JP2017168826A - 永久磁石、回転電機、及び車両 - Google Patents

Abstract

【課題】低速回転から高速回転までの可変速駆動を行う回転電機において、出力の低下を抑制する。【解決手段】永久磁石は、組成式：ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｔＣｏ１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｔで表される組成と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を有する主相と、主相を構成する結晶粒の間に設けられた粒界相と、を含む金属組織と、を具備する。主相は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を有するセル相と、セル相よりも高濃度のＣｕを含むＣｕリッチ相と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸を含む断面においてｃ軸に交差する方向に沿って延在し且つセル相よりも高濃度のＭ元素を含む複数のＭリッチプレートレット相と、を含む。断面において、セル相の直径は２００ｎｍ以上であり且つ複数のＭリッチプレートレット相の間隔は８０ｎｍ以下である。【選択図】図１

Description

実施形態の発明は、永久磁石、回転電機、及び車両に関する。

自動車や鉄道車両等の車両において、効率を高めるためにＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石を具備するモータや発電機などの回転電機を用いることが知られている。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、高い磁束密度を有する。よって、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石を回転電機に用いることにより高いトルクを得ることができる。

上記自動車や鉄道車両等の車両に用いられるモータでは、低速回転から高速回転までの可変速駆動が行われる。このとき、従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石を具備するモータでは、低速回転側において高いトルクが得られるが、高速回転側において誘導電圧（逆起電力）が発生することにより出力が低下する。

Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石等の永久磁石は、鎖交磁束が常に一定の強さで発生している。このとき、永久磁石による誘導電圧は回転速度に比例して高くなる。このため、高速回転において回転電機の電圧が電源電圧上限に達して出力に必要な電流が流れなくなる。その結果、出力が大幅に低下し、さらには高速回転の範囲で駆動できなくなる。

高速回転における誘導電圧の影響を抑制する方法としては、例えば弱め界磁制御法が挙げられる。弱め界磁制御法とは逆磁界を発生させて磁束密度を低下させ、鎖交磁束数を低下させる方法である。しかしながら、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石のような高い磁束密度を有する永久磁石では、高速回転時において十分に磁束密度を下げることができない。

特開２０１２−１７５７３８号公報

ＩＥＥＪ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ｉｎｄｕｓｔｒｙ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，２０１３，Ｖｏｌ．１３３，ＮＯ．９，ｐｐ.９４３−９５１

本発明で解決しようとするべき課題は、低速回転から高速回転までの可変速駆動を行う回転電機において、出力の低下を抑制することである。

実施形態の永久磁石は、組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｔＣｏ_{１００−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つの元素、ＭはＺｒ、Ｔｉ、及びＨｆからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素、ｐは１０．５≦ｐ≦１２．４原子％を満足する数、ｑは２６≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦４．３原子％を満足する数、ｔは３．５≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）で表される組成と、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有する主相と、主相を構成する結晶粒の間に設けられた粒界相と、を含む金属組織と、を具備する。主相は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有するセル相と、セル相よりも高濃度のＣｕを含むＣｕリッチ相と、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のｃ軸を含む断面においてｃ軸に交差する方向に沿って延在し且つセル相よりも高濃度のＭ元素を含む複数のＭリッチプレートレット相と、を含む。断面において、セル相の直径は２００ｎｍ以上であり且つ複数のＭリッチプレートレット相の間隔は８０ｎｍ以下である。

本実施形態の永久磁石の磁気特性例を示す図である。 比較例の永久磁石の磁気特性例を示す図である。 永久磁石の構造例を示す断面模式図である。 ＳＴＥＭ観察による明視野像の一例を示す図である。 ＴＥＭ像から銅リッチ相の平均間隔を測定するための銅濃度の線分析の様子を示す図である。 図５に示す銅濃度の線分析結果の一例を示す図である。 図６に示す銅濃度の線分析結果の濃度差を強調した図である。 モータを示す図である。 発電機を示す図である。 車両の構成例を示す模式図である。 車両の構成例を示す模式図である。

以下、実施形態について、図面を参照して説明する。なお、図面は模式的なものであり、例えば厚さと平面寸法との関係、各層の厚さの比率等は現実のものとは異なる場合がある。また、実施形態において、実質的に同一の構成要素には同一の符号を付し説明を省略する。

（第１の実施形態）
本実施形態では、低速から高速までの可変速駆動を行う回転電機に適用可能な永久磁石の例について説明する。

図１は本実施形態の永久磁石の磁気特性例を示す図であり、図２は比較例の永久磁石の磁気特性例を示す図である。なお、図１及び図２において、横軸は磁場Ｈを表し、縦軸は磁束密度Ｂ又は磁化Ｍを表す。

図１に示す曲線１ａは本実施形態の永久磁石のＭ−Ｈ曲線を示し、曲線１ｂは本実施形態の永久磁石のＢ−Ｈ曲線を示す。本実施形態の永久磁石は、Ｂ−Ｈ曲線において高磁化を有する。また、弱め界磁制御法により逆磁界を加えたとき、Ｂ−Ｈ曲線上の動作点ａから動作点ｂに変化する際の磁化減少幅が大きい。すなわち、本実施形態の永久磁石ではＢ−Ｈ曲線上のリコイル透磁率が高い。

リコイル透磁率は以下のように定義される。着磁機やパルス磁界により焼結体磁石を着磁させる。この磁石に対し磁化測定を行い、Ｂ−Ｈ曲線を得る。このＢ−Ｈ曲線に対して線形フィットを行うことにより傾きを求める。この傾きを真空の透磁率１．２６×１０^−６で割った値をリコイル透磁率とする。

また、本実施形態の永久磁石は、Ｂ−Ｈ曲線上においてクニック点が生じない特性を有する。クニック点とは、外部磁場により磁束密度を低下させたときに傾きが変化して急激に磁束密度が減少する変化点のことである。

図２に示す曲線２ａはネオジム焼結磁石のＭ−Ｈ曲線を示し、曲線２ｂはネオジム焼結磁石のＢ−Ｈ曲線を示す。ネオジム焼結磁石の場合、図２に示すように動作点ａから動作点ｂに変化する際の磁化減少幅が本実施形態の永久磁石よりも小さい。すなわち、ネオジム焼結磁石では、弱め界磁制御法を用いても磁束密度を下げることが困難である。弱め界磁では、弱め界磁電流による磁束で磁石磁束を打ち消す。しかし、弱め界磁電流による磁束及び磁石磁束のそれぞれの空間波形が互いに異なる。このため、空間基本波成分の磁束を打ち消すことができても、空間高調波成分は打ち消されず、場合によっては拡大する。

空間高調波成分は、高速回転時における鉄損及び磁石渦電流損の原因となっている。さらに、磁石渦電流損によって磁石温度が上昇し、熱減磁が生じやすくなる。特に、埋め込み磁石型では、磁石磁束が矩形波に近く、多くの空間高調波を含む。また、ギャップ長が短いためにスロットリップル成分の空間高調波が大きいため、問題が大きい。打ち消せずに残った低次の空間高調波がスロットリップルで変調されて高次の空間高調波となっていることが理由の一つと考えられる。

磁束密度を低くする方法としては、例えばボンド磁石を用いることが考えられる。図２の曲線３ａはネオジムボンド磁石のＭ−Ｈ曲線を示す図であり、曲線３ｂはネオジムボンド磁石のＢ−Ｈ曲線を示す図である。ネオジムボンド磁石は、図２に示すようにネオジム焼結磁石よりも動作点ａから動作点ｂに変化する際の磁化減少幅が大きい、すなわちリコイル透磁率が高い。しかしながら、残留磁化が低く、保磁力Ｈｃｊが小さくなるため、当該磁石を具備する回転電機で低速から高速までの可変速駆動を行う場合、低速回転において高いトルクを得ることが困難となる。

ネオジムボンド磁石の他にも、リコイル透磁率の高い磁石としては、例えば不完全着磁状態のＡｌ−Ｎｉ−Ｃｏ系磁石が挙げられる。しかしながら、不完全着磁状態のＡｌ−Ｎｉ−Ｃｏ系磁石もネオジムボンド磁石と同様に残留磁化が小さいため、低速回転で高いトルクを得ることが困難である。また、ネオジム磁石やサマリウム磁石は磁化が高く、高トルクが得られるが、これらの磁石のリコイル透磁率は一般的に１程度であり、リコイル透磁率が大きな特性を得ることが難しい。

これに対し、本実施形態の永久磁石において、残留磁化は１．１６Ｔ以上であり、Ｍ−Ｈ曲線上の保磁力Ｈｃｊは１０００ｋＡ／ｍ以上であり、リコイル透磁率は１．１５以上である。残留磁化は１．２Ｔ以上であることがより好ましい。保磁力Ｈｃｊは１２００ｋＡ／ｍ以上であることがより好ましい。リコイル透磁率は１．２以上であることがより好ましい。このように、本実施形態の永久磁石は、高磁化及び高保磁力に加え、高いリコイル透磁率を有する。よって、低速から高速までの可変速駆動を行う回転電機において、出力の低下を抑制することができる。

上記回転電機では、磁極を回転子鉄心内に複数個配置して回転子を設ける。また、回転子の外周にエアギャップを介して固定子を配置する。さらに、固定子に電機子巻き線を設ける。上記電機子巻き線が作る磁界により回転子の磁極を構成する永久磁石の磁束量を可逆的に変化させることができる。しかしながら、２種以上の磁石を必要とするため構造が複雑になり、また、製造工程数も増えるという問題がある。

これに対し、本実施形態の永久磁石は、一つの磁石で高磁化と、高いリコイル透磁率との両方の特性を有しているため、回転電機の構造を簡略にすることができ、製造工程数の増加を抑制することができる。

上記永久磁石は低保磁力成分を含むためリコイル透磁率が大きい。また、Ｂ−Ｈ曲線上の保磁力Ｈｃｂが８００ｋＡ／ｍ以下である。しかし、高保磁力成分も含むため、図１に示すようにＢ−Ｈ曲線上のクニック点は１０００ｋＡ／ｍを超える高磁場側においても生じず、減磁が起きにくい。Ｂ−Ｈ曲線においてクニック点が生じさせないためにはＭ−Ｈ曲線上の保磁力Ｈｃｊが１０００ｋＡ／ｍ以上であることが好ましい。さらに、本実施形態の永久磁石において、保磁力Ｈｃｊに対する、磁化が残留磁化の９０％のときの磁場Ｈｋ９０の比が７０以下である。このように、本実施形態の永久磁石は、良好な角型比を有する。

次に、上記特性を有する本実施形態の永久磁石の構造例について説明する。本実施形態の永久磁石は、組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｔＣｏ_{１００−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つの元素、ＭはＺｒ、Ｔｉ、及びＨｆからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素、ｐは１０．５≦ｐ≦１２．４原子％を満足する数、ｑは２６≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦３．５原子％を満足する数、ｔは３．５≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）で表される組成を備える焼結体を具備する。

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つ又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、さらには９０％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の濃度を、例えば１０．５原子％以上１２．４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１２．４原子％を超える場合、飽和磁化が低下する。Ｒ元素として適用可能な元素の濃度は、１０．９原子％以上１２．１原子％以下、さらには１１．０原子％以上１２．０原子％以下であることがより好ましい。

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）、及びハフニウム（Ｈｆ）からなる群より選ばれる１つ又は複数の元素が用いられる。Ｍ元素の含有量ｒが４．３原子％を超えると、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くなる。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、０．８８原子％以上３．５原子％以下であることが好ましい。元素Ｍの含有量ｒは、１．１４原子％以上３．４原子％以下であることがより好ましく、さらに１．４９原子％よりも大きく２．２４原子％以下、さらには１．５５原子％以上２．２３原子％以下であることが好ましい。

Ｍ元素は、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とすることによって、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、例えば３．５原子％以上１３．５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、３．９原子％以上１０．０原子％以下であることがより好ましく、さらに４．１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、２６原子％以上４０原子％以下であることが好ましい。Ｆｅの含有量ｑは、２７原子％以上３６原子％以下であることがより好ましく、さらに３０原子％以上３３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ことができる。Ｃｏの配合量が少ないとこれらの効果が小さくなる。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。また、Ｃｏの２０原子％以下をＮｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗからなる群より選ばれる１つ又は複数の元素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。

図３は、本実施形態の永久磁石の構造例を示す断面模式図である。図３では、永久磁石の断面の一部を示している。本実施形態の永久磁石は、六方晶系のＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相（２−１７型結晶相）を有する結晶粒１１と、結晶粒１１の間に設けられた粒界相１２と、を含む２次元の金属組織を具備する。結晶粒１１は永久磁石の主相（永久磁石中の各結晶相及び非晶質相のうち、最も体積占有率が高い相）を構成する。

金属組織は、２−１７型結晶相を有するセル相と、六方晶系のＣａＣｕ_５型結晶相（１−５型結晶相）を有するＣｕリッチ相と、Ｍリッチプレートレット相と、を含む。セル相のＦｅ濃度は、例えば２６原子％以上であることが好ましい。

Ｃｕリッチ相は、セル相を囲むように形成されることが好ましい。上記構造をセル構造ともいう。また、Ｃｕリッチ相にはセル相を分断するセル壁相も含まれる。Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のｃ軸は磁化容易軸と平行に存在していることが好ましい。なお、平行とは、平行方向から±１０度以内の状態（略平行）を含んでいてもよい。

Ｃｕリッチ相は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相よりも高濃度のＣｕを含む相である。Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度は、例えばＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のＣｕ濃度の１．５倍以上１５倍以下であることが好ましい。Ｃｕリッチ相は、例えばＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相におけるｃ軸を含む断面において、線状又は板状に存在する。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ＣａＣｕ_５型結晶相（１−５型結晶相）等が挙げられる。また、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。

Ｃｕリッチ相の磁壁エネルギーは、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７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。特に、セル構造を形成することにより、磁壁移動の抑制効果が高まる。これを磁壁ピニング効果ともいう。よって、セル相を囲むようにＣｕリッチ相が形成されることがより好ましい。このような構造の永久磁石をピニング型の永久磁石ともいう。

２６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、３５原子％以上６０原子％以下であることが好ましい。Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度を高めることにより保磁力や角型比を高くすることができる。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が大きいＣｕリッチ相と磁壁ピニング効果が小さいＣｕリッチ相とが生じ、保磁力及び角型比が低下する。

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、磁場の印加により磁化が低下しにくくなり、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。

Ｍリッチプレートレット相は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相よりも高濃度のＺｒ等のＭ元素を含む相であり、例えばＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のｃ軸に垂直に交差する方向に沿って延在する。例えば、プレートレット相のＺｒ濃度がＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相よりも高い場合、該プレートレット相をＺｒリッチプレートレット相ともいう。

Ｍリッチプレートレット相のＭ元素濃度は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のＭ元素濃度の１．２倍以上５倍以下であることが好ましい。Ｍリッチプレートレット相のＭ元素濃度は、例えば６原子％以上２０原子％以下であることが好ましい。

上記に示すように、本実施形態の永久磁石は、希土類元素を少なくとも含む組成を有する。上記磁石は、キュリー点が高いため、高温で良好な回転電機特性を実現することが可能である。また、ネオジム磁石がニュークリエーション型の永久磁石であるのに対し、上記磁石はピニング型の永久磁石である。ネオジム磁石では逆軸が発生すると一斉に磁壁が反転する。一方、本実施形態の永久磁石ではＣｕリッチ相により磁壁移動が抑制され、ピニングサイトを外れることにより磁壁の移動（磁化反転）が進む。換言すると、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相、Ｃｕリッチ相、及びＭリッチプレートレット相によって構成されるセル構造のサイズや各相の組成により磁壁移動を抑制することができる。

セル構造は、Ｒ元素の濃度が高いと緻密になり、低いと粗くなる。また、同一組成の焼結体で比較するとセル構造が緻密である試料ではセル壁相の体積分率が高くなり、粗い試料では低くなる。また、セル壁相におけるＣｕ濃度を比較すると、セル構造が緻密なほどＣｕ濃度が低くなる。

Ｃｕリッチ相は磁壁のピニング力に影響し、Ｃｕ濃度が低いとピニング力が弱く、保磁力が小さくなる。一方、セル組織が粗くＣｕリッチ相におけるＣｕ濃度が高い場合、Ｃｕリッチ相一つ一つのピニング力が高いため保磁力は大きくなる。２種以上の異なる特性を一つの焼結体で実現することができれば、一つの磁石で磁壁が移動しやすい（磁化反転しやすい）場所と磁化反転が起こりにくい場所が存在し、保磁力の分布を生じさせることができる。その結果、磁化曲線の傾きが急峻となり、リコイル透磁率が大きくなる。さらに、保磁力が大きいためクニック点は高磁場側に存在し、大きな磁界を印加しても不可逆減磁が生じない。

永久磁石の組成は、例えばＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）発光分光分析法、ＳＥＭ−ＥＤＸ（走査電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分光法：ＳＥＭ−Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）、ＴＥＭ−ＥＤＸ（透過電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分光法：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ−ＥＤＸ）等により測定される。各相の体積比率は、電子顕微鏡や光学顕微鏡による観察とＸ線回折等とを併用して総合的に判断されるが、永久磁石の断面を撮影した電子顕微鏡写真の面積分析法により求めることができる。永久磁石の断面は、試料の最大面積を有する表面の実質的に中央部の断面を用いるものとする。

Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相、Ｃｕリッチ相、Ｍリッチプレートレット相等の金属組織は、例えば以下のように認定される。まず、ＳＴＥＭによるサンプルの観察を行う。このとき、ＳＥＭによりサンプルを観察することにより、粒界相の場所を特定し、収束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）を用いて粒界相が視野に入るようにサンプルを加工することにより観察効率を高めることができる。上記サンプルは、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。観察条件は、例えば加速電圧２００ｋＶ、測定面積３０μｍ×３０μｍとする。

次に、サンプルにおける各元素の濃度を例えばＳＴＥＭを利用したエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＳＴＥＭ−Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＴＥＭ−ＥＤＸ）を用いて測定する。

ＳＴＥＭ−ＥＤＸにより各元素の濃度を測定する際、サンプルの表面の１ｍｍ以上内部から測定用の試料を切り出す。また、磁化容易軸（ｃ軸）に平行な面に対し、１００ｋ倍の観察倍率で観察する。次に、同視野での各元素のマッピングを行い、それぞれの相を特定し、相内の各元素の濃度を測定する。

図４は、本実施形態の永久磁石のＳＴＥＭ観察により得られる明視野像を示す図である。図４に示す明視野像は、セル相４と、Ｃｕリッチ相５と、Ｍリッチプレートレット相６と、を有する。図４において、Ｍリッチプレートレット相６は、Ｃｕリッチ相５に交差しているがこれに限定されない。また、図４において、複数のＭリッチプレートレット相６は、互いに平行又は略平行に存在する。

Ｓｍ−Ｃｏ系永久磁石において、上記残留磁化、保磁力、リコイル透磁率等の値を得るためにはセル構造を制御することが重要である。例えば、セル相の直径が大きくなると、Ｃｕリッチ相の間隔が大きくなり、磁化反転が起こりやすくなる。また、高Ｆｅ濃度のＳｍ−Ｃｏ系磁石では、よって、リコイル透磁率が高くなるが保磁力等が低下しやすい。

Ｍリッチプレートレット相が存在するとセル相の直径が小さくなりやすい。一方で、Ｍリッチプレートレット相は、磁壁ピニングサイトとしても機能するため、金属組織中に存在することが好ましい。

本実施形態の永久磁石では、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のｃ軸を含む断面において、セル相の直径は２００ｎｍ以上であり且つ複数のＭリッチプレートレット相の間隔は８０ｎｍ以下である。

セル相の直径が２００ｎｍ未満であると磁化反転が起こりにくくなるが、リコイル透磁率が低下する。Ｍリッチプレートレット相の間隔が８０ｎｍ超であるとセル構造が得られにくい。セル相の直径とＭリッチプレートレット相の間隔とを上記範囲に制御することにより上記残留磁化、保磁力、リコイル透磁率等の特性を高めることができる。

セル相の直径は、例えば以下のように求められる。本実施形態では、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄをセル相の直径とみなす。そこで、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄの求め方の具体例を以下に示す。

（１）断面観察ステップ
まず、永久磁石（時効処理後の磁場配向した焼結体）の２−１７型結晶相のｃ軸を含む断面をＴＥＭにより観察する。得られた断面において、コントラストが均一な部分が２−１７型結晶相（セル相）であり、その間に存在する板状の部分がＣｕリッチ相である。

（２）組成線分析ステップ
次に、永久磁石の断面観察結果であるＴＥＭ像の組成線分析を行う。図５にＴＥＭ像の組成線分析の様子を示す。なお、図５は本実施形態に係る組織とは異なるＴＥＭ像を示しているが、これは以下の組成線分析ステップを説明するために便宜的に示しているものであり、本発明を何等限定するものではない。まず、ＴＥＭ像の第１の方向に等間隔で線分析（Ｌａ１〜Ｌａｎ）を行う。線分析は等間隔で平行に実施する。線分析の間隔は３０〜５０ｎｍとする。次いで、同一のＴＥＭ像において、第１の方向に対して直交する第２の方向に等間隔で線分析（Ｌｂ１〜Ｌｂｎ）を行う。この際の線分析も３０〜５０ｎｍの等間隔で平行に実施する。図５において、線分析（平行線）の間隔は５０ｎｍとしている。

（３）Ｃｕリッチ相の位置特定ステップ
次に、ＴＥＭ像の各線分析結果（Ｌａ１〜Ｌａｎ及びＬｂ１〜Ｌｂｎ）からＣｕ濃度を求める。図６に線分析Ｌａ４によるＣｕ濃度の測定結果を示す。さらに、Ｃｕ濃度の差を明確化するために、線分析で得られたＣｕ濃度を２乗〜１６乗し、その値をグラフ化して平均値を求める。図７に図６のＣｕ濃度を４乗したデータをプロットしたグラフを示す。図中、実線は各点のＣｕ濃度のデータ値（４乗値）であり、点線はその平均値を２倍した値である。図７において、Ｃｕ濃度のデータ値（Ｃｕ濃度の４乗値）が平均値の２倍値より連続して多い部分の幅が２ｎｍ以上である領域をＣｕリッチ相と見なし、その領域におけるＣｕ濃度のデータ値が最大の位置をＣｕリッチ相の中心位置と見なす。

（４）Ｃｕリッチ相の平均間隔の測定ステップ
ステップ３で特定したＣｕリッチ相の中心位置間の距離（Ｃｕ濃度が最大値を示すピーク間の距離／図７のｄ１、ｄ２…ｄｎ）を、それぞれＣｕリッチ相間の距離と見なして測定する。１回の組成線分析におけるＣｕリッチ相間の距離ｄａ１は、各ピーク間距離ｄ１、ｄ２…ｄｎの平均値として求められる。このような相間距離の測定を全線分析結果に対して実施し、各線分析結果の相間距離（ｄａ１〜ｄａｎ及びｄｂ１〜ｄｂｎ）の平均値を求める。この相間距離の平均値［（ｄａ１＋ｄａ２…＋ｄａｎ＋ｄｂ１＋ｄｂ２…＋ｄｂｎ）／２ｎ］を、Ｃｕリッチ相間の平均距離（Ｃｕリッチ相の平均間隔）ｄと定義する。
そして、このＣｕリッチ相間の平均距離（Ｃｕリッチ相の平均間隔）ｄを、セル相の直径とみなす。

上記Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄの求め方と同様に、Ｍリッチプレートレット相の平均間隔は、（１）断面観察ステップ、（２）組成線分析ステップ、（３）Ｍリッチプレートレット相の位置特定ステップ、（４）Ｍリッチプレートレット相の平均間隔の測定ステップにより求められる。（１）断面観察ステップ及び（２）組成線分析ステップについては、上記Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄの求め方と同じである。

（３）Ｍリッチプレートレット相の位置特定ステップでは、ＴＥＭ像の各線分析結果（Ｌａ１〜Ｌａｎ及びＬｂ１〜Ｌｂｎ）からＭ元素濃度を求める。さらに、Ｍ元素濃度の差を明確化するために、線分析で得られたＭ元素濃度を２乗〜１６乗し、その値をグラフ化して平均値を求める。Ｍ元素のデータ値（例えばＭ濃度の４乗値）が平均値の２倍値より連続して多い部分の幅が２ｎｍ以上である領域をＭリッチプレートレット相と見なし、その領域におけるＭ元素濃度のデータ値が最大の位置をＭリッチプレートレット相の中心位置とみなす。

（４）Ｍリッチプレートレット相の平均間隔の測定ステップでは、位置特定ステップで特定したＭリッチプレートレット相の中心位置間の距離（Ｍ元素濃度が最大値を示すピーク間の距離）を、それぞれＭリッチプレートレット相間の距離と見なして測定する。１回の組成線分析におけるＭリッチプレートレット相間の距離は、各ピーク間距離の平均値として求められる。このような相間距離の測定を全線分析結果に対して実施し、各線分析結果の相間距離の平均値を求める。この相間距離の平均値を、Ｍリッチプレートレット相間の平均距離（Ｍリッチプレートレット相の平均間隔）と定義する。

なお、各相の元素の濃度測定には、三次元アトムプローブ（３−Ｄｉｍｅｎｓｉｏｎ Ａｔｏｍ Ｐｒｏｂｅ：３ＤＡＰ）を用いてもよい。３ＤＡＰを用いた分析法とは、電圧を印加することにより観察試料を電界蒸発させ、電界蒸発されたイオンを二次元検出器により検出することにより原子配列を特定する分析法である。二次元検出器に到達するまでの飛行時間からイオン種が同定され、個々に検出されたイオンを深さ方向に連続的に検出し、検出された順番にイオンを並べる（再構築する）ことにより、三次元の原子分布が得られる。ＴＥＭ−ＥＤＸの濃度測定と比べて、各結晶相内の各元素濃度をより正確に測定することができる。

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。

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の基準線及び第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の基準線及び第２の基準線でそれぞれ４本の合計８本となり、測定箇所は表面部及び内部でそれぞれ８箇所となる。本実施形態において、表面部及び内部でそれぞれ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、少なくとも表面部及び内部でそれぞれ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及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、濃度測定におけるＴＥＭ−ＥＤＸの観察箇所は、各相内の任意の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。

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Ｍ_ｒと保磁力Ｈｃｊ及び最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを求める。このとき、Ｍ_ｒ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）＝Ｍ_ｒ ^２／４μ_０・・・（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）

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。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。

例えば、アーク溶解法や高周波溶解法による溶湯を鋳造して得られた合金インゴットを粉砕することにより合金粉末を調製することができる。合金粉末は、組成が異なる複数の粉末を混ぜ合わせて所望の組成としてもよい。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。ストリップキャスト法を用いた合金薄帯の作製では、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。例えば、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、結晶粒が微細化しすぎてしまう等、磁気特性が低下する場合がある。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。

さらに、上記合金粉末又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ＴｂＣｕ_７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２６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２６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２６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、焼結を行う。焼結では、上記圧粉体に対し、１１８０℃以上１２２０℃以下の温度で、１時間以上１５時間以下保持することにより熱処理を行う。例えば、保持温度が１１８０℃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、１２２０℃よりも高い場合、粉末中のＳｍ等のＲ元素が過剰に蒸発する等で磁気特性が低下する場合がある。より好ましい保持温度は１１９０℃以上１２１０℃以下である。一方、保持時間が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、かつ粒界相比率が高くなることにより、磁化が低下しやすい。また、保持時間が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。より好ましい保持時間は２時間以上１３時間以下であり、さらに好ましくは３時間以上１０時間以下である。なお、真空中又はアルゴンガス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、保持温度近くになるまで、例えば１１００℃以上１２００℃以下になるまで真空を維持し、その後Ａｒ雰囲気に切り替え、等温保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、溶体化処理を行う。溶体化処理は、相分離組織の前駆体となるＴｂＣｕ_７型結晶相（１−７型結晶相）を形成する処理である。溶体化処理では、１０９０℃以上１１３０℃未満の温度で、３時間以上２８時間以下保持することにより熱処理を行う。

溶体化処理時における保持温度が１０９０℃未満の場合及び１１３０℃以上の場合、溶体化処理後の試料中に存在するＴｂＣｕ_７型結晶相の割合が小さく、磁気特性が低下するおそれがある。保持温度は、好ましくは１１００℃以上１１２０℃以下である。また、溶体化処理時における保持時間が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、金属組織の結晶粒径が小さくなりやすく、粒界相比率が高くなり磁化が低下しやすい。また、溶体化処理時における保持温度が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。保持時間は、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１１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。

さらに、等温保持後に急冷を行う。例えば、冷却速度を１７０℃／分以上として室温まで急冷を行うことにより、ＴｂＣｕ_７型結晶相を安定化させることができ保磁力が発現しやすくなる。冷却速度が１７０℃／分未満の場合、冷却中にＣｅ_２Ｎｉ_７型結晶相（２−７型結晶相）が生成されやすくなる。２−７型結晶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型結晶相は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濃度を２６原子％以上含む組成では冷却速度が重要となりやすい。

焼結と溶体化処理との間に高質化処理を行ってもよい。高質化処理は、金属組織、特にマクロ組織を制御する処理である。高質化処理では、例えば焼結時の熱処理温度よりも１０℃以上低い温度で、かつ溶体化処理時の熱処理温度よりも１０℃以上高い温度で、２時間以上１２時間以下保持することにより熱処理を行う。焼結時の熱処理温度よりも１０℃以上低い温度で熱処理を行わない場合、焼結中に生成した液相由来の異相を十分に除去できない。この異相の配向性は低いことが多く、当該異相が存在すると結晶粒の結晶方位が磁化容易軸に対してずれやすくなり、角型比が低下するだけでなく磁化も低下しやすい。また、溶体化処理では、温度が低く、元素拡散速度の観点から焼結中に生じた異相を十分に除去することは困難である。また、粒成長速度も遅く、十分な結晶粒径を得ることができない可能性があり、角型比の改善が望めない。これに対し、溶体化処理時の保持温度よりも１０℃以上高くして高質化処理を行うことにより、上記異相を十分に除去し、主相を構成する結晶粒を大きくすることができる。

高質化処理時の保持温度は、例えば１１８０℃以上１２１０℃以下であることが好ましい。１１８０℃未満の場合及び１２１０℃を超える場合、角型比が低下する場合がある。また、熱処理時間が２時間未満の場合、拡散が不十分であり、異相が十分に除去されず、角型比改善の効果が小さい。また、１２時間を超える場合、Ｓｍ等のＲ元素が蒸発して良好な磁気特性が得られないおそれがある。なお、高質化処理における熱処理時間は４時間以上１０時間以下であることがより好ましく、さらに６時間以上８時間以下であることが好ましい。また、酸化防止のために真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で高質化処理を行うことが好ましい。

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、磁石の金属組織を複数の相に相分離させることを目的としている。

一般的なＳｍ−Ｃｏ系磁石では、Ｍリッチプレートレット相が析出し、その後ＴｂＣｕ_７型結晶相がＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相やＣｕリッチ相等の複数の相に相分離するといわれている。このとき、Ｍリッチプレートレット相は、ＴｂＣｕ_７型結晶相との粒界面における元素拡散パスとして働くとされており、保磁力を得るために有効な相であるといわれている。しかしながら、Ｍリッチプレートレット相の析出は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相と格子整合しないおそれがある。格子不整合部があると磁化反転核が形成されやすくなり、保磁力の低下や角型比の悪化の原因となる。これに対し、Ｍリッチプレートレット相とＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相とのひずみを緩和させるような相（緩和相）を生成させることができれば、保磁力や角型比が改善される可能性が高い。しかしながら、上記緩和相を生成するためには、Ｍリッチプレートレット相に先だってＣｕリッチ相を生成させる必要がある。

本実施形態では、溶体化処理の後、時効処理を予備時効処理と本時効処理に分け、予備時効処理において保持温度や時間、又は保持後の徐冷速度を厳密に制御する。

予備時効処理では、従来よりも高温での保持を行いＣｕリッチ相等の核生成を促す。予備時効処理では、８００℃以上８５０℃以下の温度で１時間以上４時間以下保持する。保持温度が８５０℃よりも高い場合、セル構造が得られず、角型比が低下しやすい。Ｍリッチプレートレット相の間隔も保持温度が高くなるほど広くなる。また、保持温度が８００℃未満の場合、セル構造が緻密になり十分な大きさのセル相が得られずリコイル透磁率を高くすることが困難である。予備時効処理における保持温度は、例えば８２０℃以上８４０℃以下であることがより好ましい。保持時間が１時間未満の場合、セル構造が不十分となり、保磁力の発現が困難となる。また、保持時間が４時間よりも長い場合、セル壁相が過剰に厚くなり、角型比が劣化する可能性がある。

その後本時効処理を従来よりも高い温度で行うことにより、相分離を促すことができる。本時効処理では、１０℃／分以上１５℃／分以下の昇温速度で８６０℃以上９００℃以下の温度まで昇温し、到達温度で１５時間以上６０時間以下保持（第１の保持）する。次に、０．２℃／分以上０．８℃／分以下の冷却速度で３５０℃以上６５０℃以下の温度まで徐冷を行った後、その到達温度で０．５時間以上８時間以下保持（第２の保持）することにより、熱処理を行う。その後、室温まで冷却する。以上により焼結体磁石を得ることができる。

昇温速度が１０℃／分未満の場合、明瞭なセル構造が得られず、保磁力が十分に得られなくなる。昇温速度が１５℃／分よりも高い場合、セル壁相の核生成が増加し、セル構造が緻密になる。よって、セル相の大きさが不十分でありリコイル透磁率を高くすることが困難になる。

第１の保持温度が８６０℃未満であると、セル構造が緻密になり、十分な大きさのセル相が得られにくくなる。第１の保持温度が９００℃よりも高いと、明瞭なセル構造が得られず、保磁力が十分に得られなくなる。第１の保持温度は、例えば８７０℃以上８９０℃以下であることがより好ましい。

徐冷時の冷却速度が０．２℃／分未満の場合、セル壁相が過剰に厚くなり、磁化が減少しやすい。また、２．０℃／分を超える場合、セル相とセル壁相とのＣｕ濃度の差が十分に得られず、保磁力が低下し易い。徐冷時の冷却速度は、例えば０．４℃／分以上１．５℃／分以下、さらには０．５℃／分以上１．３℃／分以下であることがより好ましい。また、３５０℃未満まで徐冷する場合、上述したような低温異相が生成され易い。また、６５０℃を超える温度まで徐冷する場合、Ｃｕリッチ相でのＣｕ濃度が十分に高くならず、十分な保磁力が得られないことがある。また、第２の保持における保持時間が８時間を超える場合、低温異相が生成し、十分な磁気特性が得られない可能性がある。

（第２の実施形態）
第１の実施形態の永久磁石は、車両等に具備される各種モータや発電機などの回転電機に使用することができる。また、可変磁束モータ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、各種の回転電機が構成される。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、例えば特開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、上記永久磁石を具備するモータについて、図面を参照して説明する。図８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８に示す永久磁石モータ１００では、ステータ（固定子）１０２内にロータ（回転子）１０３が配置されている。ロータ１０３の鉄心１０４中には、永久磁石１０５が配置されている。永久磁石１０５の磁束密度（磁束量）は可変することが可能とされている。永久磁石１０５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１０３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、その磁界が直接に永久磁石１０５に作用する構造となっている。

永久磁石１０５としては、第１の実施形態の永久磁石を用いることができる。これにより、低速から高速までの可変速駆動を行う場合であっても高速回転時の出力の低下を抑制することができる。第１の実施形態の永久磁石を具備するモータは、例えばモータの高出力・小型化が求められるハイブリッド車や電気自動車等の車両用のモータに好適である。

図９は発電機を示している。図９に示す発電機２０１は、上記永久磁石を用いたステータ（固定子）２０２を備えている。ステータ（固定子）２０２の内側に配置されたロータ（回転子）２０３は、発電機２０１の一端に設けられたタービン２０４とシャフト２０５を介して接続されている。タービン２０４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２０４に代えて、自動車等の車両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２０５を回転させることも可能である。ステータ２０２とロータ２０３には、各種公知の構成を採用することができる。

シャフト２０５はロータ２０３に対してタービン２０４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２０３の回転により発生した起電力が発電機２０１の出力として相分離母線及び主変圧器（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２０１は、通常の発電機及び可変磁束発電機のいずれであってもよい。なお、ロータ２０３にはタービン２０４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２０１はロータ２０３の帯電を放電させるためのブラシ２０６を備えている。第１の実施形態の永久磁石を具備する発電機は、例えば高出力・小型化が求められるハイブリッド車や電気自動車等の車両用の発電機に好適である。

上記回転電機は、例えば、鉄道交通に利用される鉄道車両（車両の一例）に搭載されてよい。図１０は、回転電機３０１を具備する鉄道車両３００の一例を示す図である。回転電機３０１としては、上記図８のモータ、図９の発電機等を用いることができる。回転電機３０１として上記回転電機が搭載された場合、回転電機３０１は、例えば、架線から供給される電力や、鉄道車両３００に搭載された二次電池から供給される電力を利用することによって駆動力を出力する電動機（モータ）として利用されてもよいし、運動エネルギーを電力に変換して、鉄道車両３００内の各種負荷に電力を供給する発電機（ジェネレータ）として利用されてもよい。実施形態の回転電機のような高効率な回転電機を利用することにより、省エネルギーで鉄道車両を走行させることができる。

上記回転電機は、ハイブリッド自動車や電気自動車などの自動車（車両の他の例）に搭載されてもよい。図１１は、回転電機４０１を具備する自動車４００の一例を示す図である。回転電機４０１としては、上記図８のモータ、図９の発電機等を用いることができる。回転電機４０１として上記回転電機が搭載された場合、回転電機４０１は、自動車４００の駆動力を出力する電動機、又は自動車４００の走行時の運動エネルギーを電力に変換する発電機としても利用されてよい。

（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１１７０℃で１２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。得られ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９．０×１０^−３Ｐａの真空状態にした後、１１７０℃まで昇温させ到達温度で２５分間保持する。その後、Ａｒガスを導入し、Ａｒ雰囲気中で１２００℃まで昇温させ、到達温度で６時間保持することにより焼結を行った。次に、１１６０℃まで徐冷を行い、到達温度で１２時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を１６０℃／分とした。

次に、表２に示すように、予備時効処理として、８２０℃まで昇温し、到達温度で２時間保持した。その後本時効処理として、８８０℃まで１０℃／分の速度で昇温し、到達温度で４５時間保持した。その後、０．６℃／分の冷却速度で４５０℃まで徐冷を行い、到達温度で５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。

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、ＰＦＡ（ポリテトラフルオロエチレン）製メスフラスコに移して定量し、試料溶液とした。

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。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。また、セル相の直径、Ｍリッチプレートレット相の間隔、さらに保磁力ＨｃＪ、残留磁化Ｂｒ、及びリコイル透磁率を測定した。その結果を表３に示す。なお、各実施例及び比較例において測定装置として、日立ハイテク製ＨＤ２３００を使用した。

（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１１８０℃、１０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９．０×１０^−３Ｐａの真空状態にした後に１１７０℃まで昇温させ、到達温度で３０分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中で１１９５℃まで昇温させ、上記到達温度で６時間保持することにより焼結を行った。次に、１１４０℃まで徐冷を行い、到達温度で１６時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を１５０℃／分とした。

次に、表２に示すように、予備時効処理として、８４０℃まで昇温し、到達温度で３時間保持した。その後本時効処理として、８９０℃まで１２℃／分の速度で昇温し、到達温度で４０時間保持した。その後、０．５℃／分の冷却速度で４００℃まで徐冷を行い、到達温度で２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。

さらに、上記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。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。また、セル相の直径、Ｍリッチプレートレット相の間隔、さらに保磁力ＨｃＪ、残留磁化Ｂｒ、及びリコイル透磁率を測定した。その結果を表３に示す。

（実施例６、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１１７５℃、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８．０×１０^−３Ｐａの真空状態にした後に１１６０℃まで昇温させ、到達温度で１５分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中で１１８５℃まで昇温させ、到達温度で４時間保持することにより焼結を行った。次に、１１３０℃まで徐冷を行い、到達温度で１２時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を２００℃／分とした。

次に、表２に示すように、予備時効処理として、８５０℃まで昇温し、到達温度で２時間保持した。その後本時効処理として、８９５℃まで１４℃／分の速度で昇温し、到達温度で５０時間保持した。その後、０．４℃／分の冷却速度で４２０℃まで徐冷を行い、到達温度で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。

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。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。また、セル相の直径、Ｍリッチプレートレット相の間隔、さらに保磁力ＨｃＪ、残留磁化Ｂｒ、及びリコイル透磁率を測定した。その結果を表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１１６５℃、８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９．０×１０^−３Ｐａの真空状態にした後に１１６０℃まで昇温させ、到達温度で３０分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中で１１９５℃まで昇温させ、到達温度で４時間保持することにより焼結を行った。次に、１１３０℃まで徐冷を行い、到達温度で１２時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を１７０℃／分とした。

次に、表２に示すように、予備時効処理として、８３０℃まで昇温し、到達温度で２時間保持した。その後本時効処理として、８８０℃まで１０℃／分の速度で昇温し、到達温度で４０時間保持した。その後、０．５℃／分の冷却速度で４００℃まで徐冷を行い、到達温度で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。

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。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。また、セル相の直径、Ｍリッチプレートレット相の間隔、さらに保磁力ＨｃＪ、残留磁化Ｂｒ、及びリコイル透磁率を測定した。その結果を表３に示す。

（実施例９ないし実施例１２）
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。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９．０×１０^−３Ｐａの真空状態にした後に１１６０℃まで昇温させ、到達温度で３０分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。次に、Ａｒ雰囲気中で１１９５℃まで昇温させ、到達温度で４時間保持することにより焼結を行った。

次に、１１３０℃まで徐冷を行い、到達温度で１２時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を１７０℃／分とした。

その後、表２に示す予備時効保持温度及び本時効保持温度にてその他は実施例８と同様の方法により、各実施例において溶体化処理後の焼結体に対して予備時効処理及び本時効処理等を行うことにより、磁石を得た。

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。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。また、他の実施例と同様に、セル相の直径、Ｍリッチプレートレット相の間隔、さらに保磁力ＨｃＪ、残留磁化Ｂｒ、及びリコイル透磁率を測定した。その結果を表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及び実施例２のそれぞれと同一の方法で作製した。また、実施例と同様に、セル相の直径、Ｍリッチプレートレット相の間隔、さらに保磁力ＨｃＪ、残留磁化Ｂｒ、及びリコイル透磁率を測定した。その結果を表３に示す。

（比較例３ないし比較例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。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９．０×１０^−３Ｐａの真空状態にした後に１１６０℃まで昇温させ、到達温度で３０分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。次に、Ａｒ雰囲気中で１１９５℃まで昇温させ、到達温度で４時間保持することにより焼結を行った。

その後、実施例８と同様の条件で溶体化処理を行い、その後表２に示す温度であってそれ以外は実施例８と同様の条件で溶体化処理後の焼結体に対して予備時効処理及び本時効処理等を行うことにより、磁石を得た。

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。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。また、他の実施例と同様に、セル相の直径、Ｍリッチプレートレット相の間隔、さらに保磁力ＨｃＪ、残留磁化Ｂｒ、及びリコイル透磁率を測定した。その結果を表３に示す。

以上のように、実施例１ないし実施例１２の永久磁石では、主相において、セル相の直径及びＭリッチプレートレット相の間隔を制御することにより、高いリコイル透磁率、高保磁力、及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１２の永久磁石は、磁石特性に優れていることがわかる。また、車両等に具備されるモータや発電機などの回転電機に高速回転での弱め界磁制御法を用いた場合、弱め界磁制御法による電流が不要となり、損失の低減、効率の向上が可能となる。

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。

１ａ…曲線、１ｂ…曲線、２ａ…曲線、２ｂ…曲線、３ａ…曲線、３ｂ…曲線、４…セル相、５…Ｃｕリッチ相、６…Ｍリッチプレートレット相、１１…結晶粒、１２…粒界相、１００…永久磁石モータ、１０３…ロータ、１０４…鉄心、１０５…永久磁石、２０１…発電機、２０２…ステータ、２０３…ロータ、２０４…タービン、２０５…シャフト、２０６…ブラシ、３００…鉄道車両、３０１…回転電機、４００…自動車、４０１…回転電機。

Claims (11)

1. 組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｔＣｏ_{１００−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つの元素、ＭはＺｒ、Ｔｉ、及びＨｆからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素、ｐは１０．５≦ｐ≦１２．４原子％を満足する数、ｑは２６≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦４．３原子％を満足する数、ｔは３．５≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）
   で表される組成と、
   Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有する主相と、前記主相を構成する結晶粒の間に設けられた粒界相と、を含む金属組織と、を具備する永久磁石であって、
   前記主相は、前記Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有するセル相と、前記セル相よりも高濃度のＣｕを含むＣｕリッチ相と、前記Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のｃ軸を含む断面において前記ｃ軸に交差する方向に沿って延在し且つ前記セル相よりも高濃度のＭ元素を含む複数のＭリッチプレートレット相と、を含み、
   前記断面において、前記セル相の直径が２００ｎｍ以上であり且つ前記複数のＭリッチプレートレット相の間隔が８０ｎｍ以下である、永久磁石。
2. 前記Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度は、前記Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のＣｕ濃度の１．５倍以上１５倍以下であり、
   前記Ｍリッチプレートレット相のＭ元素濃度は、前記Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のＭ元素濃度の１．２倍以上５倍以下である、請求項１に記載の永久磁石。
3. 前記Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度は、３５原子％以上である、請求項２に記載の永久磁石。
4. 前記セル相のＦｅ濃度が２６原子％以上である、請求項１ないし請求項３のいずれか一項に記載の永久磁石。
5. 前記組成式におけるＲ元素の５０原子％以上がＳｍであり、
   前記組成式におけるＭ元素の５０原子％以上がＺｒである、請求項１ないし請求項４のいずれか一項に記載の永久磁石。
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、及びＷから選ばれる少なくとも一つの元素で置換されている、請求項１ないし請求項５のいずれか一項に記載の永久磁石。
7. 請求項１ないし請求項６のいずれか一項に記載の永久磁石を具備する、回転電機。
8. モータ又は発電機である、請求項７に記載の回転電機。
9. ステータと、
   ロータと、を具備し、
   前記ステータ又は前記ロータは、前記永久磁石を有する、請求項７に記載の回転電機。
10. 請求項７ないし請求項９のいずれか一項に記載の回転電機を具備する、車両。
11. 前記回転電機の一端に設けられたシャフトに回転が伝達される、請求項１０に記載の車両。

Images