JP2013138258A - 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機 - Google Patents

Abstract

【課題】高鉄濃度組成を有するＳｍ−Ｃｏ系磁石で大きな保磁力を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_qＺｒ_rＭ_sＣｕ_tＣｏ_{100-p-q-r-s-t}（Ｒ：希土類元素、Ｍ：ＴｉおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種、１０≦ｐ≦１５、２４≦ｑ≦４０．５、１．５≦ｒ≦４．５、０≦ｓ≦２．３、１．５≦ｒ＋ｓ≦４．５、０．８≦ｔ≦１３．５（原子％））で表される組成を有する。永久磁石は、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相を有する主相と、主相の結晶粒界に存在し、Ｚｒ濃度が４原子％以上３５原子％以下であると共に、前記元素Ｒの濃度が５原子％以上３０原子％以下である結晶相を有する粒界相とを備える。
【選択図】図１

Description

本発明の実施形態は、永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機に関する。

高性能な永久磁石としては、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石等の希土類磁石が知られており、モータや発電機等の電気機器に使用されている。永久磁石を用いた電気機器に対する小型軽量化や低消費電力化の要求が高まり、それらに対応するために永久磁石のより一層の高性能化が求められている。

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の２種類の磁石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。可変磁石には、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｏ系磁石やＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系磁石が用いられている。可変磁束モータや可変磁束発電機の高性能化や高効率化のために、可変磁石や固定磁石の保磁力や磁束密度を高めることが求められている。

Ｓｍ−Ｃｏ系磁石はキュリー温度が高いため、Ｄｙを使用しない系で優れた耐熱性を示すことが知られており、高温で良好なモータ特性等を実現することができる。また、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が可能である。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２０００−１９５７１１号公報 米国特許第４７４６３７８号公報

本発明が解決しようとする課題は、高Ｆｅ濃度の組成を有するＳｍ−Ｃｏ系磁石で大きな保磁力を発現させることを可能にした永久磁石と、それを用いたモータおよび発電機を提供することにある。

実施形態の永久磁石は、
組成式：Ｒ_pＦｅ_qＺｒ_rＭ_sＣｕ_tＣｏ_{100-p-q-r-s-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、ｓおよびｔはそれぞれ原子％で、１０≦ｐ≦１５、２４≦ｑ≦４０．５、１．５≦ｒ≦４．５、０≦ｓ≦３、１．５≦ｒ＋ｓ≦４．５、０．８≦ｔ≦１３．５を満足する数である）
で表される組成を有する。永久磁石は、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相を有する主相と、主相の結晶粒界に存在し、Ｚｒ濃度が４原子％以上３５原子％以下であると共に、前記元素Ｒの濃度が５原子％以上３０原子％以下である結晶相を有する粒界相とを備えている。

実施形態の永久磁石の組織を拡大して示すＳＥＭ像である。 実施形態の永久磁石の磁化曲線の一例を示す図である。 従来のＳｍ−Ｃｏ系磁石の磁化曲線の一例を示す図である。 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の結果の一例を示す図である。 実施形態に係る可変磁束モータを示す図である。 実施形態に係る可変磁束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_qＺｒ_rＭ_sＣｕ_tＣｏ_{100-p-q-r-s-t} …（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、ｓおよびｔはそれぞれ原子％で、１０≦ｐ≦１５、２４≦ｑ≦４０．５、１．５≦ｒ≦４．５、０≦ｓ≦３、１．５≦ｒ＋ｓ≦４．５、０．８≦ｔ≦１３．５を満足する数である）
で表される組成を有し、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相を有する主相と、主相の結晶粒界に存在し、Ｚｒ濃度が４原子％以上３５原子％以下であると共に、前記元素Ｒの濃度が５原子％以上３０原子％以下である結晶相を有する粒界相とを備えている。

Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の保磁力発現機構は、一般に磁壁ピニング型であることが知られている。磁壁ピニング型の保磁力発現機構においては、熱処理により生成するピニングサイト、例えばＳｍＣｏ₅相が磁壁の移動を妨げることで、保磁力が発現すると考えられている。しかし、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の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。この原因としては、例えばＦｅ濃度が高くなるとピニングサイトが生成しにくくなり、磁壁ピニング型による高保磁力化が困難になることが考えられる。

保磁力発現機構としては、磁壁ピニング型とは別にニュークリエーション型が知られている。ニュークリエーション型の保磁力発現機構とは、結晶粒の一部分等で生じやすい、逆磁区の核となるようなサイト（欠陥）をなくし、逆磁区の発生を抑えることで保磁力を発現させるものである。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、主相の周囲をＮｄリッチ相で囲むことで逆磁区の発生を抑制し、これによりニュークリエーション型の保磁力を得ている。一方、従来のＳｍ−Ｃｏ系磁石では、上記したように磁壁ピニング型の保磁力発現機構により保磁力が発現すると考えられており、第２相によるニュークリエーション型の保磁力発現機構が働くとは考えられていなかった。

この実施形態の永久磁石は、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石における主相の結晶粒界に、Ｚｒリッチの第２相（Ｚｒ濃度が４〜３５原子％の結晶相）を生成した組織とすることによって、ニュークリエーション型による保磁力が発現することを見出したことに基づいて実現されたものである。Ｚｒリッチの第２相に基づくニュークリエーション型の保磁力は、高Ｆｅ濃度の組成を有するＳｍ−Ｃｏ系磁石においても発現させることができる。従って、高磁束密度と高保磁力とを両立させたＳｍ−Ｃｏ系永久磁石を実現することが可能となる。以下に、この実施形態の永久磁石の構成について詳述する。

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

元素Ｒの含有量ｐは１０原子％以上１５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１５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、また所望の結晶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２４原子％以上４０．５原子％以下の範囲とする。Ｆｅの含有量ｑは２８〜３８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。

ジルコニウム（Ｚｒ）は、永久磁石の性能、とりわけ保磁力を高めるのに有効な元素である。Ｚｒの含有量ｒは１．５原子％以上４．５原子％以下の範囲とする。Ｚｒの含有量ｒを１．５原子％以上とすることによって、永久磁石の組織中にＺｒリッチの第２相が出現しやすくなる。これによって、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可能となる。一方、Ｚｒの含有量ｒが４．５原子％を超えると、磁化の低下が著しくなる。Ｚｒの含有量ｒは１．７〜４原子％の範囲とすることが好ましく、さらに好ましくは２〜３．５原子％の範囲である。

元素Ｍとしては、チタン（Ｔｉ）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は任意成分であり、Ｚｒの一部を置換することにより含有させることができる。このような元素Ｍを配合することによって、磁気異方性が大きくなるため、高Ｆｅ濃度の組成を有する永久磁石に安定して大きな保磁力を発現させることができる。ただし、元素Ｍを過剰に含有させると磁化の低下が著しくなるため、元素Ｍの含有量ｓは３原子％以下とする。元素ＭはＺｒの置換元素であるため、Ｚｒの含有量ｒと元素Ｍの含有量ｓとの合計量（ｒ＋ｓ）が４．５原子％以下となるように含有させる。

元素Ｍの含有量ｓは２．３原子％以下とすることが好ましい。また、元素Ｍの含有量ｓは、Ｚｒの含有量ｒと元素Ｍの含有量ｓとの合計量（ｒ＋ｓ）に対して、５０原子％未満とすることが好ましく、より好ましくは４０原子％以下、さらに好ましくは３５原子％以下である。元素ＭはＴｉおよびＨｆのいずれであってもよいが、元素Ｍの５０原子％以上をＴｉとすることによって、永久磁石の保磁力を高める効果が向上する。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ｔは０．８原子％以上１３．５原子％以下の範囲とする。Ｃｕの配合量ｔが０．８原子％未満であると、高い保磁力を得ることが困難となる。一方、Ｃｕの配合量ｔ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ｔは３〜１０．６原子％の範囲とすることが好ましく、さらに好ましくは４〜７．１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、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相（Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型構造を有する結晶相／２−１７相）を主相とする組織を有している。２−１７相を主相とする永久磁石によれば、高保磁力等の高い磁石特性を得ることができる。主相とは、永久磁石を構成する結晶相や非晶質相等の構成相のうち、体積比が最大の相を意味する。２−１７相（主相）の体積比は５０％以上であることが好ましい。なお、永久磁石の組織を構成する各相（合金相）の体積比率は、電子顕微鏡や光学顕微鏡等による観察、Ｘ線回折等を併用して総合的に判断される。

図１のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）による反射電子像に示すように、２−１７相からなる主相（図中、Ａで示す）の結晶粒界には、Ｚｒ濃度が４〜３５原子％の結晶相を有する粒界相（Ｚｒリッチの粒界相／図中、Ｂで示す）が存在している。このように、主相Ａの結晶粒界にＺｒリッチの粒界相（非磁性相）を存在させることによって、主相内の反転核生成による逆磁区の発生を抑制することができる。従って、（１）式で表される組成を有する永久磁石において、従来のＳｍ−Ｃｏ系磁石では発現すると考えられていなかった、ニュークリエーション型による保磁力を発現させることが可能となる。

永久磁石の保磁力がニュークリエーション型であるかどうかは、初磁化曲線により確認することができる。すなわち、永久磁石の保磁力がニュークリエーション型である場合には、図２に示すように、初磁化状態の磁石に対して磁化容易軸方向と平行な方向に外部磁場を与えると、初磁化曲線が急峻な立ち上がりを示す。一方、永久磁石の保磁力が磁壁ピニング型ある場合には、図３に示すように、ある一定の外部磁場を与えるまでほとんど磁化が発現せず、その磁化曲線は磁化がほぼ零のところで横ばいとなっており、ある程度の外部磁界を与えたところで急激に磁化曲線が立ち上がる。なお、図２はこの実施形態の永久磁石の磁化曲線であり、図３は従来のＳｍ−Ｃｏ系磁石の磁化曲線である。図２と図３との比較から明らかなように、永久磁石の初磁化曲線から永久磁石の保磁力がニュークリエーション型であるかどうかを判定することができる。

Ｚｒリッチの粒界相は、主相のＦｅ濃度が高濃度であっても、後述する製造条件等を適用することで生成されるため、主相の高Ｆｅ濃度に基づく高磁束密度とニュークリエーション型による高保磁力とを両立させた永久磁石を実現することが可能となる。さらに、この実施形態の永久磁石はその組成や結晶組織に基づいて耐熱性にも優れている。従って、高保磁力と高磁束密度とを両立させ、かつＤｙ等の希少元素を用いることなく、耐熱性を向上させた永久磁石を提供することが可能となる。また、この実施形態の永久磁石は従来のＳｍ−Ｃｏ系磁石と同様に、保磁力の値により可変磁石として適用可能であるため、可変磁束モータ等に対して有効な永久磁石を提供することができる。

ニュークリエーション型の保磁力を発現させる粒界相は、Ｚｒ濃度が４〜３５原子％の範囲とされている。粒界相を構成するＺｒリッチの結晶相のＺｒ濃度が４原子％未満であると、主相内の反転核生成の抑制効果が小さく、十分な保磁力を得ることができない。一方、粒界相のＺｒ濃度が３５原子％を超えると、主相内のＺｒ濃度が減少して２−１７相が不安定になり、これにより保磁力が低下する。Ｚｒリッチの結晶相のＺｒ濃度は４〜２０原子％の範囲が好ましく、さらに好ましくは４．５〜１５原子％の範囲である。

さらに、Ｚｒリッチの粒界相は２０〜５００ｎｍの範囲の厚さを有することが好ましい。Ｚｒリッチの粒界相の厚さが２０ｎｍ未満であると反転核生成の抑制効果が不十分になる。一方、厚さが５００ｎｍを超えると主相の体積分率が減少するため、十分な磁化を得ることができないおそれがある。Ｚｒリッチの粒界相の厚さは２５〜４００ｎｍの範囲が好ましく、さらに好ましくは３０〜３００ｎｍの範囲である。また、Ｚｒリッチの粒界相は、主相の周囲全体を取り囲むように存在させることが好ましい。これによって、主相内での反転核生成とそれに基づく逆磁区の発生をより効果的に抑制することができる。

Ｚｒリッチの粒界相は、元素Ｒの濃度が５〜３５原子％の範囲であることが好ましい。さらに、元素Ｒの少なくとも一部としてＳｍを使用し、Ｚｒリッチの粒界相のＳｍ濃度が５〜３５原子％の範囲であることが望ましい。このような粒界相は磁気異方性が高いため、永久磁石により大きな保磁力を付与することができる。Ｚｒリッチの粒界相の元素Ｒの濃度（Ｓｍ濃度等）が５原子％未満であると、磁気異方性の増大効果が十分に得られない。一方、元素Ｒの濃度（Ｓｍ濃度等）が３５原子％を超えると、主相内のＳｍ濃度が減少して２−１７相が不安定になる。Ｚｒリッチの粒界相の元素Ｒの濃度（Ｓｍ濃度等）は５〜２０原子％の範囲が好ましく、さらに好ましくは６〜１５原子％の範囲である。

この実施形態の永久磁石において、主相および粒界相のＺｒ濃度や元素Ｒの濃度（Ｓｍ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。例えば、図１のＳＥＭによる反射電子像において、Ａ部のＺｒ濃度をＳＥＭ−ＥＤＸで測定することによって、主相のＺｒ濃度を特定することができる。また、Ｂ部のＺｒ濃度やＳｍ濃度等をＳＥＭ−ＥＤＸで測定することによって、粒界相のＺｒ濃度やＳｍ濃度等を特定することができる。ＳＥＭ−ＥＤＸ以外にＴＥＭ−ＥＤＸによって、主相および粒界相のＺｒ濃度やＳｍ濃度等を測定することも可能である。

なお、Ｚｒリッチの粒界相の厚さが薄い場合には、ＳＥＭ−ＥＤＸによる粒界相のＺｒ濃度やＳｍ濃度等の測定が困難になるおそれがある。そのような場合、図１に示すように、Ｚｒリッチの粒界相（図中Ｂ）と連続した、粒界相と同じ色を示す結晶三重点に存在する相（図中、Ｃで示す）におけるＺｒ濃度を、粒界相のＺｒ濃度と定義することができる。なぜなら、反射電子像におけるコントラストは組成比を反映しており、粒界相と結晶三重点の色（コントラスト）が同様であれば、三重点が粒界相の組成を代表していると解釈できるからである。このような測定を１つの試料に対し、任意の粒界相の２０点で実施し、その平均値を粒界相のＺｒ濃度やＳｍ濃度等とする。

また、Ｚｒリッチの粒界相の厚さは、ＳＥＭ観察により測定することができる。まず、焼結体のＳＥＭ観察を行う。焼結体を１〜３ｍｍ角程度に粉砕し、観察面を研磨して平滑にした後、倍率３０００倍で観察する。この際に観察される結晶粒界の厚さが粒界相の厚さと見なされる。粒界相の厚さが薄い場合には、５０００倍で観察してもよい。また、粒界相が明瞭になるため、ＳＥＭ観察はＳＥＭ反射電子像で観察することが好ましい。粒界相の厚さが非常に薄い場合には、ＴＥＭ観察を行って粒界相の厚さを測定してもよい。

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や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、低融点のＺｒリッチ相（粒界を構成する相）の融解開始温度Ｔ_L以上で、かつ主相粉末が十分に液相とならない温度Ｔ_P以下の温度条件下で焼結を行うことで、主相の周囲をＺｒリッチの粒界相が取り囲むような組織を得ることができる。

ここで、Ｚｒリッチ相の融解開始温度Ｔ_L、および主相粉末が十分に液相とならない温度Ｔ_P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Ｚｒリッチ相および主相は合金作製時に生成され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を用いてもよい。また、焼結に用いる粉末は、融点の異なる２種類以上の粉末を別々に準備し、混合して用いてもよい。

図４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の結果の一例を示す。図４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り、このピーク頂点温度を主相粉末が十分に液相とならない温度Ｔ_Pとする。一方、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Ｚｒリッチ相の融解による吸熱ピークである。このピークの立ち上がりの接線（Ｌ１とバックグラウンドの接線Ｌ２との交点）を融解開始温度Ｔ_Lとする。これらの温度を用いて、適切な焼結温度Ｔ（℃）は以下のように表すことができる。
Ｔ_L−１０（℃）＜Ｔ＜Ｔ_P＋１０（℃）…（２）

上記した式（２）を満たすような温度で焼結を行うことによって、主相の周囲をＺｒリッチ相が取り囲んだような金属組織が形成される。焼結温度が（Ｔ_L−１０℃）以下であると、十分な液相を得ることができず、ニュークリエーション型となる組織が得られない。一方、焼結温度が（Ｔ_P＋１０℃）以上であると、主相も液相となることで、主相の構成元素とＺｒリッチ相構成元素とが拡散し、粒界でのＺｒ濃度が低くなる。このため、明瞭なＺｒリッチの粒界相を得ることができない。さらに、合金粉末中のＳｍ等が蒸発するため、保磁力等の磁気特性を十分に高めることができない。

上記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、より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。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。

得られた焼結体は、そのまま永久磁石として使用してもよいし、また焼結後に適切な温度で熱処理した後に永久磁石として使用してもよい。例えば、１１００〜１２００℃の温度による熱処理を施したり、この高温での熱処理とそれより低温での熱処理とを組合せて施すことによって、結晶中の欠陥が少なくなる等の理由に基づいて、永久磁石の保磁力のさらなる向上が期待される。なお、この実施形態の永久磁石を構成する磁石材料（合金粉末、焼結体、それを粉砕した粉末等）は、ボンド磁石として利用することも可能である。

この実施形態の永久磁石は、各種モータや発電機の固定磁石や可変磁石として使用することができる。可変磁石として使用する場合、永久磁石の保磁力は５００ｋＡ／ｍ以下であることが好ましい。この実施形態の永久磁石を固定磁石や可変磁石として用いることによって、可変磁束モータや可変磁束発電機が構成される。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。この実施形態の永久磁石を可変磁束ドライブシステムにおける固定磁石や可変磁石として用いることによって、システムのより一層の高効率化、小型化、低コスト化等を図ることができる。

次に、実施形態のモータと発電機について、図面を参照して説明する。図５は実施形態による可変磁束モータを示しており、図６は実施形態による可変磁束発電機を示している。実施形態の永久磁石の使用用途は、可変磁束モータや可変磁束発電機に限られるものではない。実施形態の永久磁石は、通常の永久磁石モータや発電機に適用することも可能であり、この場合にも高効率化、小型化、低コスト化等を図ることができる。

図５に示す可変磁束モータ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内の鉄心４中には、実施形態の永久磁石を用いた固定磁石５と、固定磁石５より低保磁力の永久磁石を用いた可変磁石６とが配置されている。可変磁石６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６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３には磁化巻線（図示せず）が設けられ、この磁化巻線に磁化回路から電流を流すことで、その磁界が直接に可変磁石６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５と保磁力が５００ｋＡ／ｍ以下の可変磁石６とを得ることができる。なお、図５に示す可変磁束モータ１おいては、固定磁石５および可変磁石６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１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６に示す可変磁束発電機１１は、実施形態の永久磁石を用いたステータ（固定子）１２を備えている。ステータ（固定子）１２の内側に配置されたロータ（回転子）１３は、可変磁束発電機１１の一端に設けられたタービン１４とシャフト１５により接続されている。タービン１４は、例えば外部から供給される流体により回転されるように構成されている。なお、流体により回転されるタービン１４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１５を回転させることも可能である。ステータ１２とロータ１３には、各種公知の構成を採用することができる。

そして、シャフト１５はロータ１３に対してタービン１４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１３の回転により発生した起電力が可変磁束発電機１１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。なお、ロータ１３にはタービン１４からの静電気による帯電や発電に伴う軸電流による帯電等が発生する。このため、可変磁束発電機１１はロータ１３の帯電を放電させるためのブラシ１６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_Lと主相粉末が十分に液相とならない温度Ｔ_Pとを求めた。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各合金インゴットの温度Ｔ_Lと温度Ｔ_P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に示す温度で３時間焼結し、引き続いて１１７０℃で３時間熱処理して焼結体を作製した。焼結体を８５０℃で４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粒界相中のＺｒ濃度、Ｓｍ濃度、厚さを測定した。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を測定した。これらの結果を表２に示す。

（比較例１〜２）
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。また、前述した方法にしたがって粒界相中のＺｒ濃度、Ｓｍ濃度、厚さを測定した。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を測定した。これらの結果を表２に示す。

（実施例４〜６）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中でアーク溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを石英製のノズルに装填し、高周波誘導加熱して溶融した後、溶湯を周速０．６ｍ／秒で回転する冷却ロールに傾注し、連続的に凝固させて薄帯を作製した。この薄帯を粗粉砕した後、ジェットミルにより微粉砕して合金粉末を調製した。この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に示す温度で１時間焼結した後、室温まで急冷して焼結体を作製した。焼結体を８５０℃で４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。また、前述した方法にしたがって粒界相中のＺｒ濃度、Ｓｍ濃度、厚さを測定した。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を測定した。これらの結果を表２に示す。

（比較例３〜４）
焼結温度を表２に示す温度に変更する以外は、実施例４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。また、前述した方法にしたがって粒界相中のＺｒ濃度、Ｓｍ濃度、厚さを測定した。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を測定した。これらの結果を表２に示す。

（実施例７〜１０）
表１に組成を示す合金粉末を用いる以外は、それぞれ実施例１と同様にして圧粉体を作製した。次いで、圧粉体をＡｒガス雰囲気中にて表２に示す温度で３時間焼結した後、室温まで急冷して焼結体を作製した。焼結体を８３０℃で８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。また、前述した方法にしたがって粒界相中のＺｒ濃度、Ｓｍ濃度、厚さを測定した。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を測定した。これらの結果を表２に示す。

（比較例５）
焼結温度を表１に示す温度に変更する以外は、実施例７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。また、前述した方法にしたがって粒界相中のＺｒ濃度、Ｓｍ濃度、厚さを測定した。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を測定した。これらの結果を表２に示す。

（比較例６〜１０）
表１に組成を示す合金粉末を用いる以外は、それぞれ実施例１と同様にして圧粉体を作製した。次いで、圧粉体をＡｒガス雰囲気中にて表２に示す温度で２時間焼結した後、室温まで急冷して焼結体を作製した。焼結体を８００℃で４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。また、前述した方法にしたがって粒界相中のＺｒ濃度、Ｓｍ濃度、厚さを測定した。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１〜１０の焼結磁石はいずれも高保磁力であり、磁石特性に優れていることが分かる。これに対して、比較例１〜５の焼結磁石は粒界相のＺｒ濃度が低く、また厚さも薄いため、十分な保磁力が得られていない。また、比較例６〜１０の焼結磁石は組成がずれているため、十分な保磁力が得られていない。

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

１…可変磁束モータ、２…ステータ、３…ロータ、４…鉄心、５…固定磁石、６…可変磁石、１１…可変磁束発電機、１２…ステータ、１３…ロータ、１４…タービン、１５…シャフト、１６…ブラシ。

Claims (9)

1. 組成式：Ｒ_pＦｅ_qＺｒ_rＭ_sＣｕ_tＣｏ_{100-p-q-r-s-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、ｓおよびｔはそれぞれ原子％で、１０≦ｐ≦１５、２４≦ｑ≦４０．５、１．５≦ｒ≦４．５、０≦ｓ≦３、１．５≦ｒ＋ｓ≦４．５、０．８≦ｔ≦１３．５を満足する数である）
   で表される組成を有する永久磁石であって、
   Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相を有する主相と、前記主相の結晶粒界に存在し、Ｚｒ濃度が４原子％以上３５原子％以下であると共に、前記元素Ｒの濃度が５原子％以上３０原子％以下である結晶相を有する粒界相とを備えることを特徴とする永久磁石。
2. 請求項１に記載の永久磁石において、
   前記元素Ｒは少なくともＳｍを含有し、かつ前記粒界相のＳｍ濃度が５原子％以上３０原子％以下であることを特徴とする永久磁石。
3. 請求項１または請求項２に記載の永久磁石において、
   前記粒界相の厚さが２０ｎｍ以上５００ｎｍ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項に記載の永久磁石において、
   初磁化曲線がニュークリエーション型を示すことを特徴とする永久磁石。
5. 請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の永久磁石において、
   前記元素Ｍの含有量は、前記Ｚｒの含有量と前記元素Ｍの含有量との合計量に対して５０原子％未満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項に記載の永久磁石において、
   前記元素Ｒの５０原子％以上がＳｍであることを特徴とする永久磁石。
7. 請求項１ないし請求項６のいずれか１項に記載の永久磁石において、
   前記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。
8. 請求項１ないし請求項７のいずれか１項に記載の永久磁石を具備することを特徴とするモータ。
9. 請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の永久磁石を具備することを特徴とする発電機。

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