WO2015037041A1 - 永久磁石、モータ、および発電機 - Google Patents

永久磁石、モータ、および発電機 Download PDF

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陽介 堀内
桜田　新哉
佳子 岡本
将也 萩原
剛史 小林
将起 遠藤
忠彦 小林
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株式会社 東芝
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Definitions

  • the invention of the embodiments relates to a permanent magnet, a motor, and a generator.
  • high-performance rare earth magnets Sm—Co magnets, Nd—Fe—B magnets, and the like are known.
  • Fe and Co contribute to an increase in saturation magnetization.
  • these magnets contain rare earth elements such as Nd and Sm, and bring about a large magnetic anisotropy due to the behavior of 4f electrons of the rare earth elements in the crystal field. Thereby, a large coercive force is obtained and a high-performance magnet is realized.
  • Such high performance magnets are mainly used in electric devices such as motors, speakers, and measuring instruments.
  • demands for reducing the size and weight of various electrical devices and reducing power consumption have increased, and in order to meet these demands, there has been a demand for higher performance permanent magnets that improve the maximum magnetic energy product (BHmax) of permanent magnets.
  • BHmax maximum magnetic energy product
  • a variable magnetic flux type motor has been proposed, which contributes to higher efficiency of the motor.
  • Sm—Co magnets have a high Curie temperature, it is possible to achieve good motor characteristics at high temperatures. However, further enhancement of coercivity and magnetization, and improvement in squareness ratio are desired. It is considered that increasing the concentration of Fe is effective for increasing the magnetization of the Sm—Co-based magnet, but in the conventional manufacturing method, the squareness ratio tends to decrease by increasing the concentration of Fe. For this reason, in order to realize a magnet for a high-performance motor, a technique is required that enables the expression of a favorable squareness ratio while improving the magnetization at a high Fe concentration composition.
  • the problem to be solved by the present invention is to provide a high-performance permanent magnet by controlling the metal structure of the Sm—Co magnet.
  • the permanent magnet of the embodiment the composition formula: R p Fe q M r Cu t Co 100-p-q-r-t (wherein, at least one element R selected from rare earth elements, M is Zr, Ti And at least one element selected from Hf, p is a number satisfying 10.5 ⁇ p ⁇ 12.5 atomic%, q is a number satisfying 23 ⁇ q ⁇ 40 atomic%, and r is 0.88 ⁇ r ⁇ 4.5 atomic%, t is a number satisfying 4.5 ⁇ t ⁇ 10.7 atomic%), Th 2 Zn 17 type crystal phase and Th 2 Zn 17 A permanent magnet having a metal structure including a Cu-rich phase having a Cu concentration higher than that of the type crystal phase, and is present in an area of 1 ⁇ m square in a cross section including the c axis in the Th 2 Zn 17 type crystal phase. The number of intersections between the Cu rich phases is 10 or more.
  • the permanent magnet of this embodiment is Formula: R p Fe q M r Cu t Co 100-p-q-r-t (wherein, at least 1 R is at least one element selected from rare earth elements, M is selected from Zr, Ti and Hf Seed element, p is a number satisfying 10.5 ⁇ p ⁇ 12.5 atomic%, q is a number satisfying 23 ⁇ q ⁇ 40 atomic%, and r is 0.88 ⁇ r ⁇ 4.5 atomic% A satisfactory number, t is a number satisfying 4.5 ⁇ t ⁇ 10.7 atomic%).
  • R in the above composition formula is an element that can bring a large magnetic anisotropy to the magnet material.
  • the R element for example, one or more elements selected from rare earth elements including yttrium (Y) can be used, for example, samarium (Sm), cerium (Ce), neodymium (Nd), praseodymium (Pr).
  • Sm samarium
  • Ce cerium
  • Nd neodymium
  • Pr praseodymium
  • the performance of the magnet material for example, the coercive force, can be increased by setting the Sm concentration to 50 atomic% or more of the total elements applicable as the R element. .
  • the concentration of the element applicable as the R element is set to 10.5 atomic% or more and 12.5 atomic% or less, thereby providing a coercive force. Can be increased.
  • the concentration of the element applicable as the R element is less than 10.5 atomic%, a large amount of ⁇ -Fe is precipitated to reduce the coercive force, and the concentration of the element applicable as the R element is 12.5 atomic%.
  • the concentration of the element applicable as the R element is preferably 10.7 atomic percent or more and 12.3 atomic percent or less, and more preferably 10.9 atomic percent or more and 12.1 atomic percent or less.
  • M in the above composition formula is an element capable of expressing a large coercive force with a composition having a high Fe concentration.
  • the M element for example, one or more elements selected from titanium (Ti), zirconium (Zr), and hafnium (Hf) are used.
  • Ti titanium
  • Zr zirconium
  • Hf hafnium
  • the content r of the M element is 4.5 atomic% or more, a heterogeneous phase containing an excessive amount of the M element is likely to be generated, and both the coercive force and the magnetization are likely to decrease. Further, when the content r of the M element is less than 0.88 atomic%, the effect of increasing the Fe concentration tends to be small.
  • the content r of the M element is preferably 0.88 atomic% or more and 4.5 atomic% or less of the total amount of elements other than the R element (Fe, Co, Cu, M). Furthermore, the content r of the element M is preferably 1.14 atom% or more and 3.58 atom% or less, more preferably greater than 1.49 atom% and not more than 2.24 atom%.
  • the M element may be any of Ti, Zr, and Hf, but preferably contains at least Zr.
  • the coercive force of the permanent magnet can be increased by using 50 atomic% or more of the M element as Zr.
  • Hf is particularly expensive among the M elements, it is preferable that the amount used is small even when Hf is used.
  • the Hf content is preferably less than 20 atomic% of the M element.
  • the Cu is an element that can exhibit a high coercive force in a magnet material.
  • the Cu content is preferably 3.5 atomic percent or more and 10.7 atomic percent or less of the total amount of Fe, Co, Cu, and M elements. When the amount is larger than this, the magnetization is remarkably lowered, and when the amount is smaller than this, it is difficult to obtain a high coercive force and a good squareness ratio.
  • the Cu content t is preferably 3.9 atomic% or more and 9.0 atomic% or less of the total amount of Fe, Co, Cu, and M elements, and further the total content of Fe, Co, Cu, and M elements. It is preferable that they are 4.3 atomic% or more and 5.8 atomic% or less.
  • Fe is an element mainly responsible for the magnetization of the magnet material.
  • the saturation magnetization of the magnet material can be increased by blending a large amount of Fe.
  • the Fe content q is preferably 23 atomic percent or more and 40 atomic percent or less of the total amount of Fe, Co, Cu, and M elements.
  • the Fe content q is preferably 26 atom% or more and 36 atom% or less, and more preferably 29 atom% or more and 34 atom% or less.
  • Co is an element that bears the magnetization of the magnet material and can exhibit a high coercive force. Further, when a large amount of Co is blended, a high Curie temperature is obtained, and it also has a function of improving the thermal stability of the magnet characteristics. If the amount of Co is small, these effects tend to be small. However, if Co is added excessively, the proportion of Fe is relatively reduced, and there is a possibility that the magnetization is lowered. For example, by substituting 20 atomic% or less of Co with Ni, V, Cr, Mn, Al, Si, Ga, Nb, Ta, and W, the magnet characteristics, for example, the coercive force can be improved. However, the amount of substitution is preferably 20 atomic% or less of Co because there is a possibility that magnetization will be reduced by excessive substitution.
  • the permanent magnet of the present embodiment includes a plurality of hexagonal Th 2 Zn 17 type crystal phases (2-17 type crystal phases) and a plurality of Cu rich elements having a higher Cu concentration than the Th 2 Zn 17 type crystal phases.
  • the Sm—Co-based magnet has a cell structure of Th 2 Zn 17- type crystal phase (2-17-type crystal phase) and a hexagonal CaCu 5- type crystal phase (1-5-type crystal phase) in its cross-sectional structure.
  • Cell wall phase is one of the Cu-rich phases and is a grain boundary phase existing at the grain boundary of the cell phase, and a plurality of cell phases are separated by the cell wall phase.
  • the above structure is also called a cell structure.
  • the Cu concentration than Th 2 Zn 17 crystal phase is high phase.
  • the Cu concentration of the Cu-rich phase is higher than the Cu concentration of the Th 2 Zn 17 type crystal phase, and is preferably 30 atomic percent or more, for example.
  • the Cu-rich phase exists, for example, in the form of a line or a plate in the cross section including the c-axis in the Th 2 Zn 17 type crystal phase.
  • the structure of the Cu rich phase is not particularly limited, and examples thereof include a hexagonal CaCu 5 type crystal phase (1-5 type crystal phase).
  • the permanent magnet of the present embodiment may have a plurality of Cu-rich phases having different phases.
  • the observation of a metal structure such as a Th 2 Zn 17 type crystal phase or a Cu rich phase is recognized as follows, for example.
  • a sample is observed with a transmission electron microscope (TEM).
  • the sample used for the observation is a sample after the aging treatment. At this time, the sample is preferably an unmagnetized product.
  • the concentration of each element of the Th 2 Zn 17- type crystal phase or Cu-rich phase can be measured by using, for example, energy dispersive X-ray spectroscopy (TEM-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy: TEM-EDX).
  • TEM-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy TEM-EDX
  • the TEM observation is performed at a magnification of 200 k, for example.
  • observing a cross section containing the c-axis in the Th 2 Zn 17 crystal phase can be measured by using, for example, energy dispersive X-ray spectroscopy (TEM-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy: TEM-EDX).
  • a three-dimensional atom probe 3-DAP
  • 3-DAP three-dimensional atom probe
  • the Sm concentration or the like may be slightly higher (about 1.2 to 1.5 times the measured value with 3DAP).
  • the element concentration in each phase is measured by 3DAP according to the following procedure.
  • a sample is thinned by dicing, and a needle-like sample for a pickup atom probe (AP) is produced therefrom by using a focused ion beam (FIB).
  • Th 2 Zn 17 type atomic planes of the vertical element M such as Zr generated by rich plate-like phase (M-rich phase) parallel to a Th 2 Zn 17 crystal phase with respect to the c-axis in the crystal phase (0003)
  • An atomic map is created on the basis of the surface spacing (approximately 0.4 nm).
  • a Cu-only profile is created, and a location where Cu is concentrated is specified. This Cu rich portion corresponds to the Cu rich phase.
  • the concentration profile analysis range is preferably 10 nm ⁇ 10 nm ⁇ 10 nm or 5 nm ⁇ 5 nm ⁇ 10 nm.
  • a value (PCu) having the highest Cu concentration is obtained from the Cu concentration profile obtained by such an analysis. Such measurement is carried out for 20 points in the same sample from the Cu concentration profile, and the average value is defined as the Cu concentration in the Cu-rich phase.
  • Measurement by TEM-EDX or 3DAP is performed on the inside of the sintered body.
  • the measurement inside the sintered body is as follows. First, in the central part of the longest side in the surface having the maximum area, the composition is measured at the surface part and inside of the cross section cut perpendicularly to the side (in the case of a curve, perpendicular to the tangent to the central part). In the cross section, the measurement point is a corner of the first reference line drawn to the end perpendicular to the side and extending to the end, starting from a position 1/2 of each side, and the center of each corner.
  • a second reference line drawn inward toward the end at a position that is 1/2 of the inner angle of the first angle, and the length of the reference line from the start point of the first reference line and the second reference line The 1% position is defined as the surface portion, and the 40% position is defined as the interior.
  • angular part has a curvature by chamfering etc., let the intersection which extended the adjacent edge
  • the reference line is a total of eight lines, each of the first reference line and the second reference line, and the measurement points are on the surface and inside. There are 8 places each. In the present embodiment, it is preferable that all of the eight portions in the surface portion and inside are within the above-described composition range, but it is sufficient that at least four portions in the surface portion and inside each are within the above-described composition range. In this case, the relationship between the surface portion and the inside at one reference line is not defined. Observation is performed after the observation surface inside the sintered body thus defined is polished and smoothed.
  • the observation location of TEM-EDX is 20 arbitrary points in the cell phase and Cu rich phase, and the average value of the measurement values obtained by removing the maximum value and the minimum value from the measurement values at these points is obtained.
  • the average value is the concentration of each element.
  • the measurement of 3DAP is based on this.
  • the Cu concentration profile in the Cu rich phase is preferably sharper.
  • the full width at half maximum (FWHM: Full Width at Half Maximum) of Cu is preferably 5 nm or less, and in such a case, a higher coercive force can be obtained. This is because when the distribution of Cu in the Cu-rich phase is sharp, a domain wall energy difference between the cell phase and the Cu-rich phase is abruptly generated, and the domain wall is more easily pinned.
  • the full width at half maximum (FWHM) of the Cu concentration profile in the Cu-rich phase is determined as follows. Based on the above-described method, the highest Cu concentration (PCu) is obtained from the 3DAP Cu profile, and the peak width at which the value is half the value (PCu / 2), that is, the half width (FWHM) is obtained. . Such measurement is performed on 10 peaks, and the average value of these values is defined as the half width (FWHM) of the Cu profile.
  • the full width at half maximum (FWHM) of the Cu profile is 3 nm or less, the effect of further increasing the coercive force is improved, and in the case of 2 nm or less, a more excellent coercive force improving effect can be obtained.
  • FIG. 1 An example of a bright field image obtained by observing a cross section including the c-axis of the Th 2 Zn 17 type crystal phase by TEM is shown in FIG.
  • the part of the arrow shown in FIG. 1 is the Cu rich phase.
  • FIG. 2 An example of the mapping result by TEM-EDX is shown in FIG. In FIG. 2, a portion of the white plate-like region whose longitudinal direction extends in one direction is regarded as one Cu-rich phase.
  • the domain wall energy of the Cu-rich phase is higher than the domain wall energy of the Th 2 Zn 17 type crystal phase, and this domain wall energy difference becomes a barrier for domain wall movement. That is, when the Cu rich phase functions as a pinning site, domain wall movement between a plurality of cell phases can be suppressed. This is also called a domain wall pinning effect.
  • the Cu concentration of the Cu rich phase is preferably 30 atomic% or more.
  • the Cu concentration of the Cu-rich phase is likely to vary. For example, a Cu-rich phase having a large domain wall pinning effect and a Cu-rich phase having a small domain wall pinning effect are generated. It tends to decrease.
  • a more preferable Cu concentration is 35 atomic% or more, and further preferably 40 atomic% or more.
  • the magnetization When the domain wall outside the pinning site moves, the magnetization is reversed by the amount moved, so that the magnetization is lowered. If the domain wall simultaneously deviates from the pinning site at a certain constant magnetic field when an external magnetic field is applied, the magnetization is not lowered by the application of the magnetic field in the middle of the application of the magnetic field, and a favorable squareness ratio is obtained. In other words, when a magnetic field is applied, if the pinning site deviates with a magnetic field lower than the coercive force and the domain wall moves, magnetization is reduced by the amount of movement, leading to deterioration of the squareness ratio.
  • the Th 2 Zn 17 type crystal phase is a phase responsible for magnetization in the Sm—Co based permanent magnet, and it is considered that a decrease in the volume fraction of the Th 2 Zn 17 type crystal phase causes a decrease in magnetization.
  • the difference in squareness ratio due to the difference in the formation form of the Cu-rich phase means the difference in domain wall movement due to the difference in structure.
  • the effect of suppressing the domain wall motion can be enhanced by the Cu rich phases intersecting or contacting each other and the Cu 2 rich phase surrounding the Th 2 Zn 17 type crystal phase.
  • the Cu rich phases do not intersect or contact each other, even if they are densely formed, the domain wall slips through and moves between the plurality of Cu rich phases, resulting in a decrease in the squareness ratio.
  • the Cu concentration at the intersection of the Cu-rich phases may be higher than the Cu concentration in other regions of the Cu-rich phase, and the intersection itself is considered to be a strong pinning site.
  • the permanent magnet of this embodiment has an intersection of Cu rich phases.
  • the number of intersections between the Cu rich phases existing within an area of 1 ⁇ m square is 10 points or more, preferably Cu rich existing within an area of 500 nm square.
  • the number of intersections between phases is 15 or more.
  • the upper limit of the number of intersections between Cu rich phases is not specifically limited, For example, it is good also as 120 points or less.
  • intersection of Cu rich phases is recognized as follows, for example.
  • a circle with a diameter of 100 nm is drawn around a point that is considered to be an intersection of Cu rich phases.
  • a Cu-rich phase in a circle having a diameter of 100 nm is found by visual inspection.
  • the present invention is not limited to this, and even when two or more Cu-rich phases are not in contact with or intersecting with each other, for example, the longitudinal direction of each of the two or more Cu-rich phases is non-parallel, and tentatively two or more Cu-rich phases. If at least one of the phases extends in the longitudinal direction and two or more Cu-rich phases contact or intersect in a circle, the contact or intersection that occurs when the phases extend is defined as the Cu-rich phases.
  • the number of intersections between Cu-rich phases is counted within an area of 1 ⁇ m square at an arbitrary observation position in the sample.
  • the above operation is performed for seven fields of view in the same sample by changing the observation position, and the average of the five results excluding the result of the largest number of intersections and the result of the smallest number of intersections is the intersection of the Cu rich phases existing within an area of 1 ⁇ m square.
  • the squareness ratio is evaluated by the ratio of (BH) max and (BH) max (theoretical value) obtained by measurement, and is obtained by the following formula (2). (BH) max (actual value) / (BH) max (theoretical value) ⁇ 100 (2)
  • the permanent magnet of this embodiment is used also as a bond magnet, for example.
  • the magnet material of this embodiment for the variable magnet in the variable magnetic flux drive system as disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-29148 or 2008-43172, the efficiency of the system is improved and the size is reduced. And cost reduction.
  • the permanent magnet of this embodiment it is necessary to change the aging treatment conditions so that the coercive force is 100 kA / M or more and 350 kA / M or less.
  • an alloy powder containing a predetermined element necessary for the synthesis of a permanent magnet is prepared.
  • an alloy powder can be prepared by preparing a flake-like alloy ribbon by a strip casting method and then pulverizing the alloy ribbon.
  • the molten alloy was poured into a cooling roll rotating at a peripheral speed of 0.1 m / second or more and 20 m / second or less to continuously solidify to a thickness of 1 mm or less.
  • a ribbon can be produced. When the peripheral speed is less than 0.1 m / second, composition variations tend to occur in the ribbon.
  • an alloy powder can be prepared by pulverizing an alloy ingot obtained by casting after arc melting or high frequency melting. Further, the alloy powder may be prepared using a mechanical alloying method, a mechanical grinding method, a gas atomizing method, a reducing diffusion method, or the like.
  • the material can be homogenized by subjecting the alloy powder or the material of the alloy before grinding to a heat treatment.
  • the material can be pulverized using a jet mill, a ball mill, or the like.
  • the powder can be prevented from being oxidized by grinding the material in an inert gas atmosphere or an organic solvent.
  • the degree of orientation becomes high, and the coercive force is increased. growing.
  • pulverization by a jet mill is preferable.
  • the ratio of the powder having a particle size of 10 ⁇ m or more in the pulverized powder is 10% or less of the whole powder.
  • the Fe concentration is 23 atomic% or more, the amount of heterogeneous phase in the ingot as a raw material increases. In this different phase, not only the amount of powder increases but also the particle size tends to increase, and the particle size may be 20 ⁇ m or more.
  • a powder having a particle diameter of 15 ⁇ m or more may be directly converted into a different-phase powder.
  • the pulverized powder containing such a heterogeneous coarse powder is pressed in a magnetic field to form a sintered body, the heterogeneous phase remains, causing a decrease in coercive force, a decrease in magnetization, a decrease in squareness, and the like.
  • the squareness decreases, magnetization becomes difficult. In particular, it is difficult to magnetize the rotor after assembly.
  • the coercive force can be increased while suppressing the decrease in the squareness ratio in a high Fe concentration composition containing 23 atomic% or more of Fe by making the powder having a particle diameter of 10 ⁇ m or more 10% or less of the whole. it can.
  • a green compact with oriented crystal axes is manufactured by filling an alloy powder in a mold installed in an electromagnet and press-molding while applying a magnetic field. Furthermore, a dense sintered body can be obtained by sintering the green compact at 1100 ° C. or higher and 1210 ° C. or lower for 1 hour or longer and 15 hours or shorter.
  • a more preferable sintering temperature is 1150 ° C. or higher and 1205 ° C. or lower, and further preferably 1165 ° C. or higher and 1195 ° C. or lower.
  • the sintering time when the sintering time is less than 1 hour, the density tends to be non-uniform, so the magnetization is likely to decrease, and further, the crystal grain size of the sintered body is reduced and the grain boundary ratio is increased, Magnetization tends to decrease.
  • the sintering time exceeds 15 hours, evaporation of the R element in the powder becomes excessive, and the magnetic properties may be deteriorated. More preferable sintering time is 2 hours or more and 13 hours or less, and further preferably 4 hours or more and 10 hours or less. Note that oxidation can be suppressed by performing heat treatment in vacuum or argon gas (Ar). Moreover, a sintered compact density can be improved by maintaining a vacuum until it becomes close to sintering temperature, switching to Ar atmosphere after that, and maintaining isothermal.
  • a solution treatment is performed on the obtained sintered body to control the crystal structure. For example, by performing solution treatment at 1100 ° C. or more and 1190 ° C. or less and 3 hours or more and 28 hours or less, a TbCu 7 type crystal phase that is a precursor of a phase separation structure can be easily obtained.
  • the heat treatment temperature is preferably 1110 ° C. or higher and 1180 ° C. or lower, more preferably 1120 ° C. or higher and 1170 ° C. or lower.
  • the heat treatment time is less than 3 hours, the constituent phases tend to be non-uniform, the coercive force tends to decrease, the crystal grain size of the sintered body tends to decrease, the crystal grain boundary ratio increases, and the magnetization decreases. It's easy to do. Further, when the heat treatment temperature exceeds 28 hours, the magnetic properties may be deteriorated due to evaporation of the R element in the sintered body.
  • the heat treatment time is preferably 4 hours or more and 24 hours or less, and more preferably 10 hours or more and 18 hours or less.
  • the oxidation of the powder can be suppressed by performing a solution treatment in a vacuum or in an inert atmosphere such as argon gas. Further, a solution treatment may be performed continuously with the sintering.
  • the TbCu 7- type crystal phase can be maintained even at room temperature.
  • the rapid cooling rate is set to 170 ° C./min or more, the TbCu 7- type crystal phase can be stabilized and the coercive force is easily developed.
  • a Ce 2 Ni 7 type crystal phase (2-7 phase) is likely to be generated during cooling. Due to the presence of the 2-7 phase, the magnetization may decrease, and the coercive force may also decrease. This is because the 2-7 phase is often enriched with Cu, which lowers the Cu concentration in the main phase and makes phase separation difficult due to aging treatment.
  • the cooling rate is likely to be important in a composition containing an Fe concentration of 23 atomic% or more.
  • the aging treatment is a treatment for increasing the coercive force of the magnet by controlling the metal structure, and for the purpose of phase-separating the metal structure of the magnet into a plurality of phases such as a Th 2 Zn 17 type crystal phase and a Cu rich phase.
  • the aging process here is divided into a preliminary aging process and a main aging process. For example, in the pre-aging treatment, after holding at 550 ° C. or more and 850 ° C. or less for 0.5 hour or more and 10 hours or less, gradually decrease from 200 ° C. to 450 ° C. at a cooling rate of 0.2 ° C./minute or more and 5 ° C./minute or less. Cool down.
  • the nucleation frequency of the Cu rich phase is increased, and the number of intersections between the Cu rich phases can be increased, thereby improving the squareness ratio. be able to.
  • the pre-aging temperature is lower than 550 ° C.
  • the density of the Cu rich phase increases, the volume fraction of the Cu rich phase increases, and the Cu concentration for each Cu rich phase decreases.
  • the domain wall pinning effect is lowered, and the coercive force is hardly increased even if the aging treatment is performed thereafter, and the squareness ratio may be deteriorated or the magnetization may be lowered. This is thought to be due to the diffusion behavior of the elements.
  • the volume fraction of Th 2 Zn 17 crystal phase is a phase responsible for magnetization volume fraction of the Cu-rich phase is high is reduced, the magnetization is reduced.
  • the preliminary aging temperature is higher than 850 ° C., the effect of improving the squareness ratio may be reduced.
  • the pre-aging temperature is more preferably 550 ° C. or higher and 750 ° C. or lower, and further preferably 600 ° C. or higher and 710 ° C. or lower.
  • the squareness ratio is further improved by lowering the pre-aging temperature, it is difficult to increase the coercive force.
  • One possible cause of the decrease in coercive force is that the cell wall phase is not sufficiently formed by this aging treatment. Therefore, in the present embodiment, element diffusion is promoted by increasing the aging treatment temperature.
  • the difference between the pre-aging temperature and the main aging temperature is set to 130 ° C. or higher.
  • the number of intersections between Cu-rich phases within an area of 1 ⁇ m square can be 10 or more, more preferably 15 or more, and still more preferably 20 or more. Therefore, a good squareness ratio, high coercive force, and high magnetization can be realized simultaneously.
  • the difference between the preferred pre-aging temperature and the main aging temperature is 130 ° C. or higher and 250 ° C. or lower, more preferably 135 ° C. or higher and 180 ° C. or lower.
  • the oxidation of a sintered compact can be suppressed by performing a pre-aging treatment and this aging treatment in vacuum or inert gas, such as argon.
  • a permanent magnet can be manufactured by the above.
  • the permanent magnet of the first embodiment can be used for various motors and generators. Further, it can be used as a fixed magnet or a variable magnet of a variable magnetic flux motor or a variable magnetic flux generator. Various motors and generators are configured by using the permanent magnet of the first embodiment.
  • the permanent magnet of the first embodiment is applied to a variable magnetic flux motor, the technology disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 2008-29148 and 2008-43172 is used for the configuration and drive system of the variable magnetic flux motor. Can be applied.
  • FIG. 3 is a diagram showing a permanent magnet motor in the present embodiment.
  • a rotor (rotor) 3 is disposed in a stator (stator) 2.
  • the permanent magnet 5 which is the permanent magnet of the first embodiment is arranged.
  • FIG. 4 is a view showing a variable magnetic flux motor according to the present embodiment.
  • a rotor (rotor) 13 is disposed in a stator (stator) 12.
  • the permanent magnets of the first embodiment are arranged as a fixed magnet 15 and a variable magnet 16.
  • the magnetic flux density (magnetic flux amount) of the variable magnet 16 can be varied. Since the magnetization direction of the variable magnet 16 is orthogonal to the Q-axis direction, it is not affected by the Q-axis current and can be magnetized by the D-axis current.
  • the rotor 13 is provided with a magnetized winding (not shown). By passing a current from the magnetization circuit through the magnetization winding, the magnetic field directly acts on the variable magnet 16.
  • a coercive force suitable for the fixed magnet 15 can be obtained.
  • the coercive force is 100 kA / m or more and 500 kA / m or less by changing various conditions (such as aging treatment conditions) of the manufacturing method described above. Should be controlled within the range.
  • the permanent magnet of the first embodiment can be used for both the fixed magnet 15 and the variable magnet 16, but the first embodiment is used for any one of the magnets. Permanent magnets may be used. Since the variable magnetic flux motor 11 can output a large torque with a small device size, the variable magnetic flux motor 11 is suitable for a motor such as a hybrid vehicle or an electric vehicle that requires high output and miniaturization of the motor.
  • FIG. 5 shows the generator according to the present embodiment.
  • a generator 21 shown in FIG. 5 includes a stator (stator) 22 using the permanent magnet of the present embodiment.
  • a rotor (rotor) 23 disposed inside the stator (stator) 22 is connected to a turbine 24 provided at one end of the generator 21 via a shaft 25.
  • the turbine 24 is rotated by fluid supplied from the outside, for example.
  • the shaft 25 can be rotated by transmitting dynamic rotation such as regenerative energy of an automobile instead of the turbine 24 rotated by a fluid.
  • Various known configurations can be employed for the stator 22 and the rotor 23.
  • the shaft 25 is in contact with a commutator (not shown) disposed on the side opposite to the turbine 24 with respect to the rotor 23, and an electromotive force generated by the rotation of the rotor 23 is used as an output of the generator 21 as a phase separation bus.
  • the power is boosted to the system voltage and transmitted through a main transformer (not shown).
  • the generator 21 may be either a normal generator or a variable magnetic flux generator. Note that the rotor 23 is charged by static electricity from the turbine 2 or a shaft current accompanying power generation. Therefore, the generator 21 is provided with a brush 26 for discharging the charge of the rotor 23.
  • Example 1 Each raw material used for the permanent magnet was weighed and mixed at a predetermined ratio, and then melted in an Ar gas atmosphere to produce an alloy ingot.
  • the alloy ingot was held at 1175 ° C. for 10 hours for heat treatment, and then the alloy ingot was coarsely pulverized and pulverized by a jet mill to prepare an alloy powder as a magnet raw material powder.
  • the alloy powder was press molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • the compacted body of the alloy powder is placed in a sintering furnace chamber, and after the chamber is evacuated, the temperature is raised to 1180 ° C. and held for 1 minute, after which Ar gas is introduced, The temperature was raised to 1195 ° C. and held at that temperature for 4 hours to perform the main sintering.
  • the sintered body was held at 1160 ° C. for 10 hours for solution treatment.
  • the cooling rate after the solution treatment was ⁇ 220 ° C./min.
  • the sintered body after the solution heat treatment was kept at 670 ° C. for 2 hours as a preliminary aging treatment and then slowly cooled to room temperature, and further kept at 815 ° C. for 40 hours as a main aging treatment.
  • the sintered body subjected to the aging treatment under such conditions was gradually cooled to 420 ° C. and held at that temperature for 1 hour.
  • the magnet was obtained by furnace-cooling to room temperature.
  • the composition of the obtained magnet is as shown in Table 1.
  • the composition analysis of the magnet was performed by the inductively coupled plasma (ICP) method.
  • ICP inductively coupled plasma
  • the composition analysis by ICP method was performed according to the following procedure. First, a sample collected from the described measurement location was pulverized with a mortar, and a certain amount of the pulverized sample was weighed and placed in a quartz beaker. Further, mixed acid (acid containing nitric acid and hydrochloric acid) was put into the beaker and heated to about 140 ° C. on a hot plate to completely dissolve the sample in the beaker. After further cooling, it was transferred to a polyethyl acrylate (PEA) volumetric flask and the volume was adjusted to obtain a sample solution.
  • PEA polyethyl acrylate
  • the components contained in the sample solution were quantified by a calibration curve method using an ICP emission spectroscopic analyzer.
  • ICP emission spectroscopic analyzer SPS4000 manufactured by SII Nano Technology was used.
  • Cu-rich phase intersection number the number of intersections between Cu-rich phases existing within the area of 1 ⁇ m square of the magnet, Cu concentration of Cu-rich phase (Cu-rich phase Cu concentration), squareness ratio, coercive force, and residual The magnetization is shown in Table 3.
  • Example 3 Example 4, Example 5
  • Each raw material was weighed and mixed at a predetermined ratio, and then melted at a high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot. After roughly pulverizing the alloy ingot, heat treatment was performed at 1160 ° C. for 4 hours, and the alloy ingot was cooled to room temperature by rapid cooling. Further, coarse pulverization and pulverization with a jet mill were carried out to prepare an alloy powder as a raw material powder for the magnet. Further, the alloy powder was press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • the compact of the alloy powder is placed in a sintering furnace chamber, the inside of the chamber is evacuated to a vacuum degree of 9.0 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, heated to 1170 ° C., and held for 5 minutes. After that, Ar gas was introduced into the chamber. The temperature in the chamber in an Ar atmosphere was raised to 1185 ° C. and held for 6 hours to perform the main sintering. Next, solution treatment was performed by holding the sintered body at 1120 ° C. for 12 hours. The cooling rate after the solution treatment was ⁇ 200 ° C./min.
  • the sintered body after the solution treatment was kept at 705 ° C. for 1 hour as a preliminary aging treatment and then gradually cooled to room temperature. Thereafter, as the aging treatment, the magnet was obtained by holding at 840 ° C. for 25 hours, gradually cooling to 370 ° C., holding for 2 hours, and then cooling the furnace to room temperature.
  • the composition of the magnet is as shown in Table 1.
  • the composition of the said magnet was confirmed by ICP method like other Examples.
  • Table 3 shows the number of Cu-rich phase intersections, Cu-rich phase Cu concentration, squareness ratio, coercive force, and residual magnetization of the magnet.
  • Example 6 Each raw material was weighed and mixed at a predetermined ratio, and then melted at a high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot. After subjecting the alloy ingot to coarse pulverization, heat treatment was performed at 1180 ° C. for 3 hours, followed by rapid cooling to cool to room temperature. Further, coarse pulverization and pulverization with a jet mill were carried out to prepare an alloy powder as a raw material powder for the magnet. Further, the alloy powder was press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • the compacted compact of the alloy powder is placed in a sintering furnace chamber, the inside of the chamber is evacuated to a vacuum degree of 9.0 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, heated to 1155 ° C., and held for 30 minutes. After that, Ar gas was introduced into the chamber. The temperature in the chamber in the Ar atmosphere was raised to 1190 ° C. and held for 3 hours to perform the main sintering. Next, solution treatment was performed by holding the sintered body at 1130 ° C. for 16 hours. The cooling rate after the solution treatment was ⁇ 180 ° C./min.
  • the sintered body after the solution treatment was kept at 700 ° C. for 1.5 hours as a pre-aging treatment and then gradually cooled to room temperature. Thereafter, as the aging treatment, the magnet was obtained by holding at 850 ° C. for 35 hours, gradually cooling to 360 ° C., keeping the temperature as it is for 1.5 hours, and then cooling the furnace to room temperature.
  • the composition of the obtained magnet is shown in Table 1.
  • the composition of the said magnet was confirmed by ICP method like other Examples.
  • Table 3 shows the number of Cu-rich phase intersections, Cu-rich phase Cu concentration, squareness ratio, coercive force, and residual magnetization of the magnet.
  • Example 7 Each raw material was weighed and mixed at a predetermined ratio, and then melted at high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot. After subjecting the alloy ingot to coarse pulverization, heat treatment was performed at 1170 ° C. for 12 hours, followed by rapid cooling to cool to room temperature. Further, coarse pulverization and pulverization with a jet mill were carried out to prepare an alloy powder as a raw material powder for the magnet. Further, the alloy powder was press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • the compacted compact of the alloy powder is placed in a sintering furnace chamber, the inside of the chamber is evacuated to a vacuum degree of 9.0 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, heated to 1155 ° C., and held for 30 minutes. After that, Ar gas was introduced into the chamber, the temperature in the Ar atmosphere was raised to 1180 ° C., and held for 10 hours to perform main sintering. Next, solution treatment was performed by holding the sintered body at 1120 ° C. for 16 hours. The cooling rate after the solution treatment was ⁇ 240 ° C./min.
  • the sintered body after the solution treatment was kept at 680 ° C. for 3 hours as a pre-aging treatment and then gradually cooled to room temperature. Thereafter, as the aging treatment, it was held at 820 ° C. for 50 hours, gradually cooled to 400 ° C., kept for 2 hours as it was, and then cooled to room temperature to obtain a magnet.
  • the composition of the obtained magnet is shown in Table 1.
  • the composition of the said magnet was confirmed by ICP method like other Examples.
  • Table 3 shows the number of Cu-rich phase intersections, Cu-rich phase Cu concentration, squareness ratio, coercive force, and residual magnetization of the magnet.
  • Example 8 Each raw material was weighed and mixed at a predetermined ratio, and then melted at a high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot.
  • the alloy ingot was coarsely pulverized, then subjected to heat treatment at 1170 ° C. for 6 hours, and cooled rapidly to room temperature. Further, an alloy powder was prepared as a raw material powder for the magnet by coarse pulverization and pulverization by a jet mill. Further, the alloy powder was press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • the compacted compact of the alloy powder is placed in the chamber of the sintering furnace, the inside of the chamber is evacuated to a vacuum degree of 9.0 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, and then the temperature is raised to 1165 ° C. and held for 15 minutes. After that, Ar gas was introduced into the chamber. The temperature in the chamber in the Ar atmosphere was raised to 1195 ° C. and held for 4 hours to perform the main sintering. Next, a solution treatment was performed by holding the sintered body at 1125 ° C. for 12 hours. The cooling rate after the solution treatment was ⁇ 180 ° C./min.
  • the sintered body after the liquefaction treatment was kept at 675 ° C. for 4 hours as a pre-aging treatment and then gradually cooled to room temperature. Thereafter, as the aging treatment, it was held at 830 ° C. for 35 hours, gradually cooled to 350 ° C., kept for 2 hours, and then cooled to room temperature to obtain a magnet.
  • the composition of the obtained magnet is as shown in Table 1.
  • the composition of the said magnet was confirmed by ICP method like other Examples.
  • Table 3 shows the number of Cu-rich phase intersections, Cu-rich phase Cu concentration, squareness ratio, coercive force, and residual magnetization of the magnet.
  • Example 9 An alloy powder having the same composition as in Example 8 was used as a raw material, and press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • This compression-molded body is placed in a chamber of a firing furnace, and the chamber is evacuated to a vacuum degree of 9.0 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, then heated to 1165 ° C., held for 15 minutes, and then placed in the chamber.
  • Ar gas was introduced.
  • the temperature in the chamber in the Ar atmosphere was raised to 1195 ° C. and held for 4 hours to perform the main sintering.
  • Example 9 the sample was kept at 700 ° C. for 4 hours as a preliminary aging treatment and then gradually cooled to room temperature.
  • Example 10 the sample was kept at 670 ° C. for 4 hours and then brought to room temperature.
  • Example 11 the sample was kept at 675 ° C. for 4 hours as a preliminary aging treatment and then gradually cooled to room temperature.
  • the aging treatment it was held at 830 ° C. for 35 hours, gradually cooled to 350 ° C., kept for 2 hours, and then cooled to room temperature to obtain a magnet.
  • the composition of each obtained magnet is as shown in Table 1.
  • Table 3 shows the number of Cu-rich phase intersections, Cu-rich phase Cu concentration, squareness ratio, coercive force, and remanent magnetization of each magnet.
  • Example 3 Comparative Example 4, Comparative Example 5, Comparative Example 6
  • An alloy powder having the same composition as in Example 8 was used as a raw material, and press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • This compression-molded body is placed in a chamber of a firing furnace, and the chamber is evacuated to a vacuum degree of 9.0 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, then heated to 1165 ° C., held for 15 minutes, and then placed in the chamber. Ar gas was introduced. The temperature in the chamber in the Ar atmosphere was raised to 1195 ° C. and held for 4 hours to perform the main sintering. Next, solution treatment was performed under the same conditions as in Example 8.
  • the sample was kept at 780 ° C. for 4 hours as a preliminary aging treatment and then gradually cooled to room temperature, and then held at 830 ° C. for 35 hours and gradually cooled to 350 ° C. Then, the magnet was kept for 2 hours, and then cooled to the room temperature to obtain a magnet.
  • the sample was kept at 675 ° C. for 4 hours as a preliminary aging treatment and then gradually cooled to room temperature, and then kept at 900 ° C. for 35 hours as a pre-aging treatment and gradually lowered to 350 ° C.
  • the magnet was obtained by cooling and holding for 2 hours as it was, followed by furnace cooling to room temperature.
  • the sample was kept at 675 ° C. for 4 hours as a preliminary aging treatment and then slowly cooled to room temperature, and then kept at 780 ° C. for 35 hours as a preliminary aging treatment and then gradually lowered to 350 ° C.
  • the magnet was obtained by cooling and holding for 2 hours as it was, followed by furnace cooling to room temperature.
  • the sample was kept at 450 ° C. for 4 hours as a preliminary aging treatment and then slowly cooled to room temperature, and then kept at 830 ° C. for 35 hours as a preliminary aging treatment and gradually lowered to 350 ° C.
  • the magnet was obtained by cooling and holding for 2 hours as it was, followed by furnace cooling to room temperature.
  • each magnet is as shown in Table 1.
  • Table 3 shows the number of Cu-rich phase intersections, Cu-rich phase Cu concentration, squareness ratio, coercive force, and remanent magnetization of each magnet.
  • the permanent magnet of Comparative Example 1 in which the Sm concentration is 12.73% and the Zr concentration is 4.84%.
  • the Cu-rich phase has a higher Cu concentration than the permanent magnet of Example 2, and the number of intersections between the Cu-rich phases is large, and all exhibit good squareness ratio, high coercive force, and high magnetization. From this, it can be seen that the magnet characteristics can be improved by adjusting the amount of each element constituting the permanent magnet.
  • the pre-aging temperature is 780 ° C.
  • the temperature difference between the pre-aging temperature and the main aging temperature is 50 ° C.
  • the number of intersections between the Cu-rich phases is large, and all exhibit good squareness ratio, high coercive force, and high magnetization. From this, it can be seen that the magnet characteristics can be enhanced by controlling the pre-aging temperature and the temperature difference between the pre-aging temperature and the main aging temperature.
  • the permanent aging treatment temperature is 900 ° C., for example, and the temperature difference between the preliminary aging treatment temperature and the main aging treatment temperature is 225 ° C.
  • the number of intersections between the Cu-rich phases is large, and all of them exhibit a good squareness ratio, high coercive force, and high magnetization. From this, it is understood that the magnet characteristics can be enhanced by controlling the main aging temperature and the temperature difference between the preliminary aging temperature and the main aging temperature.
  • the permanent aging temperature is 780 ° C., for example, and the temperature difference between the preliminary aging temperature and the actual aging temperature is 105 ° C.
  • the Cu concentration of the Cu-rich phase is high and the number of intersections between the Cu-rich phases is large, and all of them exhibit a good squareness ratio, high coercive force, and high magnetization. From this, it is understood that the magnet characteristics can be enhanced by controlling the main aging temperature and the temperature difference between the preliminary aging temperature and the main aging temperature.
  • the pre-aging temperature is 450 ° C.
  • the temperature difference between the pre-aging temperature and the main aging temperature is 380 ° C.
  • the Cu concentration of the Cu-rich phase is high, and all exhibit good squareness ratio, high coercive force, and high magnetization. From this, it can be seen that the magnet characteristics can be enhanced by controlling the pre-aging temperature and the temperature difference between the pre-aging temperature and the main aging temperature.
  • the Cu concentration of the Cu rich phase is as high as 30% or more, the number of intersections between the Cu rich phases is as large as 10 or more, and the Fe concentration is 23% or more. Even if it is a case, all are exhibiting favorable squareness ratio, high coercive force, and high magnetization. From this, it can be seen that the permanent magnets of Examples 1 to 11 have excellent magnet characteristics.

Abstract

　高性能な永久磁石を提供する。組成式：ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｔＣｏ１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｔ（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、ｐは１０．５≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２３≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦４．５原子％を満足する数、ｔは４．５≦ｔ≦１０．７原子％を満足する数である）で表される組成と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相とＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相よりもＣｕ濃度が高いＣｕリッチ相とを含む金属組織とを具備する永久磁石である。Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相におけるｃ軸を含む断面において、１μｍ四方の面積内に存在するＣｕリッチ相同士の交点数は１０点以上である。

Description

永久磁石、モータ、および発電機
　実施形態の発明は、永久磁石、モータ、および発電機に関する。
　高性能希土類磁石の例としてＳｍ－Ｃｏ系磁石、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石などが知られている。これらの磁石では、ＦｅやＣｏが飽和磁化の増大に寄与している。また、これらの磁石にはＮｄやＳｍ等の希土類元素が含まれており、結晶場中における希土類元素の４ｆ電子の挙動に由来して大きな磁気異方性をもたらす。これにより大きな保磁力が得られ、高性能磁石が実現されている。
　このような高性能磁石は、主としてモータ、スピーカ、計測器等の電気機器に使用されている。近年、各種電気機器の小型軽量化、低消費電力化の要求が高まり、これに対応するために永久磁石の最大磁気エネルギー積（ＢＨｍａｘ）を向上させた、より高性能の永久磁石が求められている。また、近年、可変磁束型モータが提案され、モータの高効率化に寄与している。
　Ｓｍ－Ｃｏ系磁石は、キュリー温度が高いため、高温で良好なモータ特性を実現することが可能であるが、さらなる高保磁力化と高磁化、さらに角型比の改善が望まれている。Ｓｍ－Ｃｏ系磁石の高磁化にはＦｅの高濃度化が有効であると考えられるが、従来の製法ではＦｅを高濃度化することにより角型比が低下する傾向にあった。このようなことから、高性能なモータ用の磁石を実現するためには高いＦｅ濃度組成において磁化を改善しながらも良好な角型比の発現を可能とする技術が必要となる。
特開２０１０－１２１１６７号公報
　本発明で解決しようとするべき課題は、Ｓｍ－Ｃｏ系磁石においてその金属組織を制御することにより、高性能な永久磁石を提供することである。
　実施形態の永久磁石は、組成式：ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｔＣｏ１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｔ（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、ｐは１０．５≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２３≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦４．５原子％を満足する数、ｔは４．５≦ｔ≦１０．７原子％を満足する数である）で表される組成と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相とＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相よりもＣｕ濃度が高いＣｕリッチ相とを含む金属組織とを具備する永久磁石であって、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相におけるｃ軸を含む断面において、１μｍ四方の面積内に存在するＣｕリッチ相同士の交点数が１０点以上である。
ＴＥＭによる明視野像の一例を示す図である。 ＴＥＭ－ＥＤＸによるマッピング結果の一例を示す図である。 永久磁石モータを示す図である。 可変磁束モータを示す図である。 発電機を示す図である。
（第１の実施形態）
　本実施形態の永久磁石について以下に説明する。
＜永久磁石の構成例＞
　本実施形態の永久磁石は、
　組成式：ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｔＣｏ１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｔ（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、ｐは１０．５≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２３≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦４．５原子％を満足する数、ｔは４．５≦ｔ≦１０．７原子％を満足する数である）で表される組成を具備する。
　上記組成式におけるＲは、磁石材料に大きな磁気異方性をもたらすことができる元素である。Ｒ元素としては、例えばイットリウム（Ｙ）を含む希土類元素から選ばれる１種または複数の元素などを用いることができ、例えばサマリウム（Ｓｍ）、セリウム（Ｃｅ）、ネオジム（Ｎｄ）、プラセオジム（Ｐｒ）等を用いることができ、特に、Ｓｍを用いることが好ましい。例えば、Ｒ元素としてＳｍを含む複数の元素を用いる場合、Ｓｍの濃度をＲ元素として適用可能な元素全体の５０原子％以上とすることにより、磁石材料の性能、例えば保磁力を高めることができる。
　なお、Ｒ元素として適用可能な元素の７０原子％以上をＳｍとするとさらに好ましい。Ｒ元素として適用可能な元素はいずれも磁石材料に大きな磁気異方性をもたらし、例えばＲ元素として適用可能な元素の濃度を１０．５原子％以上１２．５原子％以下とすることにより保磁力を大きくすることができる。Ｒ元素として適用可能な元素の濃度が１０．５原子％未満の場合、多量のα－Ｆｅが析出して保磁力が小さくなり、Ｒ元素として適用可能な元素の濃度が１２．５原子％を超える場合、飽和磁化が低下する。よって、Ｒ元素として適用可能な元素の濃度は、１０．７原子％以上１２．３原子％以下であることが好ましく、さらに１０．９原子％以上１２．１原子％以下であることが好ましい。
　上記組成式におけるＭは、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である。Ｍ元素としては、例えばチタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、およびハフニウム（Ｈｆ）から選ばれる１種または複数の元素が用いられる。Ｍ元素の含有量ｒが４．５原子％以上であると、Ｍ元素を過剰に含有する異相が生成しやすくなり、保磁力、磁化ともに低下しやすい。また、Ｍ元素の含有量ｒが０．８８原子％未満であるとＦｅ濃度を高める効果が小さくなりやすい。つまり、Ｍ元素の含有量ｒは、Ｒ元素以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ）の総量の０．８８原子％以上４．５原子％以下であることが好ましい。さらに元素Ｍの含有量ｒは、１．１４原子％以上３．５８原子％以下であることが好ましく、さらに１．４９原子％よりも大きく２．２４原子％以下であることが好ましい。
　Ｍ元素は、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、Ｍ元素の５０原子％以上をＺｒとすることにより、永久磁石の保磁力を高めることができる。一方、Ｍ元素の中で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、その使用量は少ないことが好ましい。例えば、Ｈｆの含有量は、Ｍ元素の２０原子％未満であることが好ましい。
　Ｃｕは、磁石材料において高い保磁力を発現させることができる元素である。Ｃｕの含有量は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＭ元素の総量の３．５原子％以上１０．７原子％以下であることが好ましい。これよりも多量に配合すると磁化の低下が著しく、またこれよりも少量であると高い保磁力と良好な角型比を得ることが困難となる。Ｃｕの含有量ｔは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＭ元素の総量の３．９原子％以上９．０原子％以下であることが好ましく、さらにＦｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＭ元素の総量の４．３原子％以上５．８原子％以下であることが好ましい。
　Ｆｅは、主として磁石材料の磁化を担う元素である。Ｆｅを多量に配合することにより磁石材料の飽和磁化を高めることができるが、過剰に配合するとα－Ｆｅの析出や相分離により所望の結晶相が得られにくくなり、保磁力を低下させるおそれがある。よって、Ｆｅの含有量ｑは、Ｆｅ、Ｃｏ、ＣｕおよびＭ元素の総量の２３原子％以上４０原子％以下であることが好ましい。さらに、Ｆｅの含有量ｑは、２６原子％以上３６原子％以下であることが好ましく、さらに２９原子％以上３４原子％以下であることが好ましい。
　Ｃｏは、磁石材料の磁化を担うとともに高い保磁力を発現させることができる元素である。また、Ｃｏを多く配合すると高いキュリー温度が得られ、磁石特性の熱安定性を高める働きも有している。Ｃｏの配合量が少ないとこれらの効果が小さくなりやすい。しかしながら、Ｃｏを過剰に添加すると、相対的にＦｅの割合が減り、磁化の低下を招くおそれがある。例えば、Ｃｏの２０原子％以下をＮｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗで置換することにより磁石特性、例えば保磁力を高めることができる。しかしながら、過剰の置換により磁化の低下を招くおそれがあるため、置換量はＣｏの２０原子％以下であることが好ましい。
　さらに、本実施形態の永久磁石は、複数の六方晶系のＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相（２－１７型結晶相）と前記Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相よりもＣｕ濃度が高い複数のＣｕリッチ相とを有する金属組織を具備する。
　一般的にＳｍ－Ｃｏ系磁石は、その断面組織において、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相（２－１７型結晶相）のセル相と六方晶系のＣａＣｕ５型結晶相（１－５型結晶相）のセル壁相とを含む２次元の金属組織を具備する。例えば、セル壁相は、上記Ｃｕリッチ相の一つでありセル相の粒界に存在する粒界相であり、セル壁相により複数のセル相は区切られている。上記構造をセル構造ともいう。
　Ｃｕリッチ相は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相よりもＣｕ濃度が高い相である。Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のＣｕ濃度よりも高く、例えば３０原子％以上であることが好ましい。Ｃｕリッチ相は、例えばＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相におけるｃ軸を含む断面において、線状または板状に存在する。Ｃｕリッチ相の構造としては、特に限定されないが、例えば六方晶系のＣａＣｕ５型結晶相（１－５型結晶相）などが挙げられる。また、本実施形態の永久磁石は、相の異なる複数のＣｕリッチ相を有していてもよい。
　本実施形態において、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相やＣｕリッチ相などの金属組織の観察は、例えば以下のように認定される。まず、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）によるサンプルの観察を行う。上記観察に用いるサンプルは、本時効処理後のサンプルである。この際、サンプルは未着磁品であることが好ましい。
　Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相やＣｕリッチ相の各元素の濃度は、例えばエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＴＥＭ－Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＴＥＭ－ＥＤＸ）を用いて測定することができる。ＴＥＭ観察は、例えば２００ｋ倍の倍率で行う。本実施形態においては、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相におけるｃ軸を含む断面を観察する。
　各相、特にセル相間のセル壁などの相の各元素の濃度測定には、三次元アトムプローブ（３－Ｄｉｍｅｎｓｉｏｎ　Ａｔｏｍ　Ｐｒｏｂｅ：３ＤＡＰ）を用いることが好ましい。ＴＥＭ－ＥＤＸによる分析の場合、セル相間の相を観察しても透過電子線がセル壁相およびセル相の両相を透過することで、セル相間の相内の各元素濃度を正確に測定できない可能性がある。例えば、Ｓｍ濃度等が若干高めになる場合がある（３ＤＡＰでの測定値に対し１．２倍～１．５倍程度）。
　３ＤＡＰによる各相内の元素濃度の測定は、以下に示す手順にしたがって実施する。まず、試料をダイシングにより薄片化し、そこから収束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ　Ｉｏｎ　Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）にてピックアップ・アトムプローブ（ＡＰ）用針状試料を作製する。Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相におけるｃ軸に対して垂直に生成するＺｒ等の元素Ｍがリッチな板状の相（Ｍリッチ相）に平行なＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相の原子面（０００３）の面間隔（およそ０．４ｎｍ）を基準にして、原子マップを作成する。そのように作成したアトムプローブデータについて、Ｃｕのみのプロファイルを作成し、Ｃｕが濃化された箇所を特定する。このＣｕがリッチな部位がＣｕリッチ相にあたる。
　Ｃｕリッチ相に対して垂直方向にＣｕ濃度プロファイルを解析する。濃度プロファイル解析範囲は、１０ｎｍ×１０ｎｍ×１０ｎｍあるいは５ｎｍ×５ｎｍ×１０ｎｍとすることが好ましい。このような解析により得られるＣｕの濃度プロファイルからＣｕ濃度が最も高い値（ＰＣｕ）を求める。Ｃｕの濃度プロファイルからこのような測定を同一試料内で２０点について実施し、その平均値をＣｕリッチ相内のＣｕ濃度と定義する。
　ＴＥＭ－ＥＤＸや３ＤＡＰによる測定は、焼結体の内部に対して行う。焼結体内部の測定とは、以下の通りである。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第１の基準線と、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第２の基準線とを設け、これら第１の基準線および第２の基準線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、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、基準線は第１の基準線および第２の基準線でそれぞれ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。本実施形態において、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に観察を行う。例えば、ＴＥＭ－ＥＤＸの観察箇所は、セル相内およびＣｕリッチ相内の任意の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。３ＤＡＰの測定もこれに準ずる。
　上述した３ＤＡＰを用いたＣｕリッチ相内の濃度の測定結果において、Ｃｕリッチ相におけるＣｕの濃度プロファイルは、よりシャープであることが好ましい。具体的には、Ｃｕの濃度プロファイルの半値幅（ＦＷＨＭ：Ｆｕｌｌ　Ｗｉｄｔｈ　ａｔ　Ｈａｌｆ　Ｍａｘｉｍｕｍ）が５ｎｍ以下であることが好ましく、このような場合により高い保磁力を得ることができる。これはＣｕリッチ相内のＣｕの分布がシャープな場合、セル相とＣｕリッチ相との間の磁壁エネルギー差が急激に生じ、磁壁がよりピニングされやすくなるためである。
　Ｃｕリッチ相におけるＣｕの濃度プロファイルの半値幅（ＦＷＨＭ）は、以下のようにして求められる。上述した方法に基づいて３ＤＡＰのＣｕプロファイルからＣｕ濃度が最も高い値（ＰＣｕ）を求め、この値の半分の値（ＰＣｕ／２）となるところのピークの幅、すなわち半値幅（ＦＷＨＭ）を求める。このような測定を１０個のピークに対して行い、それらの値の平均値をＣｕプロファイルの半値幅（ＦＷＨＭ）と定義する。Ｃｕプロファイルの半値幅（ＦＷＨＭ）が３ｎｍ以下である場合に、さらに保磁力を高める効果が向上し、２ｎｍ以下の場合により一層優れた保磁力の向上効果を得ることができる。
　ＴＥＭによる、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸を含む断面の観察により得られる明視野像の一例を図１に示す。図１に示す矢印の部分がＣｕリッチ相である。
　また、ＴＥＭ－ＥＤＸによるマッピング結果の一例を図２に示す。図２において、白色の板状領域のうち、長手方向が一方向に延在している部分を１つのＣｕリッチ相とみなす。
　Ｃｕリッチ相の磁壁エネルギーは、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相の磁壁エネルギーよりも高く、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、Ｃｕリッチ相がピニングサイトとして機能することにより、複数のセル相間での磁壁移動を抑制することができる。これを磁壁ピニング効果ともいう。
　なお、２３原子％以上のＦｅを含むＳｍ－Ｃｏ系磁石において、Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度は、３０原子％以上であることが好ましい。Ｆｅ濃度が高い領域においてはＣｕリッチ相のＣｕ濃度にばらつきが発生しやすくなり、例えば磁壁ピニング効果の大きいＣｕリッチ相と磁壁ピニング効果の小さいＣｕリッチ相とが生じ、保磁力および角型比が低下しやすくなる。より好ましいＣｕ濃度は３５原子％以上、さらに好ましくは４０原子％以上である。
　ピニングサイトを外れた磁壁が移動すると、移動した分だけ磁化が反転してしまうため、磁化が低下する。外磁場を印加した際に、ある一定の磁場で一斉に磁壁がピニングサイトを外れれば、磁場の印加に対し、途中の磁場の印加により磁化が低下せず、良好な角型比が得られる。換言すると、磁場を印加した際に保磁力よりも低い磁場でピニングサイトを外れ、磁壁が移動してしまうと、移動した分だけ磁化が減少し、角型比の悪化につながると考えられる。角型比の悪化を抑制するためには、磁壁ピニング効果を大きくし、あるピニングサイトを仮に外れても別のピニングサイトで改めて磁壁のピニングを行い、磁化反転する領域を最小限に留めることが重要であると考えられる。
　あるピニングサイトを外れた磁壁に対して別のピニングサイトによるピニングを行うことを目的として、ピニングサイトであるＣｕリッチ相を密に生成したにも関わらず、角型比が改善されない場合がある。さらに、Ｃｕリッチ相を密に生成したにも関わらず、磁化が低下してしまうといった現象がある。上記磁化の低下の原因は、Ｃｕリッチ相が密に生成することによりセル相であるＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相の割合が小さくなったことが関係していると思われる。Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相は、Ｓｍ－Ｃｏ系永久磁石において磁化を担う相であり、このＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相の体積分率の低下が磁化の低下を引き起こすと考えられる。
　Ｃｕリッチ相を密に生成したにもかかわらず角型比が改善される場合とされない場合がある原因について詳細に調べたところ、Ｃｕリッチ相の生成形態に特徴があることを見出した。すなわち、Ｃｕリッチ相同士が交差または接触することにより角型比が良好になることを見出した。一方、Ｃｕリッチ相を密に生成しても角型比が良好でないサンプルは、Ｃｕリッチ相同士が交差または接触する箇所が少ない。
　上記Ｃｕリッチ相の形成形態の違いによる角型比の違いは、組織の違いによる磁壁の移動の違いを意味している。例えば、Ｃｕリッチ相同士が交差または接触し、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相をＣｕリッチ相が取り囲むことにより磁壁移動の抑制効果を高めることができる。一方、Ｃｕリッチ相同士が交差または接触しない場合、たとえ密に生成しても複数のＣｕリッチ相間を磁壁がすりぬけて移動してしまい、結果として角型比が低下してしまう。また、Ｃｕリッチ相同士の交点におけるＣｕ濃度は、Ｃｕリッチ相の他の領域のＣｕ濃度よりも高い場合があり、交点そのものが強固なピニングサイトとなると考えられる。
　本実施形態の永久磁石は、Ｃｕリッチ相同士の交点を有する。具体的には、Ｔｈ２Ｚｎ１７相におけるｃ軸を含む断面において、１μｍ四方の面積内に存在するＣｕリッチ相同士の交点数を１０点以上、好ましくは５００ｎｍ四方の面積内に存在するＣｕリッチ相同士の交点数を１５点以上とする。なお、Ｃｕリッチ相同士の交点数の上限は、特に限定されないが、例えば１２０点以下としてもよい。
　実際のサンプルにおいて、Ｃｕリッチ相同士の交点は、例えば以下のように認定される。
　まず、図２のマッピング結果において、Ｃｕリッチ相同士の交点と思われる個所を中心に直径１００ｎｍの円を描く。次に、目視により直径１００ｎｍの円内のＣｕリッチ相を見出す。このとき、直径１００ｎｍの円内に長手方向がそれぞれ異なる方向に延在する２以上のＣｕリッチ相があり、かつ２以上のＣｕリッチ相同士が接触または交差している場合には、接点または交点をＣｕリッチ相同士の交点と認定する。
　また、これに限定されず２以上のＣｕリッチ相が接触または交差していない場合であっても、例えば２以上のＣｕリッチ相のそれぞれにおける長手方向が非平行であり、仮に２以上のＣｕリッチ相の少なくとも一つを長手方向に延在させた場合に２以上のＣｕリッチ相同士が円内で接触または交差するのであれば、延在させた場合に発生する接点または交点をＣｕリッチ相同士の交点とみなす。
　さらに、上記Ｃｕリッチ相同士の交点数は、以下のように計数される。
　まず、サンプル中の任意の観察位置において１μｍ四方の面積内においてＣｕリッチ相同士の交点数を計数する。上記動作を同一サンプルにおいて観察位置を変えて７視野行い、最多の交点数の結果と最少の交点数の結果を除く５つの結果の平均を１μｍ四方の面積内に存在するＣｕリッチ相同士の交点数とみなす。
　なお、角型比は、以下のように定義される。まず、直流Ｂ－Ｈトレーサーにより室温における直流磁化特性を測定する。次に、測定結果から得られたＢ－Ｈ曲線より磁石の基本特性である残留磁化Ｍｒと保磁力ｉＨＣおよび最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを求める。このとき、Ｍｒを用いて理論最大値（ＢＨ）ｍａｘが下記式（１）により求められる。
（ＢＨ）ｍａｘ（理論値）＝Ｍｒ ２／４μ０・・・（１）
　角型比は、測定で得られる（ＢＨ）ｍａｘと（ＢＨ）ｍａｘ（理論値）の比により評価され、下記式（２）により求められる。
　（ＢＨ）ｍａｘ（実測値）／（ＢＨ）ｍａｘ（理論値）×１００・・・（２）
　なお、本実施形態の永久磁石は、例えばボンド磁石としても用いられる。例えば、特開２００８－２９１４８号公報または特開２００８－４３１７２号公報に開示されているような可変磁束ドライブシステムにおける可変磁石に本実施形態の磁石材料を用いることにより、システムの高効率化、小型化、低コスト化が可能となる。本実施形態の永久磁石を可変磁石として用いるためには時効処理条件を変更し、保磁力を１００ｋＡ／Ｍ以上３５０ｋＡ／Ｍ以下に収める必要がある。
＜永久磁石の製造方法＞
　次に、永久磁石の製造方法例について説明する。
　まず、永久磁石の合成に必要な所定の元素を含む合金粉末を調製する。例えば、ストリップキャスト法などでフレーク状の合金薄帯を作製し、その後合金薄帯を粉砕することにより合金粉末を調製することができる。ストリップキャスト法を用いた合金薄帯の作製では、周速０．１ｍ／秒以上２０ｍ／秒以下で回転する冷却ロールに合金溶湯を傾注することにより、厚さ１ｍｍ以下に連続的に凝固させた薄帯を作製することができる。周速が０．１ｍ／秒未満の場合、薄帯において組成のばらつきが生じやすい。また、周速が２０ｍ／秒を超える場合、結晶粒が単磁区サイズ以下に微細化してしまう等、磁気特性が低下するおそれがある。冷却ロールの周速は０．３ｍ／秒以上１５ｍ／秒以下、さらに好ましくは０．５ｍ／秒以上１２ｍ／秒以下である。また、アーク溶解や高周波溶解後に鋳造する等により得られた合金インゴットを粉砕することにより合金粉末を調製することもできる。また、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、還元拡散法などを用いて合金粉末を調製してもよい。
　さらに、上記合金粉末または粉砕前の合金の材料に対して熱処理を施すことにより該材料を均質化することが可能である。例えば、ジェットミル、ボールミルなどを用いて材料を粉砕することができる。なお、不活性ガス雰囲気もしくは有機溶媒中で材料を粉砕することにより粉末の酸化を防止することができる。
　粉砕後の粉末において、平均粒径が２μｍ以上５μｍ以下であり、かつ粒径が２μｍ以上１０μｍ以下の粉末の割合が粉末全体の８０％以上であると配向度が高くなり、また、保磁力が大きくなる。これを実現するためにはジェットミルによる粉砕が好ましい。
　例えば、ボールミルで粉砕する場合、粉末の平均粒径が２μｍ以上５μｍ以下であったとしても、粒径がサブミクロンレベルの微粉末が多量に含まれる。この微粉末が凝集するとプレス時の磁場配向中に磁化容易軸方向にＴｂＣｕ７相における結晶のｃ軸が揃いにくくなり、配向度が悪くなりやすい。また、このような微粉末は、焼結体中の酸化物の量を増大させ、保磁力を低下させるおそれがある。特に、Ｆｅ濃度が２３原子％以上の場合、粉砕後の粉末において、１０μｍ以上の粒径の粉末の割合が粉末全体の１０％以下であることが望ましい。Ｆｅ濃度が２３原子％以上の場合、原材料となるインゴット中における異相の量が増大する。この異相では、粉末の量が増大するだけでなく、粒径も大きくなる傾向にあり、粒径が２０μｍ以上になることがある。
　このようなインゴットを粉砕した際に例えば１５μｍ以上の粒径の粉末がそのまま異相の粉末となることがある。このような異相粗粉末を含んだ粉砕粉を磁場中でプレスし、焼結体とすると、異相が残存し、保磁力の低下、磁化の低下、角型性の低下等を引き起こす。角型性が低下すると着磁が難しくなる。特に、ロータなどへのアセンブリ後の着磁が困難となる。このように、１０μｍ以上の粒径の粉末を全体の１０％以下とすることにより２３原子％以上のＦｅを含む高いＦｅ濃度組成において角型比の低下を抑制しつつ保磁力を大きくすることができる。
　次に、電磁石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り結晶軸を配向させた圧粉体を製造する。さらにこの圧粉体を、１１００℃以上１２１０℃以下、１時間以上１５時間以下で焼結することにより緻密な焼結体が得られる。
　例えば、焼結温度が１１００℃未満の場合、生成される焼結体の密度が低くなりやすい。また、１２１０℃よりも高い場合、粉末中のＳｍが過剰に蒸発する等で磁気特性が低下するおそれがある。より好ましい焼結温度は１１５０℃以上１２０５℃以下であり、さらに好ましくは１１６５℃以上１１９５℃以下である。
　一方、焼結時間が１時間未満の場合、密度が不均一になりやすいため磁化が低下しやすく、さらに、焼結体の結晶粒径が小さくなり、かつ結晶粒界比率が高くなることにより、磁化が低下しやすい。また、焼結時間が１５時間を越えると粉末中のＲ元素の蒸発が過剰となり、磁気特性が低下するおそれがある。より好ましい焼結時間は２時間以上１３時間以下であり、さらに好ましくは４時間以上１０時間以下である。なお、真空中またはアルゴンガス（Ａｒ）中で熱処理を行うことにより酸化を抑制することができる。また、焼結温度近くになるまで真空を維持し、その後Ａｒ雰囲気に切り替え、等温維持することにより焼結体密度を向上させることができる。
　次に、得られた焼結体に対して、溶体化処理を施して結晶組織を制御する。例えば、１１００℃以上１１９０℃以下、３時間以上２８時間以下で溶体化処理を行うことにより、相分離組織の前駆体であるＴｂＣｕ７型結晶相が得られやすい。
　熱処理温度が１１００℃未満の場合および１１９０℃を超える場合、溶体化処理後の試料中に存在するＴｂＣｕ７型結晶相の割合が小さく、良好な磁気特性が得られにくい。熱処理温度は、好ましくは１１１０℃以上１１８０℃以下、さらに好ましくは１１２０℃以上１１７０℃以下である。
　また、熱処理時間が３時間未満の場合、構成相が不均一になりやすく、保磁力が低下しやすくなり、焼結体の結晶粒径が小さくなりやすく、結晶粒界比率が高くなり磁化が低下しやすい。また、熱処理温度が２８時間を超える場合、焼結体中のＲ元素が蒸発する等で磁気特性が低下するおそれがある。熱処理時間は、好ましくは４時間以上２４時間以下であり、さらに好ましくは１０時間以上１８時間以下である。
　なお、真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で溶体化処理を行うことにより粉末の酸化を抑制することができる。また、焼結と連続して溶体化処理を行ってもよい。
　さらに、等温保持後に急冷を行う。急冷を行うことにより、室温であってもＴｂＣｕ７型結晶相を維持させることができる。急冷速度を１７０℃／分以上とすることによりＴｂＣｕ７型結晶相が安定化させることができ保磁力が発現しやすくなる。例えば、冷却速度が１７０℃／分未満の場合、冷却中にＣｅ２Ｎｉ７型結晶相（２－７相）が生成されやすくなる。２－７相の存在により磁化が低下する場合があり、また、保磁力も低下する場合がある。２－７相はＣｕが濃化されていることが多く、これにより主相中のＣｕ濃度が低下し、時効処理による相分離が起きにくくなるためである。特にＦｅ濃度が２３原子％以上含む組成では冷却速度が重要となりやすい。
　次に、急冷後の焼結体に時効処理を行う。時効処理とは、金属組織を制御して磁石の保磁力を高める処理であり、磁石の金属組織を、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相やＣｕリッチ相等の複数の相に相分離させることを目的としている。ここでの時効処理は、予備時効処理と本時効処理に分けられる。例えば、予備時効処理では、５５０℃以上８５０℃以下で０．５時間以上１０時間以下保持した後、０．２℃／分以上５℃／分以下の冷却速度で２００℃以上４５０℃以下まで徐冷する。
　本時効処理温度よりも予備時効処理温度を一定温度以上低くすることにより、Ｃｕリッチ相の核生成頻度が上がり、Ｃｕリッチ相同士の交点の数を増やすことができるため、角型比を改善することができる。なお、予備時効処理温度が５５０℃よりも低いと、Ｃｕリッチ相の密度が高くなり、Ｃｕリッチ相の体積分率が大きくなり、さらに、Ｃｕリッチ相毎のＣｕ濃度が低くなる。これにより、かえって磁壁ピニング効果が低くなり、その後本時効処理を行っても保磁力が上がりにくくなってしまい、また、角型比の悪化や、磁化の低下等が起こる場合がある。これは元素の拡散挙動が関与していると考えられる。例えば、Ｃｕリッチ相の体積分率が高くなると磁化を担う相であるＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相の体積分率が減るため、磁化が低下する。また、予備時効温度が８５０℃よりも高くなると、角型比改善効果が小さくするおそれがある。より好ましい予備時効温度は５５０℃以上７５０℃以下であり、さらに好ましくは６００℃以上７１０℃以下である。
　また、上記時効処理では、予備時効処理温度と本時効処理温度の関係に注意しなければならない。予備時効処理温度を低くすることにより角型比がさらに改善されるが、保磁力を大きくすることが困難となる。保磁力低下の原因の一つとしては、本時効処理によりセル壁相が十分に形成されないことが考えられる。そこで、本実施形態では、本時効処理温度を上げて元素拡散を促成させる。具体的には予備時効処理温度と本時効処理温度の差を１３０℃以上に設定する。これにより、２３原子％以上のＦｅを含む組成においても、Ｃｕリッチ相同士の交点を多く有しながらＣｕリッチ相のＣｕ濃度を高くすることができる。例えば、１μｍ四方の面積内におけるＣｕリッチ相同士の交点数を１０点以上、より好ましくは１５点以上、さらに好ましくは２０点以上とすることができる。よって、良好な角型比、高保磁力、および高磁化を同時に実現することができる。好ましい予備時効処理温度と本時効処理温度との差は、１３０℃以上２５０℃以下であり、さらに好ましくは１３５℃以上１８０℃以下である。
　さらに、本時効処理では、７５０℃以上８８０℃以下で２時間以上８０時間以下保持した後、０．２℃／分以上２℃／分以下の冷却速度で３００℃以上６５０℃以下まで徐冷する。このとき、３００℃以上６５０℃以下で一定時間保持することにより保磁力を改善することもできる。このときの保持時間は１時間以上６時間以下が好ましい。
　なお、真空中またはアルゴン等の不活性ガス中で予備時効処理および本時効処理を行うことにより、焼結体の酸化を抑制することができる。
　以上により永久磁石を製造することができる。
（第２の実施形態）
　第１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。第１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。第１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、本実施形態の永久磁石を具備するモータと発電機について、図面を参照して説明する。図３は本実施形態における永久磁石モータを示す図である。図３に示す永久磁石モータ１では、ステータ（固定子）２内にロータ（回転子）３が配置されている。ロータ３の鉄心４中には、第１の実施形態の永久磁石である永久磁石５が配置されている。第１の実施形態の永久磁石を用いることにより、各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４は本実施形態による可変磁束モータを示す図である。図４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、第１の実施形態の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。
　第１の実施形態の永久磁石によれば、固定磁石１５に好適な保磁力を得ることができる。第１の実施形態の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１００ｋＡ／ｍ以上５００ｋＡ／ｍ以下の範囲に制御すればよい。なお、図４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のいずれにも第１の実施形態の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第１の実施形態の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５は本実施形態による発電機を示している。図５に示す発電機２１は、本実施形態の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。
　以上のように、第１の実施形態の永久磁石を発電機に適用することにより、高効率化、小型化、低コスト化等の効果が得られる。
　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。
　本実施例では、永久磁石の具体例について説明する。
（実施例１、実施例２）
　永久磁石に用いられる各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Ａｒガス雰囲気でアーク溶解して合金インゴットを作製した。上記合金インゴットを１１７５℃で１０時間保持して熱処理を行った後、合金インゴットに対して粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、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形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結炉チャンバ内に配置し、チャンバ内を真空状態にした後に１１８０℃まで昇温させそのまま１分間保持し、その後にＡｒガスを導入し、Ａｒ雰囲気中で１１９５℃まで昇温させ、その温度で４時間保持して本焼結を行った。
　本焼結工程に引き続いて、焼結体を１１６０℃で１０時間保持して溶体化処理を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を－２２０℃／分とした。次に溶体化処理後の焼結体を、予備時効処理として６７０℃で２時間保持した後に室温まで徐冷し、さらに本時効処理として８１５℃で４０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４２０℃まで徐冷し、その温度で１時間保持した。その後、室温まで炉冷することにより、磁石を得た。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。
　また、誘導結合発光プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ：ＩＣＰ）法により磁石の組成分析を実施した。なお、ＩＣＰ法による組成分析を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、粉砕した試料を一定量はかり取り、石英製ビーカに入れた。さらに、ビーカに混酸（硝酸と塩酸を含む酸）を入れ、ホットプレート上で１４０℃程度に加熱し、ビーカ中の試料を完全に溶解させた。さらに放冷した後、ポリエチルアクリレート（ＰＥＡ）製メスフラスコに移して定容し、試料溶液とした。さらに、ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法により上記試料溶液の含有成分の定量を行った。ＩＣＰ発光分光分析装置としては、エスアイアイ・ナノテクノロジー製、ＳＰＳ４０００を用いた。また、上記磁石の１μｍ四方の面積内に存在するＣｕリッチ相同士の交点数（Ｃｕリッチ相交点数）、Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度（Ｃｕリッチ相Ｃｕ濃度）、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（実施例３、実施例４、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。合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に１１６０℃、４時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに上記合金粉末を磁界中でプレス成形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結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度９．０×１０－３Ｐａの真空状態にした後に１１７０℃まで昇温させ、そのまま５分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１８５℃まで昇温し、そのまま６時間保持して本焼結を行った。次に、焼結体を１１２０℃で１２時間保持して溶体化処理を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を－２００℃／分とした。
　次に、溶体化処理後の焼結体を、表２に示すように予備時効処理として７０５℃で１時間保持した後に室温まで徐冷した。その後、本時効処理として８４０℃で２５時間保持し、３７０℃まで徐冷し、２時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。上記磁石の組成は表１に示す通りである。なお、他の実施例と同様に上記磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。また、上記磁石のＣｕリッチ相交点数、Ｃｕリッチ相Ｃｕ濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（実施例６）
　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。合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に１１８０℃、３時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに上記合金粉末を磁界中でプレス成形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結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度９．０×１０－３Ｐａの真空状態にした後に１１５５℃まで昇温させ、そのまま３０分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１９０℃まで昇温させ、そのまま３時間保持して本焼結を行った。次に、焼結体を１１３０℃で１６時間保持して溶体化処理を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を－１８０℃／分とした。
　次に、溶体化処理後の焼結体を、表２に示すように予備時効処理として７００℃で１．５時間保持した後に室温まで徐冷した。その後、本時効処理として８５０℃で３５時間保持し、３６０℃まで徐冷し、そのまま１．５時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。得られた磁石の組成は表１の通りである。なお、他の実施例と同様に上記磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。また、上記磁石のＣｕリッチ相交点数、Ｃｕリッチ相Ｃｕ濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（実施例７）
　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。合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に１１７０℃、１２時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに上記合金粉末を磁界中でプレス成形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結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度９．０×１０－３Ｐａの真空状態にした後に１１５５℃まで昇温させ、そのまま３０分間保持した後に、チャンバ内にＡｒガスを導入し、Ａｒ雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温させ、そのまま１０時間保持して本焼結を行った。次に、焼結体を１１２０℃で１６時間保持して溶体化処理を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を－２４０℃／分とした。
　次に、溶体化処理後の焼結体を、表２に示すように予備時効処理として６８０℃で３時間保持した後に室温まで徐冷した。その後、本時効処理として８２０℃で５０時間保持し、４００℃まで徐冷し、そのまま２時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。得られた磁石の組成は表１の通りである。なお、他の実施例と同様に上記磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。また、上記磁石のＣｕリッチ相交点数、Ｃｕリッチ相Ｃｕ濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（実施例８）
　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。上記合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に１１７０℃、６時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに、粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに上記合金粉末を磁界中でプレス成形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結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度９．０×１０－３Ｐａの真空状態にした後に１１６５℃まで昇温させ、そのまま１５分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１９５℃まで昇温させ、そのまま４時間保持して本焼結を行った。次に、焼結体を１１２５℃で１２時間保持して溶体化処理を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を－１８０℃／分とした。
　次に、液体化処理後の焼結体を、表２に示すように予備時効処理として６７５℃で４時間保持した後に室温まで徐冷した。その後、本時効処理として８３０℃で３５時間保持し、３５０℃まで徐冷し、そのまま２時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。なお、他の実施例と同様に上記磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。また、上記磁石のＣｕリッチ相交点数、Ｃｕリッチ相Ｃｕ濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（実施例９、実施例１０、実施例１１）
　実施例８と同組成の合金粉末を原料に用い、磁界中でプレス成形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、チャンバ内を真空度９．０×１０－３Ｐａの真空状態にした後に１１６５℃まで昇温させ、そのまま１５分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１９５℃まで昇温させ、そのまま４時間保持して本焼結を行った。
　次に、実施例８と同じ条件で溶体化処理を行った。さらに表２に示すように、実施例９では、予備時効処理として７００℃で４時間保持した後に室温まで徐冷し、実施例１０では、予備時効処理として６７０℃で４時間保持した後に室温まで徐冷し、実施例１１では、予備時効処理として６７５℃で４時間保持した後に室温まで徐冷した。その後、本時効処理として８３０℃で３５時間保持し、３５０℃まで徐冷し、そのまま２時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。得られた各磁石の組成は表１に示す通りである。なお、他の実施例と同様に上記各磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。また、上記各磁石のＣｕリッチ相交点数、Ｃｕリッチ相Ｃｕ濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（比較例１、比較例２）
　表１に示す組成を有する磁石を、実施例１および実施例２のそれぞれと同一の方法で作製した。上記各磁石のＣｕリッチ相交点数、Ｃｕリッチ相Ｃｕ濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（比較例３、比較例４、比較例５、比較例６）
　実施例８と同組成の合金粉末を原料に用い、磁界中でプレス成形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、チャンバ内を真空度９．０×１０－３Ｐａの真空状態にした後に１１６５℃まで昇温させ、そのまま１５分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１９５℃まで昇温させ、そのまま４時間保持して本焼結を行った。次に、実施例８と同じ条件で溶体化処理を行った。
　さらに表２に示すように、比較例３では、予備時効処理として７８０℃で４時間保持した後に室温まで徐冷し、その後、本時効処理として８３０℃で３５時間保持し、３５０℃まで徐冷し、そのまま２時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。
　また、表２に示すように、比較例４では、予備時効処理として６７５℃で４時間保持した後に室温まで徐冷し、その後、本時効処理として９００℃で３５時間保持し、３５０℃まで徐冷し、そのまま２時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。
　また、表２に示すように、比較例５では、予備時効処理として６７５℃で４時間保持した後に室温まで徐冷し、その後、本時効処理として７８０℃で３５時間保持し、３５０℃まで徐冷し、そのまま２時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。
　また、表２に示すように、比較例６では、予備時効処理として４５０℃で４時間保持した後に室温まで徐冷し、その後、本時効処理として８３０℃で３５時間保持し、３５０℃まで徐冷し、そのまま２時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。
　上記各磁石の組成は表１に示す通りである。なお、他の実施例と同様に上記磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。また、上記各磁石のＣｕリッチ相交点数、Ｃｕリッチ相Ｃｕ濃度、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
　表１ないし表３から明らかなように、実施例１ないし実施例７の永久磁石では、例えばＳｍ濃度が１２．７３％である比較例１の永久磁石やＺｒ濃度が４．８４％である比較例２の永久磁石よりもＣｕリッチ相のＣｕ濃度が高く、Ｃｕリッチ相同士の交点数が多く、いずれも良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、永久磁石を構成する各元素の量を調整することにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
　また、実施例８ないし実施例１１の永久磁石では、予備時効処理温度が７８０℃であり、かつ予備時効処理温度と本時効処理温度との温度差が５０℃である比較例３の永久磁石よりもＣｕリッチ相同士の交点数が多く、いずれも良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、予備時効処理温度、および予備時効処理温度と本時効処理温度との温度差を制御することにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
　また、実施例８ないし実施例１１の永久磁石では、例えば本時効処理温度が９００℃であり、予備時効処理温度と本時効処理温度との温度差が２２５℃である比較例４の永久磁石よりも、Ｃｕリッチ相同士の交点数が多く、いずれも良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、本時効処理温度、および予備時効処理温度と本時効処理温度との温度差を制御することにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
　また、実施例８ないし実施例１１の永久磁石では、例えば本時効処理温度が７８０℃であり、予備時効処理温度と本時効処理温度との温度差が１０５℃である比較例５の永久磁石よりも、Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度が高く、Ｃｕリッチ相同士の交点数が多く、いずれも良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、本時効処理温度、および予備時効処理温度と本時効処理温度との温度差を制御することにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
　また、実施例８ないし実施例１１の永久磁石では、例えば予備時効処理温度が４５０℃であり、予備時効処理温度と本時効処理温度との温度差が３８０℃である比較例６の永久磁石と比較してＣｕリッチ相のＣｕ濃度が高く、いずれも良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、予備時効処理温度、および予備時効処理温度と本時効処理温度との温度差を制御することにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
　以上のように、実施例１ないし実施例１１の永久磁石では、Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度が３０％以上と高く、Ｃｕリッチ相同士の交点数が１０以上と多く、Ｆｅ濃度が２３％以上の場合であっても、いずれも良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、実施例１ないし実施例１１の永久磁石は、磁石特性に優れていることが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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 (8)

  1. 　組成式：ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｔＣｏ１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｔ
    （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、ｐは１０．５≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２３≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦４．５原子％を満足する数、ｔは４．５≦ｔ≦１０．７原子％を満足する数である）
    で表される組成と、
    　Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相と前記Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相よりもＣｕ濃度が高いＣｕリッチ相とを含む金属組織とを具備する永久磁石であって、
    　前記Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相におけるｃ軸を含む断面において、１μｍ四方の面積内に存在する前記Ｃｕリッチ相同士の交点数が１０点以上である永久磁石。
  2. 　前記交点数が１２０点以下である、請求項１に記載の永久磁石。
  3. 　前記Ｃｕリッチ相中のＣｕ濃度が３０原子％以上である、請求項１に記載の永久磁石。 
  4. 　前記組成式における元素Ｒの総量の５０原子％以上がＳｍである、請求項１に記載の永久磁石。
  5. 　前記組成式における元素Ｍの５０原子％以上がＺｒである、請求項１に記載の永久磁石。
  6. 　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種の元素で置換されている、請求項１に記載の永久磁石。
  7. 　請求項１に記載の永久磁石を具備するモータ。
  8. 　請求項１に記載の永久磁石を具備する発電機。
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