JP2013072097A - 永久磁石とその製造方法、およびそれを用いたモータおよび発電機 - Google Patents

Abstract

【課題】高Ｆｅ濃度の組成域を主相とするＳｍ−Ｃｏ系磁石で大きな保磁力を再現性よく発現させることを可能にした永久磁石を提供する。
【解決手段】実施形態の永久磁石は、組成式：Ｒ_pＦｅ_qＭ_rＣｕ_sＣｏ_100-p-q-r-（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種、ＭはＺｒ、ＴｉおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種、１０≦ｐ≦１３．５、２８≦ｑ≦４０、０．８８≦ｒ≦７．２、４≦ｓ≦１３．５（原子％））で表される組成を有し、かつＦｅ濃度が２８モル％以上の組成域を主相とする。主相中のＣｕ濃度は５モル％以上とされている。
【選択図】図１

Description

本発明の実施形態は、永久磁石とその製造方法、およびそれを用いたモータおよび発電機に関する。

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

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

特開２０１０−１２１１６７号公報

本発明が解決しようとする課題は、高Ｆｅ濃度の組成域を主相とするＳｍ−Ｃｏ系磁石で大きな保磁力を再現性よく発現させることを可能にした永久磁石とその製造方法、およびそれを用いたモータおよび発電機を提供することにある。

実施形態の永久磁石は、
組成式：Ｒ_pＦｅ_qＭ_rＣｕ_sＣｏ_100-p-q-r-s
（式中、Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素、ＭはＺｒ、ＴｉおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ｐ、ｑ、ｒおよびｓはそれぞれ原子％で、１０≦ｐ≦１３．５、２８≦ｑ≦４０、０．８８≦ｒ≦７．２、４≦ｓ≦１３．５を満足する数である）
で表される組成を有し、かつＦｅ濃度が２８モル％以上の組成域を主相とする金属組織を備えている。主相中のＣｕ濃度は５モル％以上とされている。

実施形態の永久磁石の金属組織を拡大して示すＳＥＭ像である。 図１に示す永久磁石の主相の微細組織を拡大して示すＴＥＭ像である。 従来の永久磁石の金属組織を拡大して示すＳＥＭ像である。 図３に示す永久磁石の主相の微細組織を拡大して示すＴＥＭ像である。 実施形態による永久磁石の製造工程で用いる合金粉末の示唆熱分析の結果の一例を示す図である。 実施形態による永久磁石の製造工程で用いる合金粉末の示唆熱分析の結果の他の例を示す図である。 実施形態の永久磁石モータを示す図である。 実施形態の可変磁束モータを示す図である。 実施形態の永久磁石発電機を示す図である。

以下、実施形態の永久磁石について説明する。この実施形態の永久磁石は、
組成式：Ｒ_pＦｅ_qＭ_rＣｕ_sＣｏ_100-p-q-r-s …（１）
（式中、Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素、ＭはＺｒ、ＴｉおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ｐ、ｑ、ｒおよびｓはそれぞれ原子％で、１０≦ｐ≦１３．５、２８≦ｑ≦４０、０．８８≦ｒ≦７．２、４≦ｓ≦１３．５を満足する数である）
で表される組成を有し、かつＦｅ濃度が２８モル％以上の組成域を主相とする金属組織を備えている。実施形態の永久磁石は、それを構成する金属組織の主相中のＣｕ濃度が５モル％以上であることを特徴としている。

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

元素Ｒの含有量ｐは１０原子％以上１３．５原子％以下の範囲とする。元素Ｒの含有量ｐが１０原子％未満であると、多量のα−Ｆｅ相が析出して十分な保磁力を得ることができない。一方、元素Ｒの含有量が１３．５原子％を超えると、飽和磁化の低下が著しくなる。元素Ｒの含有量ｐは１０．３〜１３原子％の範囲とすることが好ましく、さらに好ましくは１０．５〜１２．５原子％の範囲である。

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

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

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

銅（Ｃｕ）は、永久磁石に高い保磁力を発現させるための元素である。Ｃｕの配合量ｓは４原子％以上１３．５原子％以下の範囲とする。Ｃｕの配合量ｓが４原子％未満であると、高い保磁力を得ることが困難になる。さらに、主相中のＣｕ濃度を５モル％以上とすることが困難になる。Ｃｕの配合量ｓを４原子％以上とした場合には、Ｃｕ量が少ない異相の生成等により主相中のＣｕ濃度を５モル％以上とすることができる。また、Ｃｕ−Ｍリッチ相の生成についても同様である。一方、Ｃｕの配合量ｓが１３．５原子％を超えると、磁化の低下が著しくなる。Ｃｕの配合量ｓは４．２〜９原子％の範囲とすることが好ましく、さらに好ましくは４．５〜７．２原子％の範囲である。

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

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

この実施形態の永久磁石は、Ｆｅ濃度が２８モル％以上の組成域を主相としている。さらに、主相中のＣｕ濃度は５モル％以上とされている。ここで、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の保磁力発現機構は、一般的に磁壁ピニング型であることが知られている。Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石は、熱処理により主相をＴｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相（Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型構造を有する結晶相／２−１７相）とＣａＣｕ₅型結晶相（ＣａＣｕ₅型構造を有する結晶相／１−５相）とに相分離させることで、磁壁ピニング型の保磁力発現機構を得ている。相分離後の金属組織は、セル構造と呼ばれる二次構造となる。すなわち、２−１７相（セル相）の粒界相として１−５相（セル壁相）が析出することで、セル相がセル壁相で区切られた構造となる。

２−１７相（セル相）の粒界に析出した１−５相（セル壁相）の磁壁エネルギーは、２−１７相の磁壁エネルギーに比べて大きく、この磁壁エネルギーの差が磁壁移動の障壁となる。つまり、磁壁エネルギーの大きい１−５相がピンニングサイトとして働くことによって、磁壁ピニング型の保磁力が発現するものと考えられる。ここで、磁壁エネルギーの差は主にＣｕの濃度差により生じていると考えられる。セル壁相（粒界相）のＣｕ濃度がセル相内のＣｕ濃度より高ければ、十分な保磁力が発現するものと考えられる。

上述したように、ＣｕはＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石に高い保磁力を発現させるために必須の元素である。すなわち、Ｃｕは熱処理により生成するセル壁相（粒界相）に富化され、これによりセル壁相が磁壁のピンニングサイトとして働くことで、保磁力が発現すると考えられる。しかし、Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石のＦｅ濃度が高くなると、そのような保磁力が発現しにくくなる傾向にある。その原因としては、Ｆｅ濃度が高くなると熱処理時（時効処理時）に２−１７相と１−５相への主相の相分離が十分に進行しないことが考えられる。

本発明者らはこの原因について鋭意検討した結果、Ｆｅ濃度が高い組成域においては焼結体磁石の主相中のＣｕ濃度が仕込みのＣｕ濃度よりも低くなる傾向にあることを見出した。つまり、保磁力の改善を狙ってＣｕを添加しても、Ｃｕが十分に主相中に含まれていないことを見出した。Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石においては、時効処理中に形成されるセル相とセル壁相との間に十分なＣｕ濃度差が現れないと、セル壁相が磁壁ピニングサイトとして十分に機能しないことが考えられる。主相中に十分なＣｕ量が確保されていないと、セル相とセル壁相との間に十分なＣｕ濃度がつきにくくなったり、もしくは相分離自体が生じにくくなるといったことが保磁力の発現を妨げていると考えられる。

この点について鋭意研究、検討を行った結果、主相中のＣｕ濃度を５モル％以上とすることによって、十分な保磁力が得られることを見出した。すなわち、高Ｆｅ濃度の組成域を主相とする永久磁石、特にＦｅ濃度が２８モル％以上の組成域を主相とする永久磁石においては、Ｃｕおよび元素Ｍがリッチな異相（Ｃｕ濃度が５モル％以上で、かつ元素Ｍの濃度が３モル％以上であり、残部が元素Ｒ、ＦｅおよびＣｏである異相／Ｃｕ−Ｍリッチ相）が析出しやすくなる。このＣｕ−Ｍリッチ相（異相）にＣｕが富化することで、主相中のＣｕ濃度が低下すると考えられる。つまり、Ｃｕ−Ｍリッチ相の生成を抑制することによって、主相中のＣｕ濃度を５モル％以上に維持することができる。

上述したように、この実施形態の永久磁石はＣｕ−Ｍリッチ相の生成を抑制することによって、Ｆｅ濃度が２８モル％以上の主相中のＣｕ濃度を５モル％以上に維持することを可能にしたものである。Ｃｕ濃度が５モル％以上の主相によれば、時効処理時にセル相（２−１７相）とセル壁相（１−５相等）への相分離が十分に進行すると共に、セル相とセル壁相との間に十分なＣｕ濃度差を生じさせることができる。従って、Ｆｅ濃度が２８モル％以上の主相に基づいて磁化を向上させたＳｍ−Ｃｏ系磁石に、上述した磁壁ピニング型の保磁力発現機構に基づく十分な保磁力を付与することが可能となる。

Ｃｕ−Ｍリッチ相（異相）は、合金インゴットの作製時に生成する元素Ｍ、特にＺｒがリッチな相を出発相として生成すると考えられる。合金インゴットの作製時に生じるＭリッチ相は融点が低いため、このような相を含む合金インゴットをジェットミルやボールミル等で粉砕すると、粉砕後の粉末はＭリッチな低融点微粉末を含むこととなる。この低融点のＭリッチ相が焼結中に液相になると、Ｃｕは液相中に濃縮される傾向にあるため、焼結体中にＣｕ−Ｍリッチ相を生じ、主相中のＣｕ濃度が低下してしまうと考えられる。従って、合金粉末の圧粉体を低融点のＭリッチ相の融解開始温度Ｔ_Mより低い温度で焼結することによって、焼結体中のＣｕ−Ｍリッチ相の生成量を低減することができる。合金粉末の圧粉体の焼結温度については、後に詳述する。

図３は従来のＳｍ−Ｃｏ系磁石の金属組織を拡大して示すＳＥＭ像（走査型電子顕微鏡像）である。図３から明らかなように、従来のＳｍ−Ｃｏ系磁石はＦｅ濃度が２８モル％以上の主相に加えて、Ｃｕ−Ｍリッチ相（Ｃｕ−Ｚｒリッチ相）を比較的多く含んでいることが分かる。このため、主相中のＣｕ濃度が低下する。図４は図３に示す永久磁石の主相の微細組織を拡大して示すＴＥＭ像（透過型電子顕微鏡像）である。図４から明らかなように、Ｃｕ−Ｍリッチ相を多く含む焼結体に熱処理を施した場合には、２相分離が不十分であることが分かる。このため、十分な保磁力を得ることができない。

図１はこの実施形態のＳｍ−Ｃｏ系磁石の金属組織を拡大して示すＳＥＭ像である。図１から明らかなように、例えば圧粉体の焼結温度等を制御することによって、Ｃｕ−Ｍリッチ相（Ｃｕ−Ｚｒリッチ相）の析出を抑制することができる。これによって、主相中のＣｕ濃度を５モル％以上とすることが可能となる。図２は図１に示す永久磁石の主相の微細組織を拡大して示すＴＥＭ像である。図２から明らかなように、Ｃｕ−Ｍリッチ相の析出を抑制した焼結体に熱処理を施した場合、主相の２相分離が十分に進行することが分かる。従って、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石に大きな保磁力を付与することが可能となる。

上述したように、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の金属組織へのＣｕ−Ｍリッチ相（異相）の析出は、主相中のＣｕ濃度を維持する上では避けるべきである。ただし、焼結体の主相のＦｅ濃度が２８モル％以上で、かつＣｕ濃度が５モル％以上という条件を満たす範囲であれば、微量のＣｕ−Ｍリッチ相を含むことが好ましい。Ｃｕ−Ｍリッチ相がセル相の粒界に存在することで結晶粒径の粗大化を防いだり、Ｃｕ−Ｍリッチ相が磁壁のピニングサイトとして働く等の理由から、保磁力等の磁石特性の改善をもたらすことがある。このような点から、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の金属組織は、Ｃｕ濃度が５モル％以上で、かつ元素Ｍの濃度が３モル％以上のＣｕ−Ｍリッチ相を、金属組織を構成する全構成相に対するＣｕ−Ｍリッチ相の体積分率が０．０１％以上５％以下の範囲となるように含むことが好ましい。

金属組織を構成する全構成相に対するＣｕ−Ｍリッチ相の体積分率が５％を超えると、主相のＣｕ濃度の低下が顕著になり、前述した理由から保磁力が低下する。一方、Ｃｕ−Ｍリッチ相の体積分率が０．０１％未満の場合には、上記した結晶粒径の粗大化の抑制効果や磁壁のピニングサイトとして働くことによる保磁力等の向上効果を十分に得ることができない。金属組織を構成する全構成相に対するＣｕ−Ｍリッチ相の体積分率は０．５％以上３．５％以下の範囲であることがより好ましい。

Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の金属組織（焼結体の組織）は、上述したようにＦｅ濃度が２８モル％以上で、かつＣｕ濃度が５モル％以上の組成域を主相とし、それ以外にＣｕ−Ｍリッチ相等の異相を含むものである。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の金属組織は、Ｃｕ−Ｍリッチ相以外の異相を含んでいてもよい。異相とは金属組織を構成する全構成相のうち、主相以外の相を指すものとする。Ｃｕ−Ｍリッチ相以外の異相としては、Ｓｍ₂（Ｃｏ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｃｕ）₇相、Ｓｍ（Ｃｏ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｃｕ）₃相、Ｚｒ₂（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｕ）₁₁相等が挙げられる。ただし、Ｃｕ−Ｍリッチ相を含む異相の量が多すぎると相対的に主相の量が減少し、磁化や保磁力等の磁石特性が低下するおそれがあるため、異相の全体量は体積分率で１０％以下とすることが好ましい。

この実施形態の永久磁石は、上述したように時効処理後に主相がセル相（２−１７相）とセル壁相（１−５相等）との２相分離組織を有している。セル壁相はセル相である２−１７相のＣｕ濃度の１．２倍以上のＣｕ濃度を有していることが好ましい。これによって、セル壁相を磁壁のピンニングサイトとして十分に機能させることができる。言い換えると、主相中のＣｕ濃度を５モル％以上とすることによって、セル壁相のＣｕ濃度を再現性よくセル相の１．２倍以上とすることができる。ただし、セル壁相のＣｕ濃度が高すぎると上述したようにＣｕ−Ｍリッチ相の生成量が減少しすぎるため、セル壁相のＣｕ濃度はセル相のＣｕ濃度の１４倍以下、さらに１０倍以下とすることが好ましい。

セル相の粒界に存在するセル壁相（粒界相）の代表例としては、上述した１−５相が挙げられるが、必ずしもこれに限定されるものではない。セル壁相がセル相のＣｕ濃度の１．２倍以上のＣｕ濃度を有している場合に、セル壁相を磁壁のピンニングサイトとして十分に機能させることができる。従って、セル壁相はこのようなＣｕリッチな相であればよい。１−５相以外のセル壁相としては、高温相（相分離前の組織）であるＴｂＣｕ₇型結晶相（ＴｂＣｕ₇型構造を有する結晶相／１−７相）や、１−７相の２相分離の初期段階に生じる１−５相の前駆体相等が挙げられる。

この実施形態の永久磁石において、主相中のＦｅ濃度やＣｕ濃度、またＣｕ−Ｍリッチ相中のＣｕ濃度やＭ濃度（Ｚｒ濃度等）は、ＳＥＭ−ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）により測定することができる。ＳＥＭ−ＥＤＸ観察は焼結体の内部に対して行う。焼結体内部の測定とは、以下に示す通りである。まず、最大の面積を有する面における最長の辺の中央部において、辺に垂直（曲線の場合は中央部の接線と垂直）に切断した断面の表面部と内部とで組成を測定する。

測定箇所は、上記断面において各辺の１／２の位置を始点として辺に対し垂直に内側に向けて端部まで引いた基準線１と、各角部の中央を始点として角部の内角の角度の１／２の位置で内側に向けて端部まで引いた基準線２とを設け、これら基準線１、２の始点から基準線の長さの１％の位置を表面部、４０％の位置を内部と定義する。なお、角部が面取り等で曲率を有する場合には、隣り合う辺を延長した交点を辺の端部（角部の中央）とする。この場合、測定箇所は交点からではなく、基準線と接した部分からの位置とする。

測定箇所を以上のようにすることによって、例えば断面が四角形の場合、基準線は基準線１および基準線２でそれぞれ４本の合計８本となり、測定箇所は表面部および内部でそれぞれ８箇所となる。この実施形態においては、表面部および内部でそれぞれ８箇所全てが上記した組成範囲内であることが好ましいが、少なくとも表面部および内部でそれぞれ４箇所以上が上記した組成範囲内となればよい。この場合、１本の基準線での表面部および内部の関係を規定するものではない。このように規定される焼結体内部の観察面を研磨して平滑にした後、倍率２５００倍でＳＥＭ観察を行う。加速電圧は２０kＶとすることが望ましい。ＳＥＭ−ＥＤＸの観察場所は結晶粒内の任意の１０〜２０点とし、これら各点で測定を行って平均値を求め、この平均値を各元素の濃度とする。

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

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

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

次に、電磁石等の中に設置した金型内に合金粉末を充填し、磁場を印加しながら加圧成形することによって、結晶軸を配向させた圧粉体を作製する。この圧粉体を適切な条件下で焼結することによって、大きな保磁力を有する焼結体を得ることができる。すなわち、圧粉体を低融点のＭリッチ相の融解開始温度Ｔ_M未満の温度Ｔ_Sで焼結することによって、異相量の少ない焼結体を得ることができる。ただし、焼結温度Ｔ_Sが低すぎると焼結体の相対密度を十分に高めことができないため、永久磁石の磁化が低下する。

このため、圧粉体の焼結温度Ｔ_Sは、低融点のＭリッチ相の融解開始温度Ｔ_Mより５０℃低い温度（Ｔ_M−５０℃）を超える温度とすることが好ましい。永久磁石を構成する焼結体の密度は、実用的には８．２ｇ／ｃｍ³以上とすることが好ましい。圧粉体の焼結温度Ｔ_Sを、Ｍリッチ相の融解開始温度Ｔ_Mより５０℃低い温度（Ｔ_M−５０℃）を超えてＭリッチ相の融解開始温度Ｔ_M未満の温度範囲（Ｔ_M−５０＜Ｔ_S＜Ｔ_M（℃））とすることによって、上記したような密度を実現した上で、Ｃｕ−Ｍリッチ相等の異相の量が少ない焼結体を再現性よく得ることが可能となる。焼結温度Ｔ_Sは（Ｔ_M−４０℃）以上の温度（Ｔ_M−４０≦Ｔ_S）とすることがより好ましく、さらに（Ｔ_M−２０℃）以上の温度（Ｔ_M−２０≦Ｔ_S）とすることが望ましい。

ここで、低融点のＭリッチ相の融解開始温度Ｔ_Mは、示差熱分析により求めることができる。示差熱分析に用いる試料形状は、必ずしも粉末形状でなくともよい。すなわち、低融点のＭリッチ相および主相は合金作製時に生成すると考えられるため、ストリップキャスト法により得られたフレーク状合金薄帯やアーク溶解により作製された合金インゴット等を用いてもよい。

図５に、この実施形態で永久磁石の作製に用いる合金粉末の示唆熱分析結果の一例を示す。図５において、最も大きな吸熱ピークが主相の融解による吸熱ピークである。主相の吸熱反応によるピークよりも低温側に、主相の吸熱反応のピークよりも小さいピークが観察される。これがＭリッチ相の融解による吸熱ピークである。このピークの頂点温度付近において、低融点のＭリッチ相の融解が顕著となる。このＭリッチ相の融解による急熱ピークの頂点温度を、Ｍリッチ相の融解開始温度Ｔ_Mと定義する。

なお、合金組成によっては主相の融点とＭリッチ相（低融点相）の融点が近く、明瞭な低融点相の吸熱反応ピークが検出されない場合がある。そのような場合には、最も大きな吸熱ピークの立ち上がりの接線（図６中のＬ１）とバックグラウンドの接線（図６中のＬ２）との交点を、Ｍリッチ相の融解開始温度Ｔ_Mと見なすことができる。主相の融解による吸熱ピークおよびＭリッチ相（Ｚｒリッチ相等）の融解による吸熱ピークは１０００℃から１３００℃の温度範囲にあるのが通常である。

上記した温度による焼結時間は０．５〜１５時間とすることが好ましい。これによって、緻密な焼結体が得られる。焼結時間が０．５時間未満の場合、焼結体の密度に不均一性が生じる。また、焼結時間が１５時間を超えると、合金粉末中のＳｍ等が蒸発することによって、良好な磁気特性を得ることができないおそれがある。より好ましい焼結時間は１〜１０時間であり、さらに好ましくは１〜４時間である。圧粉体の焼結は酸化を防止するために、真空中やアルゴンガス等の不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。

次に、得られた焼結体に溶体化処理および時効処理を施して結晶組織を制御する。溶体化処理は相分離組織の前駆体である１−７相を得るために、１１００〜１２００℃の範囲の温度で０．５〜８時間熱処理することが好ましい。１１００℃未満の温度および１２００℃を超える温度では、溶体化処理後の試料中の１−７相の割合が小さく、良好な磁気特性が得られない。溶体化処理温度は１１２０〜１１８０℃の範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは１１２０℃〜１１７０℃の範囲である。

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

次に、溶体化処理後の焼結体に時効処理を施す。時効処理は結晶組織を制御し、磁石の保磁力を高める処理である。時効処理は、７００〜９００℃の温度で０．５〜８０時間保持した後、０．２〜２℃／分の冷却速度で４００〜６５０℃の温度まで徐冷し、引き続いて室温まで冷却することが好ましい。時効処理は二段階の熱処理により実施してもよい。すなわち、上記熱処理を一段目とし、その後に二段目の熱処理として所定の温度で一定時間保持した後、引き続き炉冷により室温まで冷却することが好ましい。時効処理は酸化防止のために、真空中やアルゴンガス等の不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。

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

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

なお、時効処理は二段階の熱処理に限らず、より多段階の熱処理としてもよく、さらに多段の冷却を実施することも有効である。また、時効処理の前処理として、時効処理よりも低い温度でかつ短時間の予備的な時効処理（予備時効処理）を施すことも有効である。これによって、磁化曲線の角型性の改善が期待される。具体的には、予備時効処理の温度を６００〜７５０℃、処理時間を０．５〜４時間、時効処理後の徐冷速度を０．５〜１．５℃／分とすることで、永久磁石の角型性の改善が期待される。

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

次に、実施形態のモータと発電機について、図面を参照して説明する。図７は実施形態による永久磁石モータを示している。図７に示す永久磁石モータ１において、ステータ（固定子）２内にはロータ（回転子）３が配置されている。ロータ３の鉄心４中には、実施形態の永久磁石５が配置されている。実施形態の永久磁石の特性等に基づいて、永久磁石モータ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８は実施形態による可変磁束モータを示している。図８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、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。

実施形態の永久磁石によれば、前述した製造方法の各種条件を変更することによって、例えば保磁力が５００ｋＡ／ｍを超える固定磁石１５と保磁力が５００ｋＡ／ｍ以下の可変磁石１６とを得ることができる。なお、図８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のいずれにも実施形態の永久磁石を用いることが可能であるが、いずれか一方の磁石に実施形態の永久磁石を用いてもよい。可変磁束モータ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９は実施形態による発電機を示している。図９に示す発電機２１は、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。

次に、実施例およびその評価結果について述べる。

（実施例１〜３）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中でアーク溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットに対して示唆熱分析を行い、前述した方法にしたがってＺｒリッチ相の融解開始温度Ｔ_Mを求めた。測定にはアルバック理工社製の示唆熱分析装置・ＴＧＤ７０００型を使用し、測定温度範囲は室温から１６５０℃、加熱速度は１０℃／分とし、雰囲気はＡｒガス（流量：１００ｍＬ／分）とした。試料の量はおよそ３００ｍｇとし、容器にアルミナを使用し、リファレンスにアルミナを用いた。このようにして求めた合金インゴットの温度Ｔ_Mを表２に示す。

次に、上記した合金インゴットを粗粉砕し、さらにジェットミルで微粉砕して合金粉末を調製した。合金粉末を磁界中でプレスして圧粉体とした後、Ａｒガス雰囲気中にて表２に示す温度Ｔ_Sで２時間焼結し、引き続いて１１３０℃で３時間熱処理（溶体化処理）して焼結体を作製した。得られた焼結体を７９０℃で４０時間保持した後、室温まで冷却することによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。各磁石の組成はＩＣＰ法により確認した。また、前述した方法にしたがって主相中のＦｅ濃度とＣｕ濃度、Ｃｕ−Ｍリッチ相の体積分率を測定した。さらに、焼結磁石の磁気特性をＢＨトレーサで評価して保磁力と残留磁化を測定した。これらの結果を表２に示す。

（実施例４〜７）
表１に示す組成を適用する以外は、実施例１と同様にして焼結磁石を作製した。各例の焼結温度Ｔ_Sは、実施例１と同様にしてＺｒリッチ相の融解開始温度Ｔ_Mを求めた上で設定した。前述した方法にしたがって主相中のＦｅ濃度とＣｕ濃度、Ｃｕ−Ｍリッチ相の体積分率を測定した。さらに、焼結磁石の磁気特性をＢＨトレーサで評価して保磁力と残留磁化を測定した。これらの結果を表２に示す。

（比較例１）
焼結温度を表２に示す温度に変更する以外は、実施例１と同組成の合金粉末を用いると共に、同一条件で焼結磁石を作製した。比較例１は焼結温度Ｔ_SをＺｒリッチ相の融解開始温度Ｔ_M以上の温度に設定したものである。前述した方法にしたがって主相中のＦｅ濃度とＣｕ濃度、Ｃｕ−Ｍリッチ相の体積分率を測定した。さらに、焼結磁石の磁気特性をＢＨトレーサで評価して保磁力と残留磁化を測定した。これらの結果を表２に示す。

（比較例２、３）
表１に示す組成を適用する以外は、実施例１と同様にして焼結磁石を作製した。比較例２は合金組成中のＦｅ濃度を２８原子％未満としたものであり、比較例３は合金組成中のＳｍ濃度を１０原子％未満としたものである。前述した方法にしたがって主相中のＦｅ濃度とＣｕ濃度、Ｃｕ−Ｍリッチ相の体積分率を測定した。さらに、焼結磁石の磁気特性をＢＨトレーサで評価して保磁力と残留磁化を測定した。これらの結果を表２に示す。

表２から明らかなように、実施例１〜７の焼結磁石はいずれも高磁化で、かつ高保磁力であり、磁石特性に優れていることが分かる。なお、実施例１、２と実施例３との比較から、Ｃｕ−Ｍリッチ相の体積分率は５％以下であることが好ましいことが分かる。比較例１の焼結磁石は主相中のＣｕ濃度が低いため、十分な保磁力が得られていない。また、比較例２はＦｅ濃度が低いために磁化が低く、比較例３はＳｍ濃度が低いために、保磁力および磁化が共に低いことが分かる。

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。

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 (10)

1. 組成式：Ｒ_pＦｅ_qＭ_rＣｕ_sＣｏ_100-p-q-r-s
   （式中、Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素、ＭはＺｒ、ＴｉおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ｐ、ｑ、ｒおよびｓはそれぞれ原子％で、１０≦ｐ≦１３．５、２８≦ｑ≦４０、０．８８≦ｒ≦７．２、４≦ｓ≦１３．５を満足する数である）
   で表される組成を有し、かつＦｅ濃度が２８モル％以上の組成域を主相とする金属組織を備える永久磁石であって、
   前記主相中のＣｕ濃度が５モル％以上であることを特徴とする永久磁石。
2. 請求項１記載の永久磁石において、
   前記金属組織は、Ｃｕ濃度が５モル％以上で、かつ元素Ｍの濃度が３モル％以上のＣｕ−Ｍリッチ相を含むことを特徴とする永久磁石。
3. 請求項２記載の永久磁石において、
   前記金属組織を構成する全構成相に対する前記Ｃｕ−Ｍリッチ相の体積分率が０．０１％以上５％以下の範囲であることを特徴とする永久磁石。
4. 請求項１ないし請求項３のいずれか１項記載の永久磁石において、
   前記主相は、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相と、前記Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相中のＣｕ濃度の１．２倍以上のＣｕ濃度を有する粒界相とを有することを特徴とする永久磁石。
5. 請求項１ないし請求項４のいずれか１項記載の永久磁石において、
   前記組成式における前記元素Ｒの５０原子％以上がＳｍであり、かつ前記元素Ｍの５０原子％以上がＺｒであることを特徴とする永久磁石。
6. 請求項１ないし請求項５のいずれか１項記載の永久磁石において、
   前記組成式におけるＣｏの２０原子％以下が、Ｎｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｎｂ、ＴａおよびＷから選ばれる少なくとも１種の元素Ａで置換されていることを特徴とする永久磁石。
7. 組成式：Ｒ_pＦｅ_qＭ_rＣｕ_sＣｏ_100-p-q-r-s
   （式中、Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素、ＭはＺｒ、ＴｉおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ｐ、ｑ、ｒおよびｓはそれぞれ原子％で、１０≦ｐ≦１３．５、２８≦ｑ≦４０、０．８８≦ｒ≦７．２、４≦ｓ≦１３．５を満足する数である）
   で表される組成を有する合金粉末を作製する工程と、
   前記合金粉末を磁場中で加圧成形して圧粉体を作製する工程と、
   前記圧粉体を、Ｔ_M−５０＜Ｔ_S＜Ｔ_M（Ｔ_Mは前記合金粉末中の低融点のＭリッチ相の融解開始温度（℃）である）を満足する温度Ｔ_Sで焼結して焼結体を作製する工程と、
   前記焼結体に溶体化処理を施す工程と、
   前記溶体化処理後の焼結体に時効処理を施す工程と
   を具備することを特徴とする永久磁石の製造方法。
8. 請求項７記載の永久磁石の製造方法において、
   前記時効処理を施した焼結体は、Ｆｅ濃度が２８モル％以上で、かつＣｕ濃度が５モル％以上の組成域を主相とする金属組織を備えることを特徴とする永久磁石の製造方法。
9. 請求項１ないし請求項６のいずれか１項記載の永久磁石を具備することを特徴とするモータ。
10. 請求項１ないし請求項６のいずれか１項記載の永久磁石を具備することを特徴とする発電機。

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