JP2017168827A - 永久磁石、回転電機、及び車両 - Google Patents

Abstract

【課題】保磁力と角形比を向上させた永久磁石を提供する。【解決手段】実施形態の永久磁石は、ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｓＣｏ１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｓ（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から選ばれる少なくとも１つの元素、１０．５≦ｐ≦１２．５原子％、２４≦ｑ≦４０原子％、０．８８≦ｒ≦４．５原子％、３．５≦ｓ≦１０．７原子％）で表される組成と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を含む主相からなる結晶粒と、結晶粒の結晶粒界とを有する組織とを備える焼結体を具備する。焼結体の組織において、結晶粒の平均粒径が５０μｍ以上１００μｍ以下であり、かつ結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合が７５％以上である。【選択図】図１

Description

本発明の実施形態は、永久磁石、回転電機、及び車両に関する。

高性能な永久磁石としては、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石等の希土類磁石が知られている。ハイブリッド自動車（Ｈｙｂｒｉｄ Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｖｅｈｉｃｌｅ：ＨＥＶ）や電気自動車（Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｖｅｈｉｃｌｅ：ＥＶ）等の車両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１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。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できる。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石のうちＳｍ_２Ｃｏ_１７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、さらには角形比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。しかしながら、Ｆｅ濃度が高い組成域を有する合金粉末を用いて、従来の製造方法を適用して作製した永久磁石では、保磁力を維持しつつ、角形比を向上させることが難しい。そこで、高Ｆｅ濃度を有するＳｍ−Ｃｏ系磁石で大きな保磁力と良好な角形比とを両立させる技術が求められている。

特開２０１４−１０１５４７号公報 特開２０１４−１９２１９３号公報

本発明が解決しようとする課題は、保磁力と角形比を向上させた永久磁石と、それを用いた回転電機及び車両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}
ここで、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≦１２．５原子％を満足する数、
ｑは２４≦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、
ｓは３．５≦ｓ≦１０．７原子％を満足する数である、
で表される組成と、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を含む主相からなる結晶粒と、前記結晶粒の結晶粒界とを有する組織とを備える焼結体を具備する。焼結体の組織において、結晶粒の平均粒径は５０μｍ以上１００μｍ以下であり、かつ結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合が７５％以上である。

実施形態の永久磁石の構造例を示す断面模式図である。 実施形態の永久磁石の金属組織の構造例を示す断面模式図である。 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。 実施形態の発電機を示す図である。 実施形態の車両の構成例を示す模式図である。 実施形態の車両の構成例を示す模式図である。

以下、実施形態の永久磁石とその製造方法について説明する。実施形態の永久磁石は、
組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｓＣｏ_{１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｓ} …（１）
ここで、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≦１２．５原子％を満足する数、
ｑは２４≦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、
ｓは３．５≦ｓ≦１０．７原子％を満足する数である、
で表される組成と、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を含む主相からなる結晶粒と、前記結晶粒の結晶粒界とを有する組織とを備える焼結体を具備する焼結磁石である。

上記した組成式（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つ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）、及びプラセオジム（Ｐｒ）から選ばれる少なくとも１つ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には、１種類の元素を用いてもよいし、複数種類の元素を用いてもよい。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。

永久磁石の保磁力を高めるために、元素Ｒの含有量ｐは１０．５〜１２．５原子の範囲に設定される。元素Ｒの含有量ｐが１０．５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。元素Ｒの含有量ｐが１２．５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１０．７〜１２．３原子％の範囲であることが好ましく、さらに好ましくは１０．９〜１２．１原子％の範囲である。

鉄（Ｆｅ）は、主として永久磁石の磁化を担う元素である。Ｆｅを比較的多量に含有させることによって、永久磁石の飽和磁化を高めることができる。ただし、Ｆｅをあまり過剰に含有させるとα−Ｆｅ相が析出したり、後述する所望の２相分離組織が得られにくくなるため、保磁力が低下するおそれがある。このため、Ｆｅの含有量ｑは２４〜４０原子％の範囲に設定される。Ｆｅの含有量ｑは２７〜３６原子％の範囲であることが好ましく、さらに好ましくは２９〜３４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）、及びハフニウム（Ｈｆ）から選ばれる少なくとも１つの元素が用いられる。元素Ｍには、１種類の元素を用いてもよいし、複数種類の元素を用いてもよい。元素Ｍを配合することによって、Ｆｅ濃度が高い組成で大きな保磁力を発現させることができる。元素Ｍの含有量ｒは０．８８〜４．５原子％の範囲に設定される。元素Ｍの含有量ｒを０．８８原子％以上とすることによって、Ｆｅ濃度を高めることができる。元素Ｍの含有量ｒが４．５原子％を超えると、元素Ｍがリッチな異相が出現しやすくなり、磁化及び保磁力が共に低下する。元素Ｍの含有量ｒは１．１４〜３．５８原子％の範囲であることが好ましく、さらに好ましくは１．４９〜２．２４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３．５〜１０．７原子％の範囲に設定される。Ｃｕの配合量ｓが３．５原子％未満であると、高い保磁力を得ることが困難になる。Ｃｕの配合量ｓが１０．７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３．９〜９原子％の範囲であることが好ましく、さらに好ましくは４．３〜５．８原子％の範囲である。

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

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

実施形態の永久磁石は、組成式（１）で表される組成を有する焼結体からなる焼結磁石である。焼結磁石（焼結体）は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を含む領域を主相として有している。焼結磁石の主相とは、焼結体の断面等を走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）で観察した際に、観察像（ＳＥＭ像）内で面積比率が最も大きい相を示す。焼結磁石の主相は、高温相であるＴｂＣｕ_７型結晶相（１−７相）を前駆体とし、これに時効処理を施して形成した相分離組織を有していることが好ましい。相分離組織は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相（２−１７相）からなるセル相とＣａＣｕ_５型結晶相（１−５相）等からなるセル壁相とを有している。セル壁相の磁壁エネルギーはセル相に比べて大きいため、この磁壁エネルギーの差が磁壁移動の障壁となる。つまり、磁壁エネルギーの大きいセル壁相がピンニングサイトとして働くことによって、磁壁ピニング型の保磁力が発現するものと考えられる。

図１は実施形態の焼結磁石の構造を模式的に示す断面図である。実施形態の焼結磁石１００は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を含む主相からなる結晶粒１０１を有しており、そのような結晶粒の多結晶体（焼結体）からなるものである。焼結体（１００）を構成する結晶粒１０１間には、結晶粒界１０２が存在している。図２は実施形態の焼結磁石の金属組織の構造を模式的に示す断面図である。結晶粒１０１は、２−１７相からなるセル相１１１と、セル相１１１を取り囲むように存在し、１−５相等からなるセル壁相１１２とを有する。焼結体を構成する結晶粒１０１の大きさ（結晶粒径）は、一般的にミクロンオーダーである。一方、結晶粒（主相）中のセル相１１１の大きさはナノオーダー（例えば５０〜４００ｎｍ程度）であり、そのようなセル相１１１を取り囲むセル壁相１１２の厚さもナノオーダー（例えば２〜３０ｎｍ程度）である。セル相１１１とセル壁相１１２とによる相分離組織は、２−１７相を含む主相からなる結晶粒内に存在するものである。

実施形態の永久磁石を構成する焼結体は、上述したように２−１７相を含む主相からなる結晶粒を有する多結晶体である。実施形態の永久磁石の多結晶組織においては、結晶粒の平均粒径は５０μｍ以上１００μｍ以下とすると共に、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合（個数比）を７５％以上としている。このような多結晶組織を有する焼結体を永久磁石に適用することによって、高鉄濃度の永久磁石（焼結磁石）の磁気特性をより一層高めることが可能になる。実施形態による永久磁石の組織と磁気特性との関係について、以下に詳述する。

すなわち、永久磁石を構成するＳｍ−Ｃｏ系焼結体は、数μｍレベルに微粉砕された合金粉末を磁場中で結晶配向させながら圧縮成型し、この圧縮成型体を所定の温度で保持して焼結させることにより得られる。さらに、Ｓｍ−Ｃｏ系焼結磁石の製造工程では、焼結後に焼結温度より若干低い温度で保持し、その後に急冷する溶体化処理を実施するのが一般的である。焼結工程と溶体化処理工程は連続して行うことが多く、焼結−溶体化処理工程で焼結体を得ることが一般的である。焼結体の磁化は焼結体の密度と比例関係にあるため、なるべく高い焼結体密度を得ることが望ましい。また、配向度が高いほど残留磁化が高くなる。つまり、高い残留磁化を得るためには、原料組成比を高鉄濃度化すると共に、焼結体密度が高く、結晶配向度が高い焼結体を得ることが一般的な手法と言える。しかし、過剰に高鉄濃度化してしまうと保磁力が低下してしまう。さらに、焼結体密度や結晶配向度の改善にも限界があり、 新たな磁化の改善方法の創出が望まれている。

Ｓｍ−Ｃｏ系焼結磁石の特性は、上述した製造工程に大きく左右される。例えば、数μｍレベルに微粉砕された合金粉末の粒径が大きすぎると焼結性が低下し、十分な焼結体密度が得られず、磁化の低下を招くおそれがある。逆に、合金粉末の粒径が小さすぎる場合には、粉末の比表面積が増加することで粉末が酸化しやすくなり、磁化低下を招くおそれがある。また、焼結時の焼結温度が低すぎると空孔が生じ、十分な焼結体密度が得られない。十分な焼結体密度が得られないと、上述したように高い磁化を得ることができない。また、焼結温度が高すぎると構成元素であるＳｍ等の元素Ｒが蒸発し、極端な組成ずれが生じてしまう。このような場合には、十分な保磁力が得られないおそれがある。

微粉砕された合金粉末の圧縮成型体を焼結することにより焼結体（焼結磁石）を作製する場合、合金粉末の粒径や焼結温度のみならず、焼結体の多結晶組織や特性に合金粉末（微粉末）に物理吸着する水分が影響を及ぼすことが考えられる。本願発明者等は、合金粉末（微粉末）に物理吸着する水分に着目し、焼結工程までの吸着水分量が焼結体の多結晶組織に影響を及ぼすことを明らかとした。すなわち、合金粉末の吸着水分量を管理することで多結晶組織を制御し、磁石特性を改善できることを見出した。特に、原料組成比を高鉄濃度化した合金粉末を用いた場合、吸着水分量が増加する傾向があるため、焼結工程までの合金粉末の吸着水分量の管理が重要となる。

数μｍレベルに微粉砕された合金粉末は、酸化の影響を受けやすいため、通常はアルゴン（Ａｒ）や窒素（Ｎ_２）等の不活性ガス雰囲気中で保管される。その際、保管期間に伴う微粉末の吸着水分量を調べた結果、保管時間の増加に伴って吸着水分量が上昇することが判明した。また、微粉末の吸着水分量と、それを用いて作製した焼結体の酸素濃度との関係を調べたところ、両者は依存性があり、微粉末の水分量が多いほど、焼結体の酸素濃度は増加する傾向があった。さらに、酸素濃度が増加した焼結体の多結晶組織は、結晶粒径の粒度分布が不均一となり、特に直径５０μｍ未満の小サイズの結晶粒の比率が増大することが判明した。これは、焼結時において水分の存在により、微粉末表面の酸化が促進され、粒子表面に形成された酸化物の影響により、焼結−溶体化処理における結晶粒成長が抑制されるためと考えられる。すなわち、焼結工程前の微粉末の吸着水分量を低く管理することによって、焼結体の多結晶組織を粗大化させることができることを見出した。

不活性ガス雰囲気中で一定期間保管した合金粉末をカールフィッシャー法により水分測定した結果、水分の検出温度は１００〜２００℃の範囲が主となり、それ以降は２００〜４００℃までの昇温過程では単調に減少し、４００〜７００℃までの昇温過程では水分検出はほとんど確認されなかった。すなわち、微粉末に含有される水分は、主として微粉末表面に物理吸着した水分であることが示唆される。物理吸着水であれば、低温下において真空雰囲気中や不活性ガスの流通雰囲気中で保持することで、脱離させることができる。実施形態の焼結磁石は、このような処理を圧縮成型体の焼結工程の前処理工程として実施することによって、微粉末に物理吸着した水分を除去し、焼結体の多結晶組織を適度に粗大化させることを可能にしたものである。

すなわち、実施形態の永久磁石（焼結磁石）は、上記した焼結工程の前処理工程等に基づいて、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合（個数比）が７５％以上である多結晶組織を備えている。焼結磁石を構成する多結晶組織において、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合を７５％以上とすることによって、焼結磁石の保磁力と角形比が顕著に向上する。結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合を増加させるためには、組織全体の結晶粒サイズを粗大化させることが有効である。このような点から、実施形態の永久磁石を構成する焼結体において、結晶粒の平均結晶粒径は５０μｍ以上であることが好ましい。結晶粒の平均粒径が５０μｍ未満である場合にも、焼結磁石の保磁力及び角形比の向上効果を十分に得ることができないおそれがある。

保磁力及び角形比の劣化は、焼結体の多結晶組織において、結晶粒界付近の組織の乱れが原因と考える。主相からなる結晶粒の中央付近は、２−１７相からなるセル相と１−５相等からなるセル壁相との相分離が良好になされるのに対し、結晶粒界付近では異相となる粒界相の存在により、上記した相分離が不十分となる。このような点に対して、結晶粒サイズを粗大化することによって、粒界相の存在による相分離が不十分な領域を減少させることができる。すなわち、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合を７５％以上とすることによって、結晶粒内の良好に相分離した領域を拡大することができ、これによって焼結磁石の磁石特性、特に保磁力及び角形比を向上させることができる。

すなわち、５０μｍ以上の結晶粒の割合が７５％未満であると、相対的に結晶粒界の量が増加することによって、主相からなる結晶粒内の相分離領域の総量が低下する。その結果として、焼結磁石の保磁力及び角形比の低下を招くことになる。焼結磁石（焼結体）の多結晶組織において、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合（個数比）は、７７％以上であることが好ましく、さらに好ましくは８０％以上である。また、結晶粒の平均結晶粒径が５０μｍ未満であると、結晶粒の粗大化効果を十分に得ることができない。結晶粒の平均結晶粒径は５５μｍ以上であることがより好ましく、６０μｍ以上であることがさらに好ましい。結晶粒の平均結晶粒径が大きすぎると、焼結体（焼結磁石）の強度等が低下しやすくなるため、結晶粒の平均結晶粒径は１００μｍ以下であることが好ましい。

さらに、焼結磁石の多結晶組織を構成する結晶粒は、その粒径が揃っていることが好ましい。すなわち、結晶粒径の粒度分布の形状がシャープであることが好ましい。具体的には、平均粒径に対して±１０μｍの範囲に入る結晶粒径を有する結晶粒の割合（個数比）が３０％以上であることが好ましい。これによって、焼結磁石の保磁力及び角形比をより一層向上させることができる。平均粒径に対して±１０μｍの範囲に入る結晶粒径を有する結晶粒の割合は４０％以上であることがより好ましい。

上述したように、実施形態の永久磁石は、焼結体を構成する結晶粒を十分に成長（平均結晶粒径が５０μｍ以上）させ、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合を７５％以上とすることによって、保磁力及び角形比のより一層の向上を図ったものである。永久磁石の具体的な保磁力に関しては、例えば１５００ｋＡ／ｍ以上を実現することができる。永久磁石の具体的な角形比に関しては、例えば９０％以上を実現することができる。

角形比は、以下のように定義される。まず、直流Ｂ−Ｈトレーサ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、保磁力ｉＨｃ、及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が式（２）から求められる。
（ＢＨ）ｍａｘ（理論値）＝Ｍｒ^２／４μ_０ …（２）
角形比は、測定で得られる（ＢＨ）ｍａｘ（測定値）と（ＢＨ）ｍａｘ（理論値）の比により評価され、式（３）から求められる。
角形比＝（ＢＨ）ｍａｘ（実測値）／（ＢＨ）ｍａｘ（理論値）×１００ …（３）

上述した結晶粒サイズの測定方法について、以下に詳述する。一般に、結晶粒界は光学顕微鏡観察や走査型顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することができる。ただし、ここでは焼結体（焼結磁石）を構成する結晶粒のサイズを電子後方散乱回折像法（ＳＥＭ−Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ：ＳＥＭ−ＥＢＳＰ）により測定、評価する。その理由は、ＳＥＭの２次電子像や反射電子像により結晶粒界を観察した場合、結晶粒界は一般に線状で現れる。この際、結晶粒界を示すラインが不鮮明になることも多々あり、その場合結晶粒サイズを正確に測定することが困難となる。そのため、結晶粒サイズの測定は、結晶粒の配向度の違いにより結晶粒を認識するＥＢＳＰ法を用いる。

結晶粒界を認識するためには、まず認識させたい方位差（基準となる方位差）を指定する。方位差は角度で指定する。すると、隣り合うピクセル（測定点）同士の方位差が指定された基準より大きければ、そこに粒界があると認識することができる。例えば、１−７相の（０００１）面からの方位差を５度以上と指定した場合、結晶方位の乱れた部分（方位差が５°以上）を結晶粒界として認識することができる。

ＳＥＭによる組織観察やＳＥＭ−ＥＢＳＰによる測定は、焼結体の内部に対して行うものとする。焼結体内部の測定とは、以下に示す通りである。すなわち、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、辺に対して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。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、基準線は基準線１及び基準線２でそれぞれ４本の合計８本となり、測定箇所は表面部及び内部でそれぞれ８箇所となる。この実施形態においては、表面部及び内部でそれぞれ８箇所全てが上記した結晶粒径等の規定を満たすことが好ましいが、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規定を満たしていればよい。この場合、１本の基準線における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。

以下に、測定面積内に存在する結晶粒のサイズ及び平均粒径（平均結晶粒径）を求める具体的な手順を示す。観察は、磁場配向させた焼結体に対して、セル相である２−１７相の磁化容易軸（１−７結晶相の［０００１］方位／ｃ軸方向）に垂直な断面で行う。この断面をＮＤ面と定義する。理想的に配向した試料では、全ての結晶粒の（０００１）面がＮＤ面と平行（すなわち、［０００１］方位がＮＤ面と垂直）の関係にある。

まず、試料の観察面の前処理として、試料をエポキシ樹脂にて包埋して機械研磨及びバフ仕上げした後、水洗及びエアブローによる散水を行う。散水後の試料をドライエッチング装置で表面処理する。次に、ＥＢＳＤシステム−Ｄｉｇｉｖｉｅｗ（ＴＳＬ社製）が付属する走査型電子顕微鏡Ｓ−４３００ＳＥ（日立ハイテクノロジーズ社製）で試料表面を観察する。観察条件は、加速電圧３０ｋＶ、測定面積５００μｍ×５００μｍとする。観察倍率は１５０倍を基準とすることが望ましい。ただし、測定面積（５００μｍ×５００μｍ）内に結晶粒が１５個未満の場合、観察倍率を２５０倍とし、測定面積を８００μｍ×８００μｍとすることが望ましい。観察結果から、測定面積範囲内に存在する結晶粒のサイズと平均粒径を、以下の条件により求める。

ステップサイズ２μｍにて、測定面積範囲内の全ピクセルの方位を測定し、隣接するピクセル間の方位差が５°以上である境界を結晶粒界と見なす。結晶粒サイズは、結晶粒界に囲まれた同一結晶粒内の面積である粒面積を測定し、その面積と同面積を有する真円の直径とする。このような結晶粒サイズの測定を測定面積範囲内に存在する全結晶粒に対して実施し、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の個数割合を評価する。結晶粒の平均粒径は、測定面積範囲内に存在する全結晶粒の粒径の平均値とする。平均粒径に対して±１０μｍの範囲に入る結晶粒径を有する結晶粒の個数割合は、測定面積範囲内に存在する全結晶粒の結晶粒径と上記した平均粒径との比較から求めるものとする。ただし、同一結晶粒内に内包される測定点が５点未満の結晶粒、及び測定面積範囲の端部に到達している結晶粒は、結晶粒として見なさないこととする。

実施形態の永久磁石は、焼結体を構成する結晶粒を十分に成長（平均結晶粒径が５０μｍ以上）させ、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合を７５％以上とすることによって、保磁力及び角形比の向上を図ったものである。結晶粒を成長させて結晶粒界の存在比率を減少させるためには、一般的に焼結温度の高温化が有効である。ただし、先にも述べたように、Ｓｍ−Ｃｏ系焼結磁石では高温での焼結によりＳｍ等の元素Ｒが蒸発し、組成の制御が困難になる。組成制御の観点から、焼結温度は１１９０℃以下であることが望ましい。しかし、１１９０℃以下の焼結温度では原子の拡散速度が遅くなり、十分に結晶成長させることができない。このような点に対して、本願発明者等は過剰なＳｍ等の蒸発を抑え、かつ十分に結晶成長させる条件として、焼結時間を長時間化するだけでなく、焼結前の合金粉末の吸着水分量を低く管理することが有効であると共に、そのための実用的な方法を見出した。具体的な焼結条件等について、以下に詳述する。

実施形態の永久磁石は、以下のようにして作製される。永久磁石の製造方法は、組成式（１）で表される組成を有する合金粉末を、磁場中で加圧成形して圧縮成型体を作製する工程と、圧縮成型体を１Ｐａ以下の真空雰囲気下又は不活性ガスの流通雰囲気下にて１００℃以下の温度で２時間以上保持し、圧縮成型体に含まれる水分を除去する工程と、水分を除去した圧縮成型体を焼結して焼結体を作製する工程と、焼結体に溶体化処理を施す工程と、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が好ましい。

実施形態の永久磁石の製造工程について、以下に詳述する。まず、所定量の元素を含む合金粉末を作製する。合金粉末は、例えばアーク溶解法や高周波溶解法で溶解した合金溶湯を鋳造して合金インゴットを形成し、合金インゴットを粉砕することにより調製される。合金粉末の他の調製方法としては、ストリップキャスト法、メカニカルアロイング法、メカニカルグラインディング法、ガスアトマイズ法、還元拡散法等が挙げられ、これらの方法で調製した合金粉末を用いてもよい。このようにして得られた合金粉末又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。

粉砕後の合金粉末の平均粒径は２〜５μｍの範囲であることが好ましく、さらに粒径が２〜１０μｍの範囲の粒子の体積割合が粉末全体の８０％以上であることがより好ましい。このような粒径を有する合金粉末は磁場配向させやすい。粉砕はジェットミルで行うことが好ましい。ボールミルであると、粉砕中に発生した微粉を取り除くことができないため、平均粒径が２〜５μｍの範囲であったとしても、サブミクロンレベルの粒子が多く含まれる。このようなサブミクロンレベルの微粒子が凝集することで、磁場配向させにくくなる。さらに、サブミクロンレベルの微粒子は、吸着水分量及び焼結体中の酸化物量を増大させる要因となり、保磁力や角形比を低下させるおそれがある。

磁石組成中の鉄濃度が２４原子％以上の場合、粉砕後の合金粉末は粒径が１０μｍを超える粒子の体積割合が１０％以下であることがより好ましい。鉄濃度が２４原子％以上であると、合金インゴット中の異相量が増大しやすい。異相は量だけでなく、大きさも増大する傾向にあり、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以上の粒子が存在すると、この粒子がそのまま異相粒子となることがある。このような異相粒子は焼結後においても残存し、保磁力の低下、磁化の低下、角形性の低下等を引き起こす。このような点から、粗大粒子の比率を減らすことが好ましい。

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型することによって、結晶軸を配向させた圧縮成型体を作製する。得られた圧縮成型体を適正な条件下で焼結することで、高密度を有する焼結体を得ることができる。実施形態においては、圧縮成型体を焼結炉に投入し、焼結処理を行う以前に、真空雰囲気下又は不活性ガスの流通雰囲気下にて１００℃以下の温度に保持する工程を実施することによって、圧縮成型体に含有される水分を脱離させる。前述したように、圧縮成型体の前駆体となる合金粉末（微粉末）には、水分が物理吸着して存在する。このような物理吸着水は、圧縮成型体を真空雰囲気下で保持したり、不活性ガスを吹き付けながら保持することによって、合金粉末及び圧縮成型体から脱離させることができる。特に、原料組成比を高鉄濃度化した合金粉末は、吸着水分量が増加する傾向があるため、焼結工程の前に圧縮成型体を真空雰囲気下又は不活性ガスの流通雰囲気下にて１００℃以下の温度で保持する前処理工程を実施することによって、圧縮成型体に含まれる水分を除去することが有効である。

真空雰囲気下での保持処理は、１Ｐａ以下の真空条件下で実施することが好ましく、より好ましくは０．１Ｐａ以下、さらに好ましくは０．０１Ｐａ以下である。不活性ガスの流通雰囲気下での保持処理は、アルゴン（Ａｒ）ガス等の不活性ガスを圧縮成型体に吹き付けながら実施することが好ましい。保持処理時の温度は、１００℃以下とすることが好ましく、より好ましくは５０℃以下、さらに好ましくは３０℃以下である。温度が１００℃を超えると、物理吸着水による合金粉末の酸化が生じやすくなり、焼結工程前に実施する前処理工程の効果が低下する。さらに、物理吸着水による合金粉末の酸化をより一層抑制する上で、保持処理時の温度は５０℃以下であることがより好ましい。保持時間は２時間以上であることが好ましく、より好ましくは４時間以上、さらに好ましくは６時間以上である。保持時間が２時間未満であると、圧縮成型体から水分を十分に脱離させることができない。このような保持工程（焼結工程の前処理工程）を実施することによって、圧縮成型体に含有される水分を脱離させることができる。

続いて、圧縮成型体の焼結工程を実施する。焼結工程は真空雰囲気中やＡｒガス等の不活性ガス雰囲気中で実施される。焼結体の密度を高めるために、焼結工程は真空雰囲気中での焼成と不活性ガス雰囲気中での焼成とを組合せて実施することが好ましい。この場合、まず圧縮成型体を真空雰囲気中で所定の温度まで昇温し、次いで焼成雰囲気を真空雰囲気から不活性ガス雰囲気に切り替えた後、所定の焼結温度まで昇温して焼結することが好ましい。真空雰囲気中での焼成は、真空雰囲気中での保持工程から引き続いて実施される。

焼結温度は１１１０〜１１９０℃の範囲とすることが好ましい。焼結温度による保持時間（焼結時間）は６〜２０時間の範囲とすることが好ましい。焼結温度が１１９０℃を超えると、合金粉末中のＳｍ等が過剰に蒸発することで、組成ずれが生じて良好な磁気特性が得られないおそれがある。焼結温度が１１１０℃未満であると、緻密な焼結体を得ることができない。焼結温度は１１５０℃以上がより好ましく、さらに好ましくは１１６５℃以上である。焼結温度は１１８５℃以下がより好ましい。真空雰囲気中での焼成においては、焼結温度まで昇温してもよいし、焼結温度より若干低い温度まで昇温するようにしてもよい。さらに、真空雰囲気中での昇温温度で所定時間保持するようにしてもよい。

結晶粒を成長させて結晶粒界の比率を減少させるために、焼結時間は６時間以上とすることが好ましい。焼結時間が６時間未満であると、結晶粒を十分に成長させることができない。このため、焼結磁石の磁気特性を十分に高めることができないおそれがある。さらに、密度の不均一性が生じ、これによっても磁化が低下しやすくなる。焼結時間が２０時間を超えると、Ｓｍ等の蒸発量が増えて組成制御が困難になるおそれがある。焼結時間は８時間以上であることがより好ましく、さらに好ましくは１０時間以上である。焼結時間は１６時間以下であることがより好ましく、さらに好ましくは１４時間以下である。

次に、得られた焼結体に溶体化処理を施して結晶組織を制御する。溶体化処理は焼結と連続して行ってもよい。溶体化処理は相分離組織の前駆体である１−７相を得るために、１１００〜１１９０℃の範囲の温度で６〜２８時間保持して実施することが好ましい。溶体化処理温度は、焼結温度より低い温度に設定することが好ましい。１１００℃未満の温度及び１１９０℃を超える温度では、溶体化処理後の試料中の１−７相の割合が小さく、良好な磁気特性が得られない。溶体化処理温度は１１２０〜１１８０℃の範囲がより好ましく、さらに好ましくは１１２０℃〜１１７０℃の範囲である。

溶体化処理時間も粒成長に影響し、その時間が短いと結晶粒界の比率を十分に減少させることができない。さらに、構成相が不均一になって、保磁力が低下するおそれがある。このため、溶体化処理温度による保持時間は６時間以上とすることが好ましい。ただし、溶体化処理温度による保持時間が長すぎると、Ｓｍ等の蒸発量が増えて組成制御が困難になるおそれがあるため、溶体化処理温度による保持時間は２８時間以下とすることが好ましい。溶体化処理時間は１２〜２４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１４〜１８時間の範囲である。溶体化処理は酸化防止のために、真空雰囲気中や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。

焼結体内の結晶粒を十分に成長させるためには、焼結時間を長時間化するだけでなく、溶体化処理時間を長くすることが好ましい。このため、焼結時間及び溶体化処理時間は、いずれも６時間以上とすることが好ましい。それだけでなく、焼結時間と溶体化処理時間の合計時間を１６時間以上とすることが好ましい。つまり、焼結時間が６時間の場合、溶体化処理時間は１０時間以上とすることが好ましい。溶体化処理時間が６時間の場合、焼結時間は１０時間以上とすることが好ましい。これらの合計時間が１６時間未満の場合には、結晶粒径が５０μｍ未満の結晶粒の割合を十分に低減することができないおそれがある。焼結時間と溶体化処理時間の合計時間は１９時間以上であることがより好ましく、さらに好ましくは２２時間以上である。

溶体化処理工程では、上述した温度で一定時間保持した後に急冷することが好ましい。この急冷は準安定相である１−７相を室温でも維持するために実施する。長時間の焼結や溶体化処理を行うと、１−７相が安定化しにくくなる場合がある。この際、冷却速度を−１７０℃／分以下とすることで、１−７相が安定化しやすくなり、保磁力を発現させやすくなる。さらに、冷却速度が−１７０℃／分を超えると、冷却中にＣｅ_２Ｎｉ_７型結晶相（２−７相）が生成される場合がある。この相は磁化や保磁力を低下させる要因となるおそれがある。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、時効処理によるセル相とセル壁相への相分離が起きにくくなる。

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、引き続いて炉冷により室温まで冷却することが好ましい。時効処理は二段階の熱処理により実施してもよい。例えば、上記した熱処理を一段目とし、その後に二段目の熱処理として４００〜６５０℃の温度で一定時間保持した後、引き続き炉冷により室温まで冷却することで、保磁力が改善される場合がある。保持時間は１〜６時間の範囲とすることが好ましい。時効処理は酸化防止のために、真空雰囲気中や不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。

時効処理温度が７００℃未満又は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、時効処理時間が８０時間を超える場合には、セル壁相の厚さが厚くなることで、セル相の体積分率が低下するおそれがある。これは磁気特性を低下させる要因となる。時効処理時間は４〜６０時間の範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは８〜４０時間の範囲である。

また、時効熱処理後の冷却速度が−０．２℃／分を超える場合には、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するおそれがある。一方、時効熱処理後の冷却速度が−２℃／分未満であると、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ないおそれがある。いずれの場合にも、永久磁石の磁気特性を十分に高めることができない可能性がある。時効熱処理後の冷却速度は−０．４〜−１．５℃／分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〜−１．３℃／分の範囲である。

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、時効処理温度より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、磁化曲線の角形性の改善が期待される。具体的には、予備時効処理の温度を６５０〜７９０℃、処理時間を０．５〜４時間、時効処理後の徐冷速度を−０．５〜−１．５℃／分とすることで、永久磁石の角形性の改善が期待される。

実施形態の永久磁石は、各種モータや発電機等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。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。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。実施形態の車両は、実施形態のモータや発電機等の回転電機を具備している。実施形態の車両としては、実施形態のモータ及び発電機の少なくとも一方を具備するＨＥＶ、ＥＶ、鉄道車両が例示される。

次に、実施形態の永久磁石を具備する回転電機について、図面を参照して説明する。図３は実施形態による永久磁石モータを示している。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、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。実施形態の永久磁石を用いることによって、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は実施形態による可変磁束モータを示している。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、実施形態の永久磁石が固定磁石１５及び可変磁石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、変動させ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、固定磁石１５に好適な保磁力を得ることができる。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及び可変磁石１６のいずれにも実施形態の永久磁石を用いることができるが、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車両用のモータに好適である。

図５は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、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。実施形態の発電機２１は、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。

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２１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２３にはタービン２４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。

上記した回転電機は、例えば鉄道交通に利用される鉄道車両（車両の一例）に搭載される。図６は、回転電機２０１を具備する鉄道車両２００の一例を示す。回転電機２０１としては、上記した図３、４のモータ、図５の発電機等が用いられる。回転電機２０１は、例えば架線から供給される電力や、鉄道車両２００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り駆動力を出力する電動機（モータ）、又は運動エネルギーを電力に変換して鉄道車両２００内の各種負荷に電力を供給する発電機（ジェネレータ）として用いることができる。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で、省エネルギーで鉄道車両を走行させることができる。

上記した回転電機は、ハイブリッド自動車や電気自動車等の自動車（車両の他の例）に搭載されてもよい。図７は、回転電機３０１を具備する自動車３００の一例を示す。回転電機３０１としては、上記した図３、４のモータ、図５の発電機等が用いられる。回転電機３０１は、自動車３００の駆動力を出力する電動機、又は自動車３００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用いることができる。

次に、実施例及びその評価結果について述べる。

（実施例１〜２）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中でアーク溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを粗粉砕した後、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成型して圧縮成型体を作製した。合金粉末の圧縮成型体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が５．５×１０^−３Ｐａとなるまで真空排気した。この状態で、チャンバ内の温度を４０℃以下に管理し、６時間保持することによって、圧縮成型体に含有される水分を除去した。

続いて、チャンバ内の温度を１１６５℃まで昇温し、その温度で５分間保持した後、Ａｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温し、その温度で１３時間保持して焼結を行い、引き続いて１１３０℃で２４時間保持して溶体化処理を行った後、−２４０℃／分の冷却速度で室温まで冷却した。溶体化処理後の焼結体を７１０℃で１時間保持した後に室温まで徐冷した。続いて、焼結体を８１０℃で４２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４５０℃まで徐冷し、その温度で３時間保持した後に室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結体の作製条件（焼結工程と溶体化工程の処理条件）を表２に示す。

焼結磁石の組成は表１に示す通りである。磁石の組成分析は、誘導結合発光プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ：ＩＣＰ）法により実施した。ＩＣＰ法による組成分析は、以下の手順により行った。まず、乳鉢で粉砕した試料を一定量はかり取り、石英製ビーカに入れる。混酸（硝酸と塩酸を含む）を入れ、ホットプレート上で１４０℃程度に加熱し、試料を完全に溶解させる。放冷した後、ＰＦＡ製メスフラスコに移して定容し、試料溶液とする。このような試料溶液に対し、ＩＣＰ発光分光分析装置・ＳＰＳ４０００（エスアイアイ・ナノテクノロジー社製）を用いて検量線法により含有成分の定量を行う。

得られた焼結磁石について、前述した方法にしたがって、焼結体の平均結晶粒径、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合、平均結晶粒径に対して±１０μｍ以下の範囲の粒径を有する結晶粒の割合を測定した。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角形比を測定した。角形比の定義は前述した通りである。これらの測定結果を表３に示す。なお、表３における保磁力及び角形比の評価は、保磁力に関しては１５００ｋＡ／ｍ以上の場合を○、それ未満の場合を×とし、角形比に関しては９０％以上の場合を○、それ未満の場合を×とした。

（実施例３〜５）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを粗粉砕し、１１７０℃×２時間の条件で熱処理した後に室温まで急冷した。これを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成型して圧縮成型体を作製した。合金粉末の圧縮成型体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が９．０×１０^−１Ｐａとなるまで真空排気した。この状態で、チャンバ内の温度を３０℃以下に管理し、１２時間保持することによって、圧縮成型体に含有される水分を除去した。

続いて、チャンバ内の温度を１１６５℃まで昇温し、その温度で５分間保持した後、Ａｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温し、その温度で１３時間保持して焼結を行い、引き続いて１１３０℃で２４時間保持して溶体化処理を行った後、−２５０℃／分の冷却速度で室温まで冷却した。溶体化処理後の焼結体を７５０℃で１．５時間保持した後に室温まで徐冷した。続いて、焼結体を８００℃で３８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３５０℃まで徐冷し、その温度で２時間保持した後に室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。

焼結磁石の組成は表１に示す通りである。焼結体の作製条件（焼結工程と溶体化工程の処理条件）は表２に示す通りである。焼結磁石（焼結体）の平均結晶粒径、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合、平均結晶粒径に対して±１０μｍ以下の範囲の粒径を有する結晶粒の割合、保磁力、角形比を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（実施例６〜７）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを粗粉砕し、１１３０℃×２時間の条件で熱処理した後に室温まで急冷した。これを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成型して圧縮成型体を作製した。合金粉末の圧縮成型体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が２．５×１０^−３Ｐａとなるまで真空排気した。この状態で、チャンバ内の温度を７０℃以下に管理し、４時間保持することによって、圧縮成型体に含有される水分を除去した。

続いて、チャンバ内の温度を１１５０℃まで昇温し、その温度で２５分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温し、その温度で１３時間保持して焼結を行い、引き続いて１１３０℃で２４時間保持して溶体化処理を行った後、−２６０℃／分の冷却速度で室温まで冷却した。溶体化処理後の焼結体を６９０℃で１時間保持した後に室温まで徐冷した。続いて、焼結体を８３０℃で４５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３００℃まで徐冷し、その温度で４時間保持した後に室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。焼結磁石（焼結体）の平均結晶粒径、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合、平均結晶粒径に対して±１０μｍ以下の範囲の粒径を有する結晶粒の割合、保磁力、角形比を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（実施例８〜１１）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを粗粉砕し、１１７０℃×２時間の条件で熱処理した後に室温まで急冷した。これを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成型して圧縮成型体を作製した。合金粉末の圧縮成型体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が５．５×１０^−３Ｐａとなるまで真空排気した。この状態で、チャンバ内の温度を４０℃以下に管理し、６時間保持することによって、圧縮成型体に含有される水分を除去した。

続いて、表２に示す条件で焼結工程及び溶体化処理工程を実施した。溶体化処理後の冷却速度は−１８０℃／分とした。溶体化処理後の焼結体を７２０℃で２時間保持した後に室温まで徐冷した。続いて、焼結体を８２０℃で３５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３５０℃まで徐冷し、その温度で１．５時間保持した後に室温まで炉冷することで、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。焼結磁石（焼結体）の平均結晶粒径、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合、平均結晶粒径に対して±１０μｍ以下の範囲の粒径を有する結晶粒の割合、保磁力、角形比を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（実施例１２）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを粗粉砕し、１１７０℃×２時間の条件で熱処理した後に室温まで急冷した。これを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成型して圧縮成型体を作製した。合金粉末の圧縮成型体を焼成炉のチャンバ内に配置し、圧縮成型体にＡｒガスを吹き付けるように、チャンバ内にＡｒガスを流通させた。この状態で、チャンバ内の温度を４０℃以下に管理し、１２時間保持することによって、圧縮成型体に含有される水分を除去した。

続いて、表２に示す条件で焼結工程及び溶体化処理工程を実施した。溶体化処理後の冷却速度は−１８０℃／分とした。溶体化処理後の焼結体を７２０℃で２時間保持した後に室温まで徐冷した。続いて、焼結体を８２０℃で３５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３５０℃まで徐冷し、その温度で１．５時間保持した後に室温まで炉冷することで、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。焼結磁石（焼結体）の平均結晶粒径、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合、平均結晶粒径に対して±１０μｍ以下の範囲の粒径を有する結晶粒の割合、保磁力、角形比を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（比較例１〜２）
表１に示す組成を適用する以外は、実施例１と同様にして焼結磁石を作製した。比較例１は合金組成中のＳｍ濃度を１２．５原子％を超える濃度としたものであり、比較例２は合金組成中のＺｒ濃度を４．５原子％を超える濃度としたものである。焼結磁石（焼結体）の平均結晶粒径、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合、平均結晶粒径に対して±１０μｍ以下の範囲の粒径を有する結晶粒の割合、保磁力、角形比を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（比較例３）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを粗粉砕し、１１７０℃×２時間の条件で熱処理した後に室温まで急冷した。これを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成型して圧縮成型体を作製した。合金粉末の圧縮成型体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空度が５．５×１０^−３Ｐａとなるまで真空排気した。この状態で、チャンバ内の温度を１００℃を超える温度に管理し、６時間保持した。続いて、チャンバ内の温度を１１６０℃まで昇温し、その温度で５分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気としたチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温し、その温度で１３時間保持して焼結を行い、引き続いて１１３０℃で２４時間保持して溶体化処理を行った後、−２００℃／分の冷却速度で室温まで冷却した。

次に、溶体化処理後の焼結体を７２０℃で２時間保持した後に室温まで徐冷した。続いて、焼結体を８２０℃で３５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３５０℃まで徐冷し、その温度で１．５時間保持した後に室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。焼結磁石（焼結体）の平均結晶粒径、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合、平均結晶粒径に対して±１０μｍ以下の範囲の粒径を有する結晶粒の割合、保磁力、角形比を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

（比較例４〜５）
実施例８と同組成となるように秤量した原料混合物を用いて、実施例８と同様にして合金粉末を調製した。次いで、合金粉末を磁界中でプレス成型して圧縮成型体を作製した後、表２に示す条件で、真空保持工程、焼結工程、及び溶体化処理工程を実施した。さらに、実施例８と同一条件で時効処理を行って焼結磁石を作製した。焼結磁石（焼結体）の平均結晶粒径、５０μｍ以上の結晶粒の割合、平均結晶粒径に対して±１０μｍ以下の範囲の粒径を有する結晶粒の割合、保磁力、角形比を、実施例１と同様にして測定した。これらの測定結果を表３に示す。

表３から明らかなように、圧縮成型体の焼結工程の前に、所定の条件下で圧縮成型体に含まれる水分の除去工程を実施することによって、焼結体（焼結磁石）の多結晶組織において、結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合を７５％以上とすることができる。さらに、そのような多結晶組織を備える焼結磁石は、保磁力及び角形比が共に優れることが確認された。これに対して、焼結磁石の組成範囲が所定の範囲から外れている比較例１、２、及び水分の除去工程が不十分な比較例３〜５は、いずれも結晶粒径が５０μｍ以上の結晶粒の割合が７５％未満であり、さらに保磁力及び角形比の少なくとも一方が劣っていることが確認された。

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、２，１２，２２…ステータ、３，１３，２３…ロータ、１１…可変磁束モータ、１５…固定磁石、１６…可変磁石、２１…発電機、２４…タービン、１００…焼結磁石、１０１…結晶粒、１０２…結晶粒界、１１１…セル相、１１２…セル壁相、２００…鉄道車両、２０１，３０１…回転電機、３００…自動車。

Claims (11)

1. 組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｓＣｏ_{１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｓ}
   ここで、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≦１２．５原子％を満足する数、
   ｑは２４≦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、
   ｓは３．５≦ｓ≦１０．７原子％を満足する数である、
   で表される組成を有する焼結体を具備する永久磁石であって、
   前記焼結体は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を含む主相からなる結晶粒と、前記結晶粒の結晶粒界とを有する組織を備え、
   前記焼結体の組織において、前記結晶粒の平均粒径が５０μｍ以上１００μｍ以下であり、かつ結晶粒径が５０μｍ以上の前記結晶粒の割合が７５％以上である永久磁石。
2. 前記焼結体の組織において、前記結晶粒の平均粒径に対して±１０μｍ以下の範囲の粒径を有する前記結晶粒の割合が３０％以上である、請求項１に記載の永久磁石。
3. 前記結晶粒は、前記Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有するセル相と、前記セル相を取り囲むセル壁相とを備える、請求項１又は請求項２に記載の永久磁石。
4. 保磁力が１５００ｋＡ／ｍ以上であると共に、角形比が９０％以上である、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。
5. 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、請求項１ないし請求項４のいずれか１項に記載の永久磁石。
6. 前記Ｃｏの２０原子％以下が、Ｎｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ及びＷからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素Ａで置換されている、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。
7. 請求項１ないし請求項６のいずれか１項に記載の永久磁石を具備する回転電機。
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、前記ステータの内部に配置されたロータとを具備し、前記ステータ又は前記ロータは前記永久磁石を備える、請求項７又は請求項８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１項に記載の回転電機を具備する車両。
11. 前記回転電機は発電機であり、前記発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。

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