に向けて端部まで引いた基準線１と、各角部の中央を始点として角部の内角の角度の１／２の位置で内側に向けて端部まで引いた基準線２とを設け、これら基準線１、２の始点から基準線の長さの１％の位置を表面部、４０％の位置を内部と定義する。なお、角部が面取り等で曲率を有する場合には、隣り合う辺を延長した交点を辺の端部（角部の中央）とする。この場合、測定箇所は交点からではなく、基準線と接した部分からの位置とする。

測定箇所を以上のようにすることによって、例えば断面が四角形の場合、基準線は基準線１および基準線２でそれぞれ４本の合計８本となり、測定箇所は表面部および内部でそれぞれ８箇所となる。この実施形態においては、表面部および内部でそれぞれ８箇所全てが上記した組成範囲内であることが好ましいが、少なくとも表面部および内部でそれぞれ４箇所以上が上記した組成範囲内となればよい。この場合、１本の基準線での表面部および内部の関係を規定するものではない。このように規定される焼結体内部の観察面を研磨して平滑にした後、ＴＥＭ観察を行う。ＴＥＭ−ＥＤＸの観察箇所は、セル相およびセル壁相内の任意の２０点とし、これら各点での測定値から最大値と最小値を除いた測定値の平均値を求め、この平均値を各元素の濃度とする。

この永久磁石は、例えば以下のようにして作製される。まず、所定量の元素を含む合金粉末を作製する。合金粉末は、アーク溶解法や高周波溶解法による溶湯を鋳造して得られた合金インゴットを粉砕して調製される。また、合金粉末はストリップキャスト法でフレーク状の合金薄帯を作製した後に粉砕して調製してもよい。ストリップキャスト法では、合金溶湯を周速０．１〜２０ｍ／秒で回転する冷却ロールに傾注し、連続的に厚さ１ｍｍ以下の薄帯を得ることが好ましい。冷却ロールの周速が０．１ｍ／秒未満であると薄帯中に組成のばらつきが生じやすく、周速が２０ｍ／秒を超えると結晶粒が単磁区サイズ以下に微細化し、良好な磁気特性が得られない。冷却ロールの周速は０．３〜１５ｍ／秒の範囲がより好ましく、さらに好ましくは０．５〜１２ｍ／秒の範囲である。

合金粉末の他の調製方法としては、メカニカルアロイング法、メカニカルグラインディング法、ガスアトマイズ法、還元拡散法等が挙げられ、これらの方法で調製した合金粉末を用いてもよい。このようにして得られた合金粉末または粉砕前の合金に対し、必要に応じて熱処理を施して均質化してもよい。フレークやインゴットの粉砕はジェットミルやボールミル等を用いて実施される。粉砕は合金粉末の酸化を防止するために、不活性ガス雰囲気中や有機溶媒中で行うことが好ましい。

次に、電磁石等の中に設置した金型内に合金粉末を充填し、磁場を印加しながら加圧成型することによって、結晶軸を配向させた圧縮成形体を作製する。この圧縮成形体を適切な条件下で焼結することによって、高密度を有する焼結体を得ることができる。圧縮成形体の焼結工程は、前述したように真空雰囲気中での前処理工程と不活性ガス雰囲気中での本焼結工程とを有することが好ましい。本焼結温度Ｔ_Sは１２１５℃以下であることが好ましい。Ｆｅ濃度が高いと融点の低下が予測されるため、本焼結温度Ｔ_Sが高すぎるとＳｍ等の蒸発が生じやすくなる。本焼結温度Ｔ_Sは１２０５℃以下がより好ましく、さらに好ましくは１１９５℃以下である。ただし、焼結体を高密度化するために、本焼結温度Ｔ_Sは１１７０℃以上であることが好ましく、さらに好ましくは１１８０℃以上である。

不活性ガス雰囲気中での本焼結工程において、上記した本焼結温度Ｔ_Sによる焼結時間は０．５〜１５時間とすることが好ましい。これによって、緻密な焼結体が得られる。焼結時間が０．５時間未満の場合、焼結体の密度に不均一性が生じる。また、焼結時間が１５時間を超えると、合金粉末中のＳｍ等が蒸発することによって、良好な磁気特性を得ることができないおそれがある。より好ましい焼結時間は１〜１０時間であり、さらに好ましくは１〜４時間である。本焼結工程はＡｒガス等の不活性ガス雰囲気中で実施する。

前述したように、Ｆｅ濃度が高い合金粉末の圧縮成形体を高密度な焼結体とするためには、本焼結工程の前に真空雰囲気中で前処理工程を実施することが好ましい。さらに、本焼結温度に近い温度まで真空雰囲気を維持することが好ましい。具体的には、焼結体の密度を８．２×１０³ｋｇ／ｍ³以上とする上で、真空雰囲気から不活性ガス雰囲気への切替温度（前処理温度）Ｔ［℃］を、本焼結温度Ｔ_S［℃］より５０℃低い温度（Ｔ_S−５０℃）以上で本焼結温度Ｔ_S以下の温度範囲（Ｔ_S−５０℃≦Ｔ≦Ｔ_S）とすることが好ましい。雰囲気切替温度Ｔが本焼結温度Ｔ_Sより５０℃を超えて低い温度（Ｔ＜Ｔ_S−５０℃）になると、焼結体を十分に高密度化することができないおそれがあると共に、圧縮成形体に存在した異相、あるいは焼結時の昇温時に生成した異相が、本焼結後においても残存してしまい、磁化が低下するおそれがある。

雰囲気切替温度Ｔが本焼結温度Ｔ_Sより低すぎると、真空雰囲気中での前処理工程で異相の発生を抑制する効果を十分に得ることができない。このため、焼結体を高密度化することができず、磁化および保磁力が共に低下する。雰囲気切替温度Ｔは、本焼結温度Ｔ_Sより４０℃低い温度（Ｔ_S−４０℃）以上とすることがより好ましく、さらに好ましくは本焼結温度Ｔ_Sより３０℃低い温度（Ｔ_S−３０℃）以上である。ただし、真空雰囲気中での処理温度Ｔが本焼結温度Ｔ_Sを超えると、Ｓｍ等が蒸発して磁気特性が低下するため、雰囲気切替温度Ｔは本焼結温度Ｔ_S以下に設定する。真空雰囲気から不活性ガス雰囲気への切り替えは、本焼結温度Ｔ_Sに到達すると同時に実施してもよい。

前処理工程における真空雰囲気（真空度）は９×１０^-2Ｐａ以下とすることが好ましい。前処理工程の真空度が９×１０^-2Ｐａを超えると、Ｓｍ等の元素Ｒの酸化物が過剰に形成されるおそれがある。さらに、前処理工程の真空度を９×１０^-2Ｐａ以下とすることによって、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差を大きくする効果をより明確に得ることができる。前処理工程の真空度は５×１０^-2Ｐａ以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは１×１０^-2Ｐａ以下である。

さらに、真空雰囲気から不活性ガス雰囲気に切り替える際に、真空雰囲気中で所定時間保持することも有効である。これによって、焼結体の高密度化をより一層促進することができると共に、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差の拡大効果を向上させることができる。真空雰囲気中での保持時間は、合金粉末（磁性粉末）の組成、特にＳｍ等の元素Ｒの組成に基づいて設定することが好ましい。具体的には、真空雰囲気中での保持時間は、合金粉末（磁性粉末）中の元素Ｒの濃度（ｐ１［原子％］）に基づいて、下記の式（２）を満足する時間Ｙ［分］以上に設定することが好ましい。
Ｙ＝−５ｐ１＋６２ …（２）

真空雰囲気中で時間Ｙ以上保持した後に、真空雰囲気から不活性ガス雰囲気に切り替えて本焼結工程を実施することで、Ｆｅ濃度が高くかつＳｍ等の元素Ｒの濃度が低い合金粉末を用いた場合に、焼結体をより効果的に高密度化することができる。時間Ｙは本焼結時間より短いことが好ましい。時間Ｙがあまり長いと、Ｓｍ等の元素Ｒの蒸発量が増加するおそれがある。なお、元素Ｒの濃度ｐ１が高い組成域では、Ｙの値がマイナスになることがある。Ｙの値がマイナスとなるような組成域では比較的高密度が得られやすいが、そのような場合でも真空雰囲気中で１分以上保持することで、焼結体を安定して高密度化することができる。雰囲気切替温度Ｔが本焼結温度Ｔ_S未満である場合には、雰囲気切替温度Ｔで所定時間保持すればよい。雰囲気切替温度Ｔを本焼結温度Ｔ_Sと等しい温度に設定する場合には、本焼結温度Ｔ_S未満の温度で所定時間保持した後に、本焼結温度Ｔ_Sまで昇温して雰囲気を切り替えればよい。

焼結体の作製に用いる合金粉末（磁性粉末）中の元素Ｒの濃度ｐ１の測定は、ジェットミルやボールミルで微粉砕された状態の粉末に対して実施することが好ましい。元素Ｒの濃度ｐ１の測定は、微粉砕する前の状態である、粗粉砕された状態の粉末に対して実施してもよい。元素Ｒの濃度ｐ１は、誘導結合発光プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ：ＩＣＰ）発光分光分析法により求めることができる。ＩＣＰ発光分光分析法による測定は対象粉末に対して１０回実施し、それらの測定値から最大値と最小値を除いた測定値の平均値を、元素Ｒの濃度ｐ１とする。組成が異なる原料粉を２種類以上混合して用いる場合には、各原料粉の組成から求められる元素Ｒの濃度ではなく、２種類以上の原料粉を混合した後に元素Ｒの濃度ｐ１を測定する。

不活性ガス雰囲気中での本焼結工程は、上述したように真空雰囲気中での前処理工程に引き続いて実施される。この場合、本焼結温度Ｔ_Sに到達すると同時に真空雰囲気から不活性ガス雰囲気に切り替えたり、本焼結温度Ｔ_Sより５０℃低い温度（Ｔ_S−５０℃）以上の雰囲気切替温度Ｔに到達した際に真空雰囲気から不活性ガス雰囲気に切り替えたり、あるいは雰囲気切替温度Ｔで所定時間保持した後に真空雰囲気から不活性ガス雰囲気に切り替えればよい。真空雰囲気中での前処理工程と不活性ガス雰囲気中での本焼結工程とを別工程として実施してもよい。この場合、真空雰囲気中で雰囲気切替温度（前処理温度）Ｔまで昇温し、必要に応じて所定時間保持した後に冷却する。次いで、真空雰囲気から不活性ガス雰囲気に切り替えた後、本焼結温度Ｔ_Sまで昇温して本焼結工程を実施する。

次に、得られた焼結体に溶体化処理および時効処理を施して結晶組織を制御する。溶体化処理は相分離組織の前駆体である１−７相を得るために、１１００〜１１９０℃の範囲の温度で０．５〜８時間熱処理することが好ましい。１１００℃未満の温度および１１９０℃を超える温度では、溶体化処理後の試料中の１−７相の割合が小さく、良好な磁気特性が得られない。溶体化処理温度は１１２０〜１１８０℃の範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは１１２０℃〜１１７０℃の範囲である。

溶体化処理時間が０．５時間未満の場合、構成相が不均一になりやすく、さらに十分な密度が得られないおそれがある。８時間を超えて溶体化処理を行うと、焼結体中のＳｍ等の元素Ｒが蒸発する等して、良好な磁気特性が得られないおそれがある。溶体化処理時間は１〜８時間の範囲がより好ましく、さらに好ましくは１〜４時間の範囲である。溶体化処理は酸化防止のために、真空中やＡｒガス等の不活性雰囲気中で行うことが好ましい。

次に、溶体化処理後の焼結体に時効処理を施す。時効処理は結晶組織を制御して磁石の保磁力を高める処理である。時効処理は、７００〜９００℃の温度で０．５〜８０時間保持した後、０．２〜２℃／分の冷却速度で４００〜６５０℃の温度まで徐冷し、引き続いて室温まで冷却することが好ましい。時効処理は、二段階の熱処理により実施してもよい。すなわち、上記した熱処理を一段目とし、４００〜６５０℃の温度まで徐冷した後に、引き続いて二段目の熱処理を行う。二段目の熱処理温度で一定時間保持した後、炉冷により室温まで冷却する。時効処理は酸化防止のために、真空中やＡｒガス等の不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。

時効処理温度が７００℃未満または９００℃を超える場合には、均質なセル相とセル壁相との混合組織を得ることができず、永久磁石の磁気特性が低下するおそれがある。時効処理温度は７５０〜８８０℃であることがより好ましく、さらに好ましくは７８０〜８５０℃である。時効処理時間が０．５時間未満の場合には、１−７相からセル壁相の析出が十分に完了しないおそれがある。一方、保持時間が８０時間を超える場合には、セル壁相の厚さが厚くなることでセル相の体積分率が低下したり、また結晶粒が粗大化することで、良好な磁気特性が得られないおそれがある。時効処理時間は４〜６０時間であることがより好ましく、さらに好ましくは８〜４０時間である。

また、時効熱処理後の冷却速度が０．２℃／分未満の場合には、セル壁相の厚さが厚くなることでセル相の体積分率が低下したり、また結晶粒が粗大化することで、良好な磁気特性が得られないおそれがある。時効熱処理後の冷却速度が２℃／分を超えると、均質なセル相とセル壁相との混合組織を得ることができず、永久磁石の磁気特性が低下するおそれがある。時効熱処理後の冷却速度は０．４〜１．５℃／分の範囲とすることより好ましく、さらに好ましくは０．５〜１．３℃／分の範囲である。

なお、時効処理は二段階の熱処理に限らず、より多段階の熱処理としてもよく、さらに多段の冷却を実施することも有効である。また、時効処理の前処理として、時効処理よりも低い温度でかつ短時間の予備的な時効処理（予備時効処理）を施すことも有効である。これによって、磁化曲線の角型性の改善が期待される。具体的には、予備時効処理の温度を６５０〜７９０℃、処理時間を０．５〜４時間、時効処理後の徐冷速度を０．５〜１．５℃／分とすることで、永久磁石の角型性の改善が期待される。

この永久磁石は、各種モータや発電機に使用することができる。また、可変磁束モータや可変磁束発電機の固定磁石や可変磁石として使用することも可能である。上記永久磁石を用いることによって、各種のモータや発電機が構成される。この永久磁石を可変磁束モータに適用する場合、可変磁束モータの構成やドライブシステムには、特開２００８−２９１４８号公報や特開２００８−４３１７２号公報に開示されている技術を適用することができる。

次に、実施形態のモータと発電機について、図面を参照して説明する。図１は実施形態による永久磁石モータを示している。図１に示す永久磁石モータ１において、ステータ（固定子）２内にはロータ（回転子）３が配置されている。ロータ３の鉄心４中には、永久磁石５が配置されている。永久磁石の特性等に基づいて、永久磁石モータ１の高効率化、小型化、低コスト化等を図ることができる。

図２は実施形態による可変磁束モータを示している。図２に示す可変磁束モータ１１において、ステータ（固定子）１２内にはロータ（回転子）１３が配置されている。ロータ１３の鉄心１４中には、上記永久磁石が固定磁石１５および可変磁石１６として配置されている。可変磁石１６の磁束密度（磁束量）は可変することが可能とされている。可変磁石１６はその磁化方向がＱ軸方向と直交するため、Ｑ軸電流の影響を受けず、Ｄ軸電流により磁化することができる。ロータ１３には磁化巻線（図示せず）が設けられている。この磁化巻線に磁化回路から電流を流すことによって、その磁界が直接に可変磁石１６に作用する構造となっている。

上記永久磁石によれば、固定磁石１５に好適な保磁力を得ることができる。上記永久磁石を可変磁石１６に適用する場合には、前述した製造方法の各種条件（時効処理条件等）を変更することによって、例えば保磁力を１００〜５００ｋＡ／ｍの範囲に制御すればよい。なお、図２に示す可変磁束モータ１１においては、固定磁石１５および可変磁石１６のいずれにも上記永久磁石を用いることができるが、いずれか一方の磁石に上記永久磁石を用いてもよい。可変磁束モータ１１は、大きなトルクを小さい装置サイズで出力可能であるため、モータの高出力・小型化が求められるハイブリッド車や電気自動車等のモータに好適である。

図３は実施形態による発電機を示している。図３に示す発電機２１は、上記永久磁石を用いたステータ（固定子）２２を備えている。ステータ（固定子）２２の内側に配置されたロータ（回転子）２３は、発電機２１の一端に設けられたタービン２４とシャフト２５を介して接続されている。タービン２４は、例えば外部から供給される流体により回転する。なお、流体により回転するタービン２４に代えて、自動車の回生エネルギー等の動的な回転を伝達することによって、シャフト２５を回転させることも可能である。ステータ２２とロータ２３には、各種公知の構成を採用することができる。

シャフト２５はロータ２３に対してタービン２４とは反対側に配置された整流子（図示せず）と接触しており、ロータ２３の回転により発生した起電力が発電機２１の出力として相分離母線および主変圧器（図示せず）を介して、系統電圧に昇圧されて送電される。発電機２１は、通常の発電機および可変磁束発電機のいずれであってもよい。なお、ロータ２３にはタービン２からの静電気や発電に伴う軸電流による帯電が発生する。このため、発電機２１はロータ２３の帯電を放電させるためのブラシ２６を備えている。

次に、実施例およびその評価結果について述べる。

（実施例１、２）
各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Ａｒガス雰囲気中でアーク溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを１１８０℃で４時間熱処理した後、粗粉砕とジェットミルによる微粉砕とを実施して、永久磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。合金粉末を磁界中でプレス成型して圧縮成形体を作製した。

次に、合金粉末の圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が９．０×１０^-3Ｐａとなるまで真空排気した。この状態でチャンバ内の温度を１１６０℃まで昇温し、その温度で５分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１９５℃まで昇温し、その温度で２時間保持して本焼結を行った。実施例１、２における真空中での前処理温度（雰囲気切替温度）Ｔは、本焼結温度Ｔ_Sである１１９５℃より３５℃低い１１６０℃とした。焼結条件を表２に示す。

本焼結工程に引き続いて、焼結体を１１４５℃で４時間保持して溶体化処理を行った。次いで、溶体化処理後の焼結体を７５０℃で２時間保持した後に室温まで徐冷し、さらに８１５℃で３０時間保持した。このような条件下で時効処理を行った焼結体を４００℃まで徐冷した後、室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。磁石の組成分析はＩＣＰ法により実施した。また、前述した方法にしたがって、焼結体の密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）を測定した。さらに、焼結磁石の磁気特性をＢＨトレーサで評価して保磁力と残留磁化を測定した。これらの結果を表３に示す。

なお、ＩＣＰ法による組成分析は、以下の手順により行った。まず、乳鉢で粉砕した試料を一定量はかり取り、石英製ビーカに入れる。混酸（硝酸と塩酸を含む）を入れ、ホットプレート上で１４０℃程度に加熱し、試料を完全に溶解させる。放冷した後、ＰＦＡ製メスフラスコに移して定容し、試料溶液とする。このような試料溶液に対して、ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法により含有成分の定量を行う。ＩＣＰ発光分光分析装置は、エスアイアイ・ナノテクノロジー社製のＳＰＳ４０００（商品名）を用いた。

（実施例３）
各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを１１７５℃で２時間熱処理した後、粗粉砕とジェットミルによる微粉砕とを実施して、永久磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。合金粉末を磁界中でプレス成型して圧縮成形体を作製した。

次に、合金粉末の圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が９．０×１０^-3Ｐａとなるまで真空排気した。この状態でチャンバ内の温度を１１８５℃まで昇温し、その温度で１分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１９５℃まで昇温し、その温度で３時間保持して本焼結を行った。引き続いて、焼結体を１１４０℃で６時間保持して溶体化処理を行った。

次いで、溶体化処理後の焼結体を７６０℃で１．５時間保持した後に室温まで徐冷した。続いて、８００℃で４５時間保持した後に４００℃まで徐冷し、さらに室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。得られた焼結磁石の焼結体密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）、保磁力、残留磁化を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（実施例４）
各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを１１８０℃で１時間熱処理した後、粗粉砕とジェットミルによる微粉砕とを実施して、永久磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。合金粉末を磁界中でプレス成型して圧縮成形体を作製した。

次に、合金粉末の圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が８．０×１０^-3Ｐａとなるまで真空排気した。この状態でチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温し、その温度で２０分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１２０５℃まで昇温し、その温度で２時間保持して本焼結を行った。引き続いて、焼結体を１１５０℃で８時間保持して溶体化処理を行った。

次いで、溶体化処理後の焼結体を７３０℃で３時間保持した後に室温まで徐冷した。続いて、８１０℃で３５時間保持した後に４５０℃まで徐冷し、さらに室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。得られた焼結磁石の焼結体密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）、保磁力、残留磁化を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（実施例５）
各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを１１８０℃で１時間熱処理した後、粗粉砕とジェットミルによる微粉砕とを実施して、永久磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。合金粉末を磁界中でプレス成型して圧縮成形体を作製した。

次に、合金粉末の圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が８．５×１０^-3Ｐａとなるまで真空排気した。この状態でチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温し、その温度で１分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１９８℃まで昇温し、その温度で３時間保持して本焼結を行った。引き続いて、焼結体を１１４０℃で４時間保持して溶体化処理を行った。

次いで、溶体化処理後の焼結体を７５０℃で２時間保持した後に室温まで徐冷した。続いて、８２０℃で４６時間保持した後に３５０℃まで徐冷し、さらに室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。得られた焼結磁石の焼結体密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）、保磁力、残留磁化を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（実施例６）
実施例５と同組成の合金粉末を、磁界中でプレス成型して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が８．５×１０^-3Ｐａとなるまで真空排気した。この状態でチャンバ内の温度を１１９０℃まで昇温し、その温度で１分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１９８℃まで昇温し、その温度で３時間保持して本焼結を行った。次いで、実施例５と同一条件で溶体化処理と時効処理を行うことによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。得られた焼結磁石の焼結体密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）、保磁力、残留磁化を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（実施例７）
実施例５と同組成の合金粉末を、磁界中でプレス成型して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が８．５×１０^-3Ｐａとなるまで真空排気した。この状態でチャンバ内の温度を１１５５℃まで昇温し、その温度で１分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１９８℃まで昇温し、その温度で３時間保持して本焼結を行った。次いで、実施例５と同一条件で溶体化処理と時効処理を行うことによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。得られた焼結磁石の焼結体密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）、保磁力、残留磁化を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（実施例８）
実施例２と同組成の合金粉末を、磁界中でプレス成型して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が２．８×１０^-3Ｐａとなるまで真空排気した。この状態でチャンバ内の温度を１１６０℃まで昇温し、その温度で５分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１９５℃まで昇温し、その温度で２時間保持して本焼結を行った。次いで、実施例２と同一条件で溶体化処理と時効処理を行うことによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。得られた焼結磁石の焼結体密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）、保磁力、残留磁化を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（実施例９）
実施例５と同組成の合金粉末を、磁界中でプレス成型して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が１．９×１０^-2Ｐａとなるまで真空排気した。この状態でチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温し、その温度で１分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１９８℃まで昇温し、その温度で３時間保持して本焼結を行った。次いで、実施例５と同一条件で溶体化処理と時効処理を行うことによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。得られた焼結磁石の焼結体密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）、保磁力、残留磁化を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（実施例１０）
実施例１と同組成の合金粉末を、磁界中でプレス成型して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が９．５×１０^-3Ｐａとなるまで真空排気した。この状態でチャンバ内の温度を１１６０℃まで昇温し、その温度で１５分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１９５℃まで昇温し、その温度で２時間保持して本焼結を行った。次いで、実施例１と同一条件で溶体化処理と時効処理を行うことによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。得られた焼結磁石の焼結体密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）、保磁力、残留磁化を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（実施例１１）
実施例５と同組成の合金粉末を、磁界中でプレス成型して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が８．５×１０^-3Ｐａとなるまで真空排気した。この状態でチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温し、その温度で１０分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１９８℃まで昇温し、その温度で３時間保持して本焼結を行った。次いで、実施例５と同一条件で溶体化処理と時効処理を行うことによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。得られた焼結磁石の焼結体密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）、保磁力、残留磁化を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（実施例１２）
実施例５と同組成の合金粉末を、磁界中でプレス成型して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が８．５×１０^-3Ｐａとなるまで真空排気した。この状態でチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温し、その温度で１０分間保持した後に、室温まで冷却した。次いで、室温状態のチャンバ内にＡｒガスを導入して１１９８℃まで昇温し、その温度で３時間保持して本焼結を行った。次いで、実施例５と同一条件で溶体化処理と時効処理を行うことによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。得られた焼結磁石の焼結体密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）、保磁力、残留磁化を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（比較例１）
表１に示す組成を有する焼結磁石を、実施例１と同一の製造方法を適用した作製した。得られた焼結磁石の焼結体密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）、保磁力、残留磁化を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（比較例２）
表１に示す組成を有する焼結磁石を、実施例５と同一の製造方法を適用した作製した。得られた焼結磁石の焼結体密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）、保磁力、残留磁化を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（比較例３）
実施例５と同組成の合金粉末を、磁界中でプレス成型して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が８．５×１０^-3Ｐａとなるまで真空排気した。この状態でチャンバ内の温度を１１１０℃まで昇温し、その温度で１分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１９８℃まで昇温し、その温度で３時間保持して本焼結を行った。次いで、実施例５と同一条件で溶体化処理と時効処理を行うことによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。得られた焼結磁石の焼結体密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）、保磁力、残留磁化を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（比較例４）
実施例５と同組成の合金粉末を、磁界中でプレス成型して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が８．５×１０^-3Ｐａとなるまで真空排気した。この状態でチャンバ内の温度を１１３５℃まで昇温し、その温度で１分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１９８℃まで昇温し、その温度で３時間保持して本焼結を行った。次いで、実施例５と同一条件で溶体化処理と時効処理を行うことによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。得られた焼結磁石の焼結体密度、セル相のＦｅ濃度（Ｃ１）、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差（Ｃ１−Ｃ２）、保磁力、残留磁化を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

表３から明らかなように、実施例１〜１２の焼結磁石はいずれも高密度を有すると共に、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差が大きく、それらの結果として高磁化および高保磁力を有していることが分かる。比較例１の焼結磁石はＦｅ濃度が低いため、高密度が得られているものの磁化が低い。比較例２の焼結磁石はＳｍ濃度が低いため、磁化および保磁力が共に低い。比較例３、４の焼結磁石はＦｅ濃度が高いものの、焼結体密度が低く、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差が小さいため、磁化および保磁力が共に低い。

なお、本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施し得るものであり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれると共に、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。

１…永久磁石モータ、２…ステータ、３…ロータ、４…鉄心、５…永久磁石、１１…可変磁束モータ、１２…ステータ、１３…ロータ、１４…鉄心、１５…固定磁石、１６…可変磁石、２１…可変磁束発電機、２２…ステータ、２３…ロータ、２４…タービン、２５…シャフト、２６…ブラシ。

Claims (7)

1. 組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｓＣｏ_{１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｓ}
   （式中、Ｒは希土類元素から選ばれ、５０原子％以上がＳｍである少なくとも１種の元素、ＭはＺｒ、ＴｉおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ｐ、ｑ、ｒおよびｓはそれぞれ原子％で、１０≦ｐ≦１３．５、２８≦ｑ≦４０、０．８８≦ｒ≦７．２、３．５≦ｓ≦１３．５を満足する数である）
   で表される組成と、
   セル相と前記セル相を取り囲むように存在するセル壁相とを含む金属組織と、を有する焼結体を備える永久磁石を具備するモータまたは発電機であって、
   前記焼結体の密度が８．２×１０³ｋｇ／ｍ³以上であり、
   前記セル相内のＦｅ濃度（Ｃ１）が２８原子％以上４５原子％以下の範囲であり、
   前記セル相内のＦｅ濃度（Ｃ１）と前記セル壁相内のＦｅ濃度（Ｃ２）との差（Ｃ１−Ｃ２）が１２原子％を超える、モータまたは発電機。
2. 請求項１記載のモータまたは発電機において、
   前記組成式における前記元素Ｍの５０原子％以上がＺｒである、モータまたは発電機。
3. 請求項１または請求項２記載のモータまたは発電機において、
   前記組成式におけるＣｏの２０原子％以下が、Ｎｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｎｂ、ＴａおよびＷから選ばれる少なくとも１種の元素Ａで置換されている、モータまたは発電機。
4. 請求項１ないし請求項３のいずれか１項記載のモータまたは発電機において、
   前記セル壁相のＣｕ濃度が前記セル相のＣｕ濃度の１．２倍以上である、モータまたは発電機。
5. 請求項１ないし請求項４のいずれか１項記載のモータまたは発電機において、
   ステータと、前記ステータの内部に配置された前記永久磁石を有するロータと、を備える、モータまたは発電機。
6. 請求項１ないし請求項５のいずれか１項記載のモータまたは発電機を具備する、自動車。
7. 前記発電機の一端に設けられたシャフトに動的な回転が伝達される、請求項６に記載の自動車。

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