JP6257890B2 - 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機 - Google Patents

Description

本発明の実施形態は、永久磁石とそれを用いた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用のモータには、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石のＮｄ（ネオジム）の一部をＤｙ（ジスプロシウム）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。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石はキュリー温度が高いため、Ｄｙを使用しない組成系で優れた耐熱性を示すことが知られており、高温で良好な動作特性の実現が期待されている。

Ｓｍ−Ｃｏ系磁石は、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に比べて磁化が低く、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）_max）も十分な値を実現することができない。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の磁化を高めるためには、Ｃｏの一部をＦｅで置換すると共に、Ｆｅ濃度を高めることが有効である。しかしながら、Ｆｅ濃度が高い組成領域では、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の保磁力が減少する傾向にある。また、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石は脆い金属間化合物からなり、加えて焼結磁石として用いることが一般的であるため、疲労特性の点から脆性が問題となるおそれがある。そこで、高Ｆｅ濃度の組成を有するＳｍ−Ｃｏ系焼結磁石において、保磁力等の磁気特性の向上に加えて、強度や靭性等の機械特性を高めることが求められている。

特開２０１０−０３４５２２号公報 特開２０１２−２０４５９９号公報

本発明が解決しようとする課題は、Ｓｍ−Ｃｏ系焼結磁石の磁化や保磁力等の磁気特性を向上させると共に、強度等の機械特性を高めることを可能にした永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機を提供することにある。

実施形態の永久磁石は、
組成式１：Ｒ_p1Ｆｅ_q1Ｍ_r1Ｃｕ_s1Ｃｏ_{100-p1-q1-r1-s1}
（式中、Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素であって、５０原子％以上がＳｍであり、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、ｐ１、ｑ１、ｒ１およびｓ１はそれぞれ原子％で、１０≦ｐ１≦１３．３、２５≦ｑ１≦４０、０．８７≦ｒ１≦５．４、３．５≦ｓ１≦１３．５を満足する数である）
で表される組成を有する焼結体を具備する。永久磁石を構成する焼結体は、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相を含む主相からなる結晶粒と、
組成式２：Ｒ_p2Ｆｅ_q2Ｍ_r2Ｃｕ_s2Ｃｏ_{100-p2-q2-r2-s2}
（式中、Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素であって、５０原子％以上がＳｍであり、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、ｐ２、ｑ２、ｒ２およびｓ２はそれぞれ原子％で、１０．８≦ｐ２≦１１．６、２５≦ｑ２≦４０、１≦ｒ２≦２、５≦ｓ２≦１６、１．５≦ｓ２／ｓ１≦４を満足する数である）
で表される組成を有し、かつ０．０５μｍ以上２μｍ以下の範囲の平均厚さを有するＣｕリッチ相とを備える。主相は、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相を有するセル相と、セル相を取り囲むように存在するセル壁相とを備える。

Ｓｍ−Ｃｏ系焼結磁石の作製に用いる合金インゴットの金属組織を示すＳＥＭ−反射電子像である。 Ｓｍ−Ｃｏ系焼結磁石の作製に用いる合金粉末の示唆熱分析の結果の一例を示す図である。 図２に示す合金粉末の圧縮成型体を１１３０℃まで真空雰囲気中で昇温して１分間保持した後にＡｒガス雰囲気に切り替えて急冷した試料の金属組織を示すＳＥＭ−反射電子像である。 図２に示す合金粉末の圧縮成型体を１１６０℃まで真空雰囲気中で昇温して１分間保持した後にＡｒガス雰囲気に切り替えて急冷した試料の金属組織を示すＳＥＭ−反射電子像である。 図２に示す合金粉末の圧縮成型体を１１７０℃まで真空雰囲気中で昇温して１分間保持した後にＡｒガス雰囲気に切り替えて急冷した試料の金属組織を示すＳＥＭ−反射電子像である。 図３Ａに示す試料をＡｒガス雰囲気中で焼結温度まで昇温して焼結した試料の金属組織を示すＳＥＭ−反射電子像である。 図３Ｂに示す試料をＡｒガス雰囲気中で焼結温度まで昇温して焼結した試料の金属組織を示すＳＥＭ−反射電子像である。 図３Ｃに示す試料をＡｒガス雰囲気中で焼結温度まで昇温して焼結した試料の金属組織を示すＳＥＭ−反射電子像である。 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。 実施形態の永久磁石発電機を示す図である。

以下、実施形態の永久磁石について説明する。この実施形態の永久磁石は、
組成式１：Ｒ_p1Ｆｅ_q1Ｍ_r1Ｃｕ_s1Ｃｏ_{100-p1-q1-r1-s1}
（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、ｐ１、ｑ１、ｒ１およびｓ１はそれぞれ原子％で、１０≦ｐ１≦１３．３、２５≦ｑ１≦４０、０．８７≦ｒ１≦５．４、３．５≦ｓ１≦１３．５を満足する数である）
で表される組成を有する焼結体を具備する。実施形態の永久磁石を構成する焼結体は、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相を含む主相から結晶粒と、主相よりＣｕ濃度が高いＣｕリッチ相とを備える。Ｃｕリッチ相は０．０５μｍ以上２μｍ以下の範囲の平均厚さを有する。

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。

焼結体の全体組成における元素Ｒの含有量ｐ１は１０原子％以上１３．３原子％以下の範囲である。元素Ｒの含有量ｐ１が１０原子％未満であると、多量のα−Ｆｅ相が析出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ｐ１が１３．３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ｐ１は１０．２〜１３原子％の範囲であることが好ましく、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を比較的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するとα−Ｆｅ相が析出したり、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、焼結体の全体組成におけるＦｅの含有量ｑ１は２５原子％以上４０原子％以下の範囲である。Ｆｅの含有量ｑ１は２７〜３８原子％の範囲であることが好ましく、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、Ｆｅ濃度が高い組成で大きな保磁力を発現させることができる。焼結体の全体組成における元素Ｍの含有量ｒ１は０．８７原子％以上５．４原子％以下の範囲である。元素Ｍの含有量ｒ１を０．８７原子％以上とすることによって、Ｆｅ濃度を高めることができる。一方、元素Ｍの含有量ｒ１が５．４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ｒ１は１．３〜４．３原子％の範囲であることが好ましく、さらに好ましくは１．５〜２．９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り、さらにＣｕリッチ相を形成するために必須の元素である。焼結体の全体組成におけるＣｕの配合量ｓ１は３．５原子％以上１３．５原子％以下の範囲である。Ｃｕの配合量ｓ１が３．５原子％未満であると、高い保磁力を得ることが難しく、さらにＣｕリッチ相の生成が困難となり、十分な保磁力や強度を得ることができない。一方、Ｃｕの配合量ｓ１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ｓ１は３．９〜９原子％の範囲であることが好ましく、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の各含有量を考慮した上で、Ｆｅの含有量が上記した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は磁石特性、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％以下であることが好ましい。

この実施形態の永久磁石は、組成式１で表される組成を有する焼結体からなる焼結磁石である。焼結磁石（焼結体）は、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相を含む領域を主相としている。ここで、焼結磁石の主相とは、焼結体の断面等を走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）で観察した際に、観察像（ＳＥＭ像）内で面積比率が最も大きい相を示すものである。焼結磁石の主相は、溶体化処理により形成したＴｂＣｕ₇型結晶相（１−７相／高温相）を前駆体とし、これに時効処理を施して形成した相分離組織、すなわちＴｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相（２−１７相）からなるセル相とＣａＣｕ₅型結晶相（１−５相）等からなるセル壁相との相分離組織を有していることが好ましい。セル壁相の磁壁エネルギーはセル相に比べて大きいため、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セル壁相がピンニングサイトとして働くことで、磁壁ピニング型の保磁力が発現するものと考えられる。

実施形態の焼結磁石は、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相を含む主相からなる結晶粒を有しており、そのような結晶粒の多結晶体（焼結体）からなるものである。焼結体を構成する結晶粒の粒界（結晶粒界）には、粒界相が存在している。焼結体を構成する結晶粒の大きさ（結晶粒径）は、一般的にミクロンオーダー（例えば５〜５００μｍ程度）であり、そのような結晶粒の粒界に存在する粒界相の厚さもミクロンオーダーである。一方、主相中のセル相の大きさはナノオーダー（例えば５０〜４００ｎｍ程度）であり、そのようなセル相を取り囲むセル壁相の厚さもナノオーダー（例えば２〜３０ｎｍ程度）である。このように、焼結磁石を構成する結晶粒は、主相中のセル相とは異なるものである。同様に、結晶粒界に存在する粒界相も、セル相を取り囲むセル壁相とは異なるものである。セル相およびセル壁相による相分離組織は、結晶粒（主相）内に存在するものである。

Ｓｍ−Ｃｏ系焼結磁石において、ＳＥＭ等で観察される金属組織（焼結体の組織）は、上述した主相以外に様々な相（異相）を含んでいる。そのような異相のうち、特に主としてＣｕ濃度が主相より高いＣｕリッチ相およびその析出形態が、Ｓｍ−Ｃｏ系焼結磁石の強度や保磁力等に影響を及ぼすことを見出した。すなわち、焼結磁石を構成する結晶粒の粒界にＣｕリッチ相を薄く筋状に存在させることによって、異相であるＣｕリッチ相が相分離組織を有する主相に起因する保磁力等の磁気特性に悪影響を及ぼすことを抑制しつつ、焼結磁石（焼結体）の密度を高め、さらにＣｕリッチ相で結晶粒の粗大化や亀裂の進展を抑制することができる。これらによって、Ｓｍ−Ｃｏ系焼結磁石の保磁力や磁化等の磁気特性と強度等の機械特性とを共に向上させることが可能となる。

実施形態の焼結磁石（焼結体）は、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相を含む主相からなる結晶粒と、平均厚さが０．０５μｍ以上２μｍ以下の範囲のＣｕリッチ相とを備えている。Ｃｕリッチ相は、上述したように焼結磁石を構成する結晶粒の粒界に薄く筋状に存在していることが好ましい。Ｃｕリッチ相の平均厚さが０．０５μｍ未満であると、言い換えると結晶粒界におけるＣｕリッチ相の析出量が不十分であると、焼結体の密度を高めることができず、焼結磁石の磁化が低下すると共に、強度の向上効果を得ることができない。Ｃｕリッチ相の平均厚さが２μｍを超える場合、言い換えると結晶粒界におけるＣｕリッチ相の析出量が多すぎる場合、焼結磁石の強度をより高めることができるものの、焼結磁石中の異相量が増大することに加えて、Ｃｕリッチ相にＣｕが濃化しすぎることで主相中のＣｕ濃度が低下し、主相の相分離が阻害されることから、焼結磁石の保磁力が低下する。

上述したように、平均厚さが０．０５〜２μｍの範囲のＣｕリッチ相によれば、焼結磁石の保磁力や磁化等の磁気特性に加えて、強度等の機械特性を高めることができる。すなわち、Ｓｍ−Ｃｏ系焼結磁石を構成する合金は脆い金属間化合物からなり、そのような合金の焼結体は特に強度特性が劣化しやすい。焼結磁石の強度を劣化させる要因として、金属間化合物の塑性変形の生じにくさが挙げられる。このため、応力が負荷されると結晶粒界で破壊が生じる。このような応力負荷による破壊を防ぐためには、合金の降伏応力を高めることが有効である。このような点に対して、焼結体の結晶粒界に適度な厚さのＣｕリッチ相を存在させることによって、応力が負荷された際の結晶粒界の破壊を抑制することができる。さらに、Ｃｕリッチ相で亀裂の進展を抑えることができる。

さらに、焼結体の結晶粒界にＣｕリッチ相が存在すると、焼結時の結晶粒界の移動が抑えられるため、結晶粒の粗大化を抑制することができる。焼結体の結晶粒径と強度との間には、ホール・ペッチの関係が成り立つとされており、結晶粒の粗大化を抑制することで強度が向上する。加えて、Ｃｕリッチ相は転位のピニングサイトとしても機能し、この点からも焼結磁石の強度の向上に寄与すると考えられる。これらの要因に基づいて、焼結体の結晶粒界に適度な厚さのＣｕリッチ相を存在させることによって、Ｓｍ−Ｃｏ系焼結磁石の強度を向上させることが可能となる。Ｃｕリッチ相の平均厚さは０．１〜１．５μｍの範囲であることがより好ましく、さらには好ましくは０．１５〜１μｍの範囲である。

上記したように、Ｃｕリッチ相は焼結体を構成する結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する。具体的には、焼結体を構成する結晶粒は３５μｍ以上２００μｍ以下の範囲の平均結晶粒径を有することが好ましい。結晶粒の平均結晶粒径が２００μｍを超えると、焼結磁石の強度が低下しやすくなる。上述したように、結晶粒界に適度な厚さを有するＣｕリッチ相を存在させることで、結晶粒の過度な粗大化が抑制され、結晶粒の平均結晶粒径を２００μｍ以下とすることができる。ただし、結晶粒界は磁化の反転核となる可能性がある。結晶粒径が小さすぎると結晶粒界が増加するため、保磁力および角型性が低下する傾向がある。従って、結晶粒の平均結晶粒径は３５μｍ以上であることが好ましい。

Ｃｕリッチ相は上述した平均厚さに加えて、焼結磁石（焼結体）中の体積分率を０．０１％以上５％以下の範囲とすることが好ましい。Ｃｕリッチ相の体積分率が５％を超えると、焼結磁石中の異相量が増大することに加えて、Ｃｕリッチ相にＣｕが濃化しすぎて主相の相分離が阻害されるため、焼結磁石の保磁力が低下しやすい。Ｃｕリッチ相の体積分率が０．０１％未満であると、焼結体の強度の向上効果を十分に得ることができないと共に、焼結磁石の磁化も低下しやすい。Ｃｕリッチ相の体積分率は０．０３〜３％の範囲であることがより好ましく、さらには好ましくは０．０５〜２％の範囲である。

上述したＣｕリッチ相は、下記の組成式２で表される組成を有するものである。
組成式２：Ｒ_p2Ｆｅ_q2Ｍ_r2Ｃｕ_s2Ｃｏ_{100-p2-q2-r2-s2}
（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、ｐ２、ｑ２、ｒ２およびｓ２はそれぞれ原子％で、１０．８≦ｐ２≦１１．６、２５≦ｑ２≦４０、１≦ｒ２≦２、５≦ｓ２≦１６、１＜ｓ２／ｓ１を満足する数である）
Ｃｕリッチ相の組成が組成式２の範囲から外れると、上記したＣｕリッチ相に基づく密度や強度等の向上効果を得ることができない。Ｃｕリッチ相のＣｕ含有量（ｓ２）は、さらに焼結体の全体組成におけるＣｕ含有量（ｓ１）に対して１．５倍以上４倍以下の範囲（１．５≦ｓ２／ｓ１≦４）であることが好ましい。これによって、焼結磁石の保磁力をより良好に保ちつつ、焼結磁石の強度をより効果的に向上させることができる。

Ｓｍ−Ｃｏ系焼結磁石におけるＣｕリッチ相の出現と強度や磁気特性との関係について詳述する。Ｓｍ−Ｃｏ系焼結磁石は、ＳｍやＣｏ等の原料を溶解して合金インゴットを形成し、合金インゴットを粉砕して得た粉末を磁場中で圧縮成型した後に焼結することにより作製される。合金インゴットは、図１のＳＥＭ−反射電子像に示すように、主相である２−１７相の他に様々な相（異相）を含んでいる。異相はＦｅ濃度が高くなるほど析出しやすくなる傾向がある。このような様々な相を含む合金粉末を用いて焼結体を作製すると、その焼結過程が異相の少ない合金粉末を用いた場合に比べて複雑になると予測される。すなわち、主相と異相の融点が大きく異なる場合、焼結時の昇温過程において融点の低い相は融解し、液相となることが考えられる。この場合、焼結は液相が関与した焼結、すなわち液相焼結に似た過程で進むと考えられる。

合金粉末（原料粉末）中の異相の量は、Ｆｅ濃度が高くなるにつれて多くなる傾向があり、高Ｆｅ濃度の組成においては従来組成では気にしなくてよかった、異相の融解に関係する液相を考慮した焼結法の確立が必要になることが考えられる。そこで、合金粉末の焼結過程において、途中段階での金属組織を詳細に調べ、高密度化に向けた金属組織の制御法を検討した。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の焼結は１１７０〜１２３０℃程度で行うのが一般的であるため、焼結温度以下のある温度まで昇温して一定時間保持した後、保持温度から急冷することによって、昇温途中の金属組織を室温まで保った試料を作製した。昇温時の到達温度を変えた試料を複数作製し、それらの試料の金属組織を比較した。ここでは、Ｓｍ−Ｚｒ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｃｏ系組成を有する合金粉末を用いた。

各試料の金属組織（微細組織）を観察すると、主相である２−１７相以外の相が存在することが認められた。さらに注意深く、異相について観察を行うと、数種類の異相が存在することが明らかとなった。具体的には、Ｓｍの酸化物、Ｚｒ濃度が８０％以上である超Ｚｒリッチ相、Ｓｍ濃度とＺｒ濃度が主相よりも高いＳｍ−Ｚｒリッチ相、Ｃｕ濃度とＺｒ濃度が主相より高いＣｕ−Ｚｒリッチ相、Ｃｕ濃度のみが主相より高いＣｕリッチ相等が存在していることが確認された。これらの異相のうち、特にＣｕリッチ相の析出形態に対して焼結過程の昇温時の条件が大きく影響することが明らかとなった。さらに、Ｃｕリッチ相の析出状態が焼結体の密度や強度を大きく左右することを見出した。

すなわち、Ｃｕリッチ相の析出状態は焼結過程の昇温時の条件を調整することで制御することができる。さらに、Ｃｕリッチ相の析出状態を制御することによって、焼結体（焼結磁石）の密度や強度等を向上させることができる。Ｃｕリッチ相の析出状態は、特に昇温時の雰囲気により制御することができる。具体的には、昇温の途中まで真空雰囲気とし、焼結温度に近いある特定の温度でＡｒガス等の不活性ガス雰囲気に切り替え、引き続き焼結を行うことによって、Ｃｕリッチ相を適切な形で生成することができる。真空雰囲気から不活性ガス雰囲気への切り替え温度は、原料の相状態と大きく関係する。そこで、原料粉末に対して示差熱分析（ＤＴＡ）による熱分析を行い、その結果を図２に示す。図２から分かるように、１２１０〜１２５０℃付近に大きな吸熱ピークが存在し、これら主相の融解による吸熱ピークと考えられる。

さらに、図２に示す高Ｆｅ濃度を有するＳｍ−Ｚｒ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金粉末の熱分析結果において、最大ピーク付近では１１６５℃あたりから急激に曲線が立ち上がり、吸熱ピークが発生していることが認められる。この最大ピークには昇温途中（１２１０℃付近）で変曲点を有している場合があり、曲線の立ち上がりがさらに急峻になっていることがうかがえる。最大ピークが主相の融解による吸熱ピークであると考えられ、この吸熱ピークの立ち上がりが最も急峻な位置での接線とベースラインとの交点Ｔ₁を求めるとおよそ１２１０℃程度であり、この合金系から予測される融点として妥当な温度だと考えられる。これらのことから、２つもしくはそれ以上の相変体が生じていると思われる。つまり、主相と異なる相の融点が低温側（１１６５℃付近）に存在していると考えられる。

そこで、上述した合金粉末の圧縮成型体を、熱分析曲線の立ち上がり温度付近である１１６０℃（Ｂ）、１１６０℃から３０℃低い１１３０℃（Ａ）、および１１６０℃から１０℃高い１１７０℃（Ｃ）のそれぞれの温度まで真空雰囲気中で昇温し、１分間保持した後にＡｒガス雰囲気に切り替えて急冷することによって、昇温途中の金属組織を有する試料を作製した。図３Ａ、図３Ｂおよび図３Ｃに各試料のＳＥＭ−反射電子像を示す。１１３０℃（Ａ）まで昇温した試料（１１３０℃材）では、主相以外の相としてＳｍ酸化物の他に、Ｃｕ−Ｍリッチ相が出現しているのみであった。１１６０℃（Ａ）まで昇温した試料（１１６０℃材）および１１７０℃（Ａ）まで昇温した試料（１１７０℃材）では、さらにＣｕリッチ相が出現していた。これら試料をＡｒガス雰囲気中で焼結温度まで昇温して焼結することによって、焼結後の金属組織を有する試料を作製した。図４Ａ、図４Ｂおよび図４Ｃに各試料（焼結材）のＳＥＭ−反射電子像を示す。

図４Ａないし図４Ｃから明らかなように、Ｃｕリッチ相の生成状態が異なっている。１１３０℃材の焼結材ではＣｕリッチ相の生成が認められず、１１６０℃材の焼結材では結晶粒界に微量のＣｕリッチ相が板状に析出しており、その厚みは０．１５μｍ程度であった。１１８０℃材の焼結材では、Ｃｕリッチ相の厚さが０．５μｍ程度まで増大していた。これら試料の機械特性を３点曲げ試験による抗折強度を測定して評価したところ、１１３０℃材の焼結材は６０ＭＰａと低かったのに対して、１１６０℃材の焼結材は１００ＭＰａと高い値を示し、１１８０℃材の焼結材は１１５ＭＰａとさらに高い値を示した。１１３０℃材の焼結材は密度も低く、そのために磁化も低い。１１６０℃材および１１８０℃材の焼結材はいずれも十分な密度を有していた。１１８０℃材の焼結材の保磁力は１１６０℃材の焼結材より若干低かった。真空雰囲気からＡｒガス雰囲気への切り替え温度をさらに高くするとＣｕリッチ相の厚さが増大し、保磁力がさらに低下する傾向がある。

このように、示唆熱分析で得られるＤＴＡ曲線で１１００℃から１２２０℃の間に現れる吸熱ピークの立ち上がり温度を基準として、焼結工程の昇温過程における真空雰囲気からＡｒガス雰囲気等の不活性ガス雰囲気への切り替え温度を調整することによって、焼結体中のＣｕリッチ相の析出の有無、さらにＣｕリッチ相の析出形態（析出量を含む）を制御することができる。そして、上記した吸熱ピークの立ち上がり温度付近まで真空雰囲気中で昇温を行った後、Ａｒガス雰囲気等の不活性ガス雰囲気に切り替えて焼結を行うことで、焼結体の結晶粒界に適切な厚さおよび量のＣｕリッチ相を析出させることができる。これによって、焼結体（焼結磁石）の強度および保磁力を向上させることが可能になる。

この実施形態の永久磁石において、主相やＣｕリッチ相中のＣｕ濃度等の各元素濃度は、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＳＥＭ−Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ−ＥＤＸ）により測定することができる。ＳＥＭ−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。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、倍率２５００倍でＳＥＭ観察を行う。加速電圧は２０kＶとすることが望ましい。ＳＥＭ−ＥＤＸの観察場所は結晶粒内の任意の２０点とし、これら各点で測定を行って平均値を求め、この平均値を各元素の濃度とする。

Ｃｕリッチ相の厚さは、以下のようにして求めるものとする。すなわち、倍率２５０００倍で撮像したＳＥＭ−反射電子像を使用して、隣り合う少なくとも３個の結晶粒の結晶粒界が交わる点（例えば、３個の結晶粒が交わる場合には３重点となる）を特定し、さらに隣り合う交わる点間における結晶粒界の中央の位置を特定する。ＳＥＭ−反射電子像の倍率を５０００倍に拡大した状態で、特定した中央の位置における結晶粒界（Ｃｕリッチ相）の厚さを測定する。結晶粒界の厚さは、粒界方向に対して垂直方向の厚さとする。このような測定を２０点に対して実施し、それらの平均値をＣｕリッチ相の厚さとする。

Ｃｕリッチ相の体積分率は、電子線マイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｓｅｒ：ＥＰＭＡ）で観察した視野中におけるＣｕリッチ相の面積比率で定義する。Ｃｕリッチ相の面積比率は、以下のようにして求めることができる。まず、フィールドエミッション（ＦＥ）タイプのＥＰＭＡにより２５００倍のＢＳＥ像を撮影する。市販の画像解析ソフト等で、撮影した画像を二つのしきい値を使用して特定のコントラスト抽出を行った後、面積計算する。コントラスト抽出とは、画像の各画素の輝度（明るさ）に対して、ある“しきい値”を２つ設け、しきい値Ａ以下もしくはしきい値Ｂ以上ならば“０”、しきい値Ａ以上でしきい値Ｂ以下ならば“１”として、領域を区別することである。しきい値は抽出を行いたい輝度がその分布の両側で最小となる値を使用し、その領域を選択する。別のコントラストと輝度の分布が重なる場合は、両者の輝度が最小となる値をしきい値として使用し、その領域を選択する。

焼結体（焼結磁石）を構成する結晶粒の平均粒径（平均結晶粒径）は、電子後方散乱回折像法（ＳＥＭ−Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ：ＳＥＭ−ＥＢＳＰ）により測定することができる。以下に、測定面積内に存在する結晶粒の平均粒面積と平均粒径を求める手順を示す。まず、前処理として、試料をエポキシ樹脂にて包埋して機械研磨およびバフ仕上げした後、水洗およびエアブローによる散水を行う。散水後の試料をドライエッチング装置で表面処理する。次に、ＥＢＳＤシステム−Ｄｉｇｉｖｉｅｗ（ＴＳＬ社製）が付属する走査型電子顕微鏡Ｓ−４３００ＳＥ（日立ハイテクノロジーズ社製）で試料表面を観察する。観察条件は、加速電圧３０ｋＶ、測定面積５００μｍ×５００μｍとする。観察結果から、測定面積内に存在する結晶粒の平均粒面積および平均粒径は、下記の条件により求める。

ステップサイズ２μｍにて、測定面積範囲内の全ピクセルの方位を測定し、隣接するピクセル間の方位差が５°以上である境界を結晶粒界と見なす。ただし、同一結晶粒内に内包される測定点が５点未満の結晶粒、および測定面積範囲の端部に到達している結晶粒は、結晶粒として見なさないこととする。粒面積は結晶粒界に囲まれた同一結晶粒内の面積であり、平均粒面積は測定面積範囲内に存在する結晶粒の面積の平均値である。粒径は同一結晶粒内における面積と同面積を有する真円の直径とし、平均粒径は測定面積範囲内に存在する結晶粒の粒径の平均値である。

この実施形態の永久磁石は、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、例えばアーク溶解法や高周波溶解法で溶解した合金溶湯を鋳造して合金インゴットを形成し、合金インゴットを粉砕することにより調製される。合金粉末の他の調製方法としては、ストリップキャスト法、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形することによって、結晶軸を配向させた圧縮成型体を作製する。この圧縮成型体を適切な条件下で焼結することで、高密度を有する焼結体を得ることができる。圧縮成型体の焼結は、真空雰囲気中での焼成とＡｒガス等の不活性ガス雰囲気中での焼成とを組合せて実施することが好ましい。この場合、まず圧縮成型体を真空雰囲気中で所定の温度まで昇温し、次いで焼成雰囲気を真空雰囲気から不活性ガス雰囲気に切り替えた後、所定の焼結温度まで昇温して焼結することが好ましい。真空雰囲気から不活性ガス雰囲気への切り替え温度は、前述したようにＤＴＡ曲線で１１００℃から１２２０℃の間に現れる吸熱ピークの立ち上がり温度を基準にして設定することが好ましい。

ＤＴＡ曲線における上記吸熱ピークの立ち上がり温度をＴp［℃］としたとき、真空雰囲気から不活性ガス雰囲気への切り替え温度Ｔ［℃］は、「Ｔp−２５［℃］＜Ｔ＜Ｔp＋２５［℃］」を満たすように設定することが好ましい。雰囲気の切り替え温度Ｔが「Ｔp−２５［℃］」以下であると、十分なＣｕリッチ相を結晶粒界に再生することができず、焼結体の密度や強度を高めることができない。一方、雰囲気の切り替え温度Ｔが「Ｔp＋２５［℃］」以上であると、焼結磁石の保磁力が低下してしまう。切り替え温度Ｔは「Ｔp−１５［℃］＜Ｔ＜Ｔp＋１５［℃］」の範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは「Ｔp−１０［℃］＜Ｔ＜Ｔp＋１０［℃］」の範囲である。

真空雰囲気中で昇温する際の真空度は９×１０^-2Ｐａ以下であることが好ましい。真空雰囲気が９×１０^-2Ｐａを超えると、Ｓｍ等の酸化物が過剰に形成されて磁気特性が低下する。さらに、９×１０^-2Ｐａ以下の真空雰囲気中で昇温することで、Ｃｕリッチ相の生成をより効果的に制御することができる。真空雰囲気は５×１０^-2Ｐａ以下であ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。また、真空雰囲気から不活性ガス雰囲気に切り替える際に、一定時間保持することも有効であり、これにより密度や強度の向上効果を高めることができる。保持時間は１分以上が好ましく、より好ましく５分以上、さらに好ましくは２５分以上である。ただし、保持時間が長すぎるとＳｍ等の蒸発により磁力が低下するおそれがあるため、保持時間は６０分以下が好ましい。

不活性ガス雰囲気中での焼結温度は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、焼結温度が高すぎるとＳｍ等の蒸発が生じやすくなる。焼結温度は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、焼結温度は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。焼結温度による保持時間は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、Ｓｍ等の蒸発により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。

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０．５〜１６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時間未満であると構成相が不均一になりやすく、１６時間を超えると焼結体中のＳｍ等が蒸発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１〜１４時間の範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは３〜１２時間の範囲である。溶体化処理は酸化防止のために、真空雰囲気中や不活性ガス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、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４〜８０時間保持した後、０．２〜２℃／分の冷却速度で３００〜６５０℃の温度まで徐冷し、引き続いて炉冷により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。例えば、上記した熱処理を一段目とし、その後に二段目の熱処理として３００〜６５０℃の温度で一定時間保持した後、引き続き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、真空雰囲気中や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７８０〜８６０℃である。時効処理時間が４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、時効処理時間が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６〜６０時間であることがより好ましく、さらに好ましくは８〜４５時間である。

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。

この実施形態の永久磁石は、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。この実施形態の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。この実施形態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５は実施形態による永久磁石モータを示している。図５に示す永久磁石モータ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、実施形態の永久磁石１５が配置されている。実施形態の永久磁石の特性等に基づいて、永久磁石モータ１１の高効率化、小型化、低コスト化等を図ることができる。

図６は実施形態による可変磁束モータを示している。図６に示す可変磁束モータ２１において、ステータ（固定子）２２内にはロータ（回転子）２３が配置されている。ロータ３３の鉄心２４中には、実施形態の永久磁石が固定磁石２５および可変磁石２６として配置されている。可変磁石２６は、磁束密度（磁束量）を可変することが可能とされている。可変磁石２６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２３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２６に作用する構造となっている。

実施形態の永久磁石によれば、前述した製造方法の各種条件を変更することによって、例えば保磁力が５００ｋＡ／ｍを超える固定磁石２５と保磁力が５００ｋＡ／ｍ以下の可変磁石２６とを得ることができる。なお、図６に示す可変磁束モータ２１においては、固定磁石２５および可変磁石２６のいずれにも実施形態の永久磁石を用いることが可能であるが、いずれか一方の磁石に実施形態の永久磁石を用いてもよい。可変磁束モータ２１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７は実施形態による発電機を示している。図７に示す発電機３１は、実施形態の永久磁石を用いたステータ（固定子）３２を備えている。ステータ（固定子）３２の内側に配置されたロータ（回転子）３３は、発電機３１の一端に設けられたタービン３４とシャフト３５を介して接続されている。タービン３４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３４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３５を回転させることも可能である。ステータ３２とロータ３３には、各種公知の構成を採用することができる。

シャフト３５は、ロータ３３に対してタービン３４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３３の回転により発生した起電力が発電機３１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３１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３３にはタービン３４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３１はロータ３３の帯電を放電させるためのブラシ３６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）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、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。合金インゴットを粗粉砕し、さらにジェットミルで微粉砕して合金粉末を調製した。得られた合金粉末に対して示差熱分析を行って、前述した手法によりＤＴＡ曲線で１１００℃から１２２０℃の間に現れる吸熱ピーク（最大ピーク）の立ち上がり温度Ｔpを求めた。ＤＴＡ曲線の測定には、示差熱天秤・ＴＧＤ−７０００型（アルバック理工社製）を用いた。測定温度範囲は室温から１６５０℃とし、加熱速度は１０℃／分、雰囲気はＡｒガス（流量１００ｍＬ／分）とした。試料の量はおよそ３００ｍｇとし、アルミナ製容器に収容して測定を行った。リファレンスにはアルミナを使用した。このようにして求めた合金粉末のピーク立ち上がり温度Ｔpを表２に示す。

次に、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。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９．５×１０^-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表２に示す温度Ｔ（雰囲気切り替え温度）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３時間保持して焼結を行い、引き続いて１１６５℃で６時間保持して溶体化処理を行った。溶体化処理後の焼結体を７２０℃で４時間保持した後に室温まで徐冷し、さらに８４０℃で２５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０．４℃／分の冷却速度で徐冷し、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。磁石の組成分析は、誘導結合発光プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ：ＩＣＰ）法により実施した。また、前述した方法にしたがって、焼結磁石（焼結体）中のＣｕリッチ相の平均厚さ、体積分率および組成と焼結密度を測定した。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。焼結磁石（焼結体）の抗折強度を以下に示す方法にしたがって測定した。これらの測定結果を表３および表４に示す。なお、焼結体の平均結晶粒径を求めたところ、前述した３５〜２００μｍの範囲内であることが確認された。

ＩＣＰ法による組成分析は、以下の手順により行った。まず、記述の測定箇所から採取した試料を乳鉢で粉砕し、この粉砕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。

焼結体の抗折強度は、３点曲げ試験機・Ｒｉｎ−ＭＩＣ１−０７（松沢社製）を用いて測定した。測定試料はＪＩＳ規格に準拠し、幅４．０ｍｍ×厚さ３．０ｍｍ×長さ４７ｍｍの棒状試験片を、時効処理を施した焼結体試料から切り出して作製する。棒状試料は極力同一ブロックから５本を切り出す。切り出すことが困難な場合、同条件で作製した焼結体から切り出して５本用意する。試料表面は＃４００程度のサンドペーパで研磨し、明確な傷がみられない状態にする。支点間距離は４０ｍｍ、荷重印加速度を０．５ｍｍ／分とする。試験は室温で行う。５本の試料の測定値の平均値を抗折強度σb3とする。

（実施例３〜４）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、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１１７５℃×１２時間の条件で熱処理した後に粗粉砕し、さらにジェットミルで微粉砕して合金粉末を調製した。実施例１と同様に、合金粉末のピーク立ち上がり温度Ｔpを求めた。次いで、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。合金粉末の圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置して真空度が５．０×１０^-3Ｐａとなるまで真空排気した。チャンバ内の温度を表２に示す温度Ｔ（雰囲気切り替え温度）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ガスを導入して１１８０℃まで昇温し、その温度で３時間保持して焼結を行い、引き続いて１１３５℃で１２時間保持して溶体化処理を行った。

次に、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８１０℃で４５時間保持した。この後、焼結体を４００℃まで徐冷し、その温度で１時間保持した後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。焼結磁石（焼結体）中のＣｕリッチ相の平均厚さ、体積分率および組成、焼結磁石の密度、保磁力、残留磁化、抗折強度を、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および表４に示す。なお、焼結体の平均結晶粒径を求めたところ、前述した３５〜２００μｍの範囲内であることが確認された。

（実施例５〜７）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、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１１６０℃×８時間の条件で熱処理した後に粗粉砕し、さらにジェットミルで微粉砕して合金粉末を調製した。実施例１と同様に、合金粉末のピーク立ち上がり温度Ｔpを求めた。次いで、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。合金粉末の圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置して真空度が９．０×１０^-3Ｐａとなるまで真空排気した。チャンバ内の温度を表２に示す温度Ｔ（雰囲気切り替え温度）まで昇温し、その温度で３分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入して１１９０℃まで昇温し、その温度で４時間保持して焼結を行い、引き続いて１１３０℃で１２時間保持して溶体化処理を行った。

次に、溶体化処理後の焼結体を６９０℃で４時間保持した後に室温まで徐冷し、さらに８５０℃で２０時間保持した。この後、焼結体を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。焼結磁石（焼結体）中のＣｕリッチ相の平均厚さ、体積分率および組成、焼結磁石の密度、保磁力、残留磁化、抗折強度を、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および表４に示す。なお、焼結体の平均結晶粒径を求めたところ、前述した３５〜２００μｍの範囲内であることが確認された。

（比較例１〜２）
表１に示す組成を適用する以外は、実施例１と同様にして焼結磁石を作製した。比較例１は合金組成中のＦｅ濃度を２５原子％未満としたものであり、比較例２は合金組成中のＳｍ濃度を１０原子％未満としたものである。焼結磁石（焼結体）中のＣｕリッチ相の平均厚さ、体積分率および組成、焼結磁石の密度、保磁力、残留磁化、抗折強度を、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および表４に示す。

（比較例３〜４）
実施例５と同組成となるように各原料を秤量した後、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１１６０℃×８時間の条件で熱処理した後に粗粉砕し、さらにジェットミルで微粉砕して合金粉末を調製した。実施例１と同様に、合金粉末のピーク立ち上がり温度Ｔpを求めた。次いで、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。焼結工程における雰囲気切り替え温度Ｔを表２に示す温度とする以外は、実施例５と同様にして、焼結、溶体化処理および時効処理を行って焼結磁石を作製した。焼結磁石（焼結体）中のＣｕリッチ相の平均厚さ、体積分率および組成、焼結磁石の密度、保磁力、残留磁化、抗折強度を、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および表４に示す。

表３および表４から明らかなように、実施例１〜７の焼結磁石はいずれも適切な厚さおよび量（体積分率）のＣｕリッチ相を有しており、これにより高磁化と高保磁力に加えて、良好な機械特性（抗折強度）を有していることが分かる。なお、実施例１〜７の焼結磁石において、Ｃｕリッチ相は焼結体の結晶粒界に薄く筋状に存在していることがＳＥＭ−反射電子像から確認された。実施例１〜７によれば、磁気特性と機械特性とに優れ、実用性が高い焼結磁石を提供することができる。

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。

１１…永久磁石モータ、１２…ステータ、１３…ロータ、１４…鉄心、１５…永久磁石、２１…可変磁束モータ、２２…ステータ、２３…ロータ、２４…鉄心、２５…固定磁石、２６…可変磁石、３１…可変磁束発電機、３２…ステータ、３３…ロータ、３４…タービン、３５…シャフト、３６…ブラシ。

Claims (9)

1. 組成式１：Ｒ_p1Ｆｅ_q1Ｍ_r1Ｃｕ_s1Ｃｏ_{100-p1-q1-r1-s1}
   （式中、Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素であって、５０原子％以上がＳｍであり、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、ｐ１、ｑ１、ｒ１およびｓ１はそれぞれ原子％で、１０≦ｐ１≦１３．３、２５≦ｑ１≦４０、０．８７≦ｒ１≦５．４、３．５≦ｓ１≦１３．５を満足する数である）
   で表される組成を有する焼結体を具備する永久磁石であって、
   前記焼結体は、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相を含む主相からなる結晶粒と、
   組成式２：Ｒ_p2Ｆｅ_q2Ｍ_r2Ｃｕ_s2Ｃｏ_{100-p2-q2-r2-s2}
   （式中、Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素であって、５０原子％以上がＳｍであり、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、ｐ２、ｑ２、ｒ２およびｓ２はそれぞれ原子％で、１０．８≦ｐ２≦１１．６、２５≦ｑ２≦４０、１≦ｒ２≦２、５≦ｓ２≦１６、１．５≦ｓ２／ｓ１≦４を満足する数である）
   で表される組成を有し、かつ０．０５μｍ以上２μｍ以下の範囲の平均厚さを有するＣｕリッチ相とを備え、
   前記主相は、前記Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相を有するセル相と、前記セル相を取り囲むように存在するセル壁相とを備える、永久磁石。
2. 請求項１に記載の永久磁石において、
   前記焼結体を構成する前記結晶粒は３５μｍ以上２００μｍ以下の範囲の平均結晶粒径を有し、前記Ｃｕリッチ相は前記結晶粒の粒界に筋状に存在している永久磁石。
3. 請求項１または請求項２に記載の永久磁石において、
   前記焼結体中の前記Ｃｕリッチ相の体積分率が０．０１％以上５％以下の範囲である永久磁石。
4. 請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の永久磁石において、
   前記組成式１および組成式２における元素Ｍの５０原子％以上がＺｒである永久磁石。
5. 請求項１ないし請求項４のいずれか１項に記載の永久磁石において、
   前記組成式１および組成式２における元素Ｒの７０原子％以上がＳｍである永久磁石。
6. 請求項１ないし請求項５のいずれか１項に記載の永久磁石において、
   前記組成式１および組成式２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で置換されている永久磁石。
7. 請求項１ないし請求項６のいずれか１項に記載の永久磁石を具備するモータ。
8. 請求項１ないし請求項６のいずれか１項に記載の永久磁石を具備する発電機。
9. 請求項７に記載のモータまたは請求項８に記載の発電機を具備する自動車。

Images