JP5259668B2 - 永久磁石とその製造方法、およびそれを用いたモータと発電機 - Google Patents

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可変磁束モータと可変磁束発電機に関する。

可変磁束モータや可変磁束発電機においては、可変磁石と固定磁石の２種類の磁石が使用されている。可変磁石は、可変磁束モータや可変磁束発電機の高速回転時には電流磁界により減磁させ、トルクが必要な運転状況のときに再び電流磁界により着磁させる。このように、可変磁石では減磁作用と増磁作用があるが、特に磁束を少なくした状態から再び着磁状態に戻す増磁作用が課題となっている。増磁作用では鉄心が磁気飽和して起磁力が費やされるため、必要な磁化電流が増える。従って、増磁動作での磁化電流は減磁動作時よりも大きくなる。増磁の際に可変磁石を小さな磁化電流で着磁することができれば、可変磁束モータや可変磁束発電機のさらなる低消費電力化が実現できると期待される。

従来、可変磁石にはＡｌ−Ｎｉ−Ｃｏ系磁石（アルニコ磁石）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、可変磁石には保磁力や磁束密度の向上が求められている。高性能な永久磁石としては、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石が知られている。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石のうち、Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石は２−１７型結晶相と１−５型結晶相との二相分離組織を有し、磁壁ピンニング型の保磁力発現機構により磁石特性を得ているため、可変磁石に適した磁石である。しかしながら、従来のＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石はピンニング効果が過剰であること等に起因して、増磁の際の着磁に必要な外部磁界、すなわち磁化電流を低下させることができない。

特開２００８−０４３１７２号公報 特開２００５−２４３８８４号公報

本発明の目的は、高性能なＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石の増磁の際に必要な磁化電流を低下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可変磁束モータと可変磁束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（Ｆｅ_pＭ_qＣｕ_r（Ｃｏ_1-sＡ_s）_1-p-q-r）_z
（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、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素、ＡはＮｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｎｂ、ＴａおよびＷから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ｐ、ｑ、ｒ、ｓおよびｚはそれぞれ原子比で０．０５≦ｐ≦０．６、０．００５≦ｑ≦０．１、０．０１≦ｒ≦０．１５、０≦ｓ≦０．２、４≦ｚ≦９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型結晶相とＴｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相中の銅濃度の１．２倍以上５倍以下の範囲の銅濃度を有する銅リッチ相とを含む組織を備え、かつＴｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相の結晶ｃ軸を含む断面における銅リッチ相間の平均距離ｄが１２０ｎｍを超えて５００ｎｍ未満の範囲である。

実施形態の永久磁石の製造方法は、
組成式：Ｒ（Ｆｅ_pＭ_qＣｕ_r（Ｃｏ_1-sＡ_s）_1-p-q-r）_z
（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、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素、ＡはＮｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｎｂ、ＴａおよびＷから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ｐ、ｑ、ｒ、ｓおよびｚはそれぞれ原子比で０．０５≦ｐ≦０．６、０．００５≦ｑ≦０．１、０．０１≦ｒ≦０．１５、０≦ｓ≦０．２、４≦ｚ≦９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、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、圧粉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、時効処理後の焼結体を冷却する工程とを具備している。時効処理は、ＴＢ＋５０＜Ｔ＜ＴＢ＋１５０（ここで、ＴＢは式：３５００ｐ−５０００ｑ−（５０ｐ）²で表される温度である）を満足する温度Ｔにて０．２５時間以上８時間以下の範囲で熱処理することにより実施される。時効処理後の冷却は０．２℃／ｍｉｎ以上２℃／ｍｉｎ以上の範囲の冷却速度で実施される。このようにして得られる冷却後の焼結体は、Ｔｈ ₂ Ｚｎ ₁₇ 型結晶相とＴｈ ₂ Ｚｎ ₁₇ 型結晶相中の銅濃度の１．２倍以上５倍以下の範囲の銅濃度を有する銅リッチ相とを含む組織を備え、かつＴｈ ₂ Ｚｎ ₁₇ 型結晶相の結晶ｃ軸を含む断面における銅リッチ相間の平均距離ｄが１２０ｎｍを超えて５００ｎｍ未満の範囲とされている。

実施形態の可変磁束モータは、実施形態の永久磁石を可変磁石として具備している。実施形態の可変磁束発電機は、実施形態の永久磁石を可変磁石として具備している。

実施形態の永久磁石の磁化曲線の一例を示す図である。 Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石の銅リッチ相の平均間隔ｄとＨ(minor)／Ｈ(major)比との関係を示す図である。 実施形態の永久磁石の金属組織を拡大して示すＴＥＭ像である。 図３に示す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４に示す銅濃度の線分析結果の一例を示す図である。 図５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。 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（Ｆｅ_pＭ_qＣｕ_r（Ｃｏ_1-sＡ_s）_1-p-q-r）_z …（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、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素、ＡはＮｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｎｂ、ＴａおよびＷから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ｐ、ｑ、ｒ、ｓおよびｚはそれぞれ原子比で０．０５≦ｐ≦０．６、０．００５≦ｑ≦０．１、０．０１≦ｒ≦０．１５、０≦ｓ≦０．２、４≦ｚ≦９を満足する数である）
で表される組成を有し、かつＴｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相（２−１７型結晶相）とＴｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相の銅濃度の１．２倍以上５倍以下の範囲の銅濃度を有する銅リッチ相（ＣａＣｕ₅型結晶相（１−５型結晶相）等）とを含む二相組織を備えている。

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種の元素が使用される。元素Ｒはいずれも磁石材料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種を用いることがより好ましく、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は、元素Ｒとそれ以外の元素（Ｆｅ、Ｍ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ａ）との原子比が１：４〜１：９の範囲（ｚ値として４〜９の範囲／元素Ｒの含有量として１０〜２０原子％の範囲）となるように配合される。元素Ｒの含有量が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が得られない。一方、元素Ｒの含有量が２０原子％を超えると、飽和磁化の低下が著しくなる。元素Ｒの含有量は１０〜１５原子％の範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは１０．５〜１２．５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を配合することによって、高い鉄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の含有量は元素Ｒ以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ）の総量の０．５〜１０原子％（０．００５≦ｑ≦０．１）の範囲とする。ｑ値が０．１を超えると磁化の低下が著しく、またｑ値が０．００５未満であると鉄濃度を高める効果が小さい。元素Ｍの含有量は０．０１≦ｑ≦０.０６であることがより好ましく、さらに好ましくは０．０１５≦ｑ≦０．０４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の配合量は元素Ｒ以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ）の総量の１〜１５原子％（０．０１≦ｒ≦０．１５）の範囲とする。ｒ値が０．１５を超えると磁化の低下が著しく、またｒ値が０．０１未満であると高い保磁力を得ることが困難となる。Ｃｕの配合量は０．０２≦ｒ≦０．１とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．０３≦ｒ≦０．０８である。

鉄（Ｆｅ）は主として永久磁石の磁化を担うものである。Ｆｅを多量に配合することによって、永久磁石の飽和磁化を高めることができる。ただし、Ｆｅの含有量が過剰になりすぎると、α−Ｆｅ相が析出したり、また２−１７型結晶相と銅リッチ相（１−５型結晶相等）との二相組織が得られにくくなる。これらによって、永久磁石の保磁力が低下する。Ｆｅの配合量は元素Ｒ以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ）の総量の５〜６０原子％（０．０５≦ｐ≦０．６）の範囲とする。Ｆｅの配合量は０．２６≦ｐ≦０．５であることがより好ましく、さらに好ましくは０．２８≦ｐ≦０．４８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を多く含有するとキュリー温度が高くなり、永久磁石の熱安定性も向上する。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、永久磁石に過剰にＣｏを含有させると相対的にＦｅの含有量が減るため、磁化の低下を招くおそれがある。Ｃｏの含有量はｐ、ｑ、ｒで規定される範囲（１−ｐ−ｑ−ｒ）とする。

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）、ケイ素（Ｓｉ）、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（０≦ｓ≦０．２）の範囲とする。

ところで、Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石は高温相であるＴｂＣｕ₇型結晶相（１−７型結晶相）を前駆体とし、これに時効処理を施してＴｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相（２−１７型結晶相）とＣａＣｕ₅型結晶相（１−５型結晶相）とに相分離させ、磁壁ピンニング型の保磁力発現機構に基づいて磁石特性を得ている。２−１７型結晶相は主相（粒内相）となり、その粒界に１−５型結晶相（粒界相）が析出して２−１７型結晶相を区切り、セル構造と呼ばれる二次構造ができる。スピノーダル分解によって、１−５型結晶相はＣｕリッチおよびＦｅプアとなり、２−１７型結晶相はＣｕプアおよびＦｅリッチとなる。

なお、この実施形態の永久磁石は、２−１７型結晶相およびＣｕリッチ相以外の結晶相や非晶質相を含んでいてもよい。その他の相としては、元素Ｍの濃度が粒内相より高いＭリッチ相や元素ＲとＦｅを主成分とする化合物相等が考えられるが、その量はＭリッチ相を除いて、不純物相程度の量であることが好ましい。永久磁石は実質的に２−１７型結晶相とＣｕリッチ相とからなることが好ましい。

Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石における保磁力の起源は相分解により生じた微細構造にある。粒界に析出した１−５型結晶相の磁壁エネルギーは、主相である２−１７型結晶相の磁壁エネルギーと比べて大きく、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型結晶相がピンニングサイトとして働く。ここで、磁壁エネルギーの差は主に銅（Ｃｕ）の濃度差により生じていると考えられる。粒界に析出する相のＣｕ濃度が粒内のＣｕ濃度より十分に高ければ、保磁力が発現する。このため、ピンニングサイトにはＣｕリッチ相が適用される。

Ｃｕリッチ相の代表例としては、上述したＣａＣｕ₅型結晶相（１−５型結晶相）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。Ｃｕリッチ相は主相である２−１７型結晶相のＣｕ濃度の１．２倍以上５倍以下のＣｕ濃度を有していればよい。Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度が２−１７型結晶相のＣｕ濃度の１．２倍以上であれば、ピンニングサイトとして機能させることができる。ただし、Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度が２−１７型結晶相のＣｕ濃度の５倍を超えると、保磁力が巨大化して可変磁石に適さなくなる。１−５型結晶相以外のＣｕリッチ相としては、高温相である１−７型結晶相や１−７型結晶相の二相分離の初期段階に生じる１−５型結晶相の前駆体相等が挙げられる。

上述したように、Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石の磁気特性はＣｕリッチ相に影響される。例えば、Ｃｕリッチ相の厚さが厚いと磁壁のピンニング効果が高くなりすぎ、巨大な保磁力が発現してしまうおそれがある。永久磁石を可変磁石として使用する場合、永久磁石は適度な保磁力を有することが好ましい。具体的には、可変磁石として用いる永久磁石の保磁力は１００〜５００ｋＡ／ｍの範囲であることが好ましい。永久磁石の保磁力が５００ｋＡ／ｍを超えると可変磁石として使用することが困難となる。一方、永久磁石の保磁力が１００ｋＡ／ｍ未満であると可変磁石の高性能化を十分に図ることができない。

このような点から、Ｃｕリッチ相の平均厚さｔは２０ｎｍ以下であることが好ましい。Ｃｕリッチ相の平均厚さｔを２０ｎｍ以下とすることで、適度な磁壁のピンニング効果が得られる。従って、可変磁石に好適な１４０〜５００ｋＡ／ｍの範囲の保磁力を有する永久磁石を安定して提供することができる。永久磁石の保磁力は２００〜４００ｋＡ／ｍの範囲であることがより好ましい。Ｃｕリッチ相の平均厚さｔは１５ｎｍ以下であることがより好ましく、さらに好ましくは１０ｎｍ以下である。ただし、Ｃｕリッチ相の平均厚さｔが小さすぎると磁壁のピンニング効果が弱くなりすぎて、保磁力が低下しすぎるおそれがある。このため、Ｃｕリッチ相の平均厚さｔは１ｎｍ以上であることが好ましい。

さらに、Ｃｕリッチ相の析出間隔は磁壁ピンニング挙動に大きく影響を及ぼす。例えば、Ｃｕリッチ相が緻密に析出し、Ｃｕリッチ相の間隔が小さい場合には、磁壁が強固にピン止めされることになる。このため、増磁に必要な外部磁界が保磁力とほぼ同等となり、磁化電流の低下が望めない。つまり、Ｃｕリッチ相の析出間隔が大きくなるように金属組織を制御することができれば、Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石を増磁する際に小さな外部磁界、すなわち小さな磁化電流で着磁することが可能となる。これによって、可変磁束モータや可変磁束発電機の低消費電力化を可能とする磁石を実現することができる。

Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石の金属組織は製造プロセスに強く依存する。時効処理ではおよそ７５０〜９５０℃の温度で熱処理を行った後に制御冷却を実施し、ある温度まで冷却した時点から急冷する。時効処理温度が低すぎるとＣｕリッチ相の析出が不十分となり、粒内相とＣｕリッチ相との間に磁壁の移動を阻害するほどのエネルギー差が生じない。その結果として、磁壁エネルギーの差による保磁力発現機構が機能しない。一方、時効処理温度が高すぎる場合にはＣｕリッチ相が粗大になり、可変磁石に適した特性が得られない。このような永久磁石の製造プロセスを制御し、Ｃｕリッチ相の厚さｔを維持しつつ、Ｃｕリッチ相の析出間隔を適度な範囲に制御することができれば、保磁力を巨大化させることなく、増磁の際の着磁に必要な磁界を低下させることが可能となる。

ここで、永久磁石の着磁性の良し悪しは、磁化曲線から求められるＨ(minor)とＨ(major)の比で評価される。Ｈ(major)は消磁状態の直方体形状の焼結体磁石を用いて定義される。Ｈ(major)は以下のようにして求められる。まず、消磁状態の直方体形状の焼結体磁石の磁化容易軸に対して正の方向に１２００ｋＡ／ｍの外部磁界を印加（増磁）する。その際に得られる最大の磁化が飽和磁化Ｍｓである。１２００ｋＡ／ｍの磁界を印加した後、負の方向に−１２００ｋＡ／ｍまで外部磁界を印加（減磁）する。この際に得られる絶対値が最大の磁化を−Ｍｓと定義する。その後、再び正の方向に１２００ｋＡ／ｍの外部磁界を印加（増磁）する。この増磁の際に、Ｍｓの８０％の磁化に達する際の磁界をＨ(major)と定義する。このようにして得られる磁化曲線をメジャーループと呼ぶ。

Ｈ(minor)は以下のようにして求められる。まず、上述した手順に基づいて正負各方向の外部磁界の印加による増磁−減磁−増磁を行ってメジャーループを描き、引き続いて負の方向に磁界を印加（減磁）する。この際、与える磁界は−Ｍｓに対して９０％の大きさの磁化となるまでとする。磁化が−Ｍｓに対して９０％の大きさになった後、再び正の方向に外部磁界を印加し、１２００ｋＡ／ｍの外部磁界を与える（増磁）。この増磁の際に、Ｍｓの８０％の磁化に達する際の磁界をＨ(minor)と定義する。このようにして得られる磁化曲線をマイナーループと呼ぶ。

Ｈ(major)に対するＨ(minor)の比（Ｈ(minor)／Ｈ(major)）が小さいということは、増磁の際に小さな磁界で着磁することが可能であることを意味する。従来のＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石では、Ｈ(major)に対してＨ(minor)は９５％程度である。従って、
Ｈ(minor)／Ｈ(major)＜０．９５ …（２）
を満たすＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石は、再磁化に必要な磁界を従来のＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石に比べて小さくすることができる。このようなＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石によれば、可変磁束モータや可変磁束発電機の省電力化が可能な可変磁石を提供することが可能となる。Ｈ(minor)／Ｈ(major)比は０．９以下であることがより好ましく、これにより顕著な省電力化が見込まれる。Ｈ(minor)／Ｈ(major)比は０．８５以下であることが望ましい。

この実施形態の永久磁石は、２−１７型結晶相からなる粒内相（主相）とその粒界に析出したＣｕリッチ相（１−５型結晶相等）との二相分離組織を備えた永久磁石において、合金組成に応じた時効処理条件等を適用して金属組織を制御することによって、２−１７型結晶相の結晶ｃ軸を含む断面におけるＣｕリッチ相（粒界相）間の平均距離ｄを１２０ｎｍを超えて５００ｎｍ未満の範囲（１２０ｎｍ＜ｄ＜５００ｎｍ）としたものである。これによって、Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石の磁化曲線におけるマイナーループの形状が非対称となり、増磁の際の着磁に必要な磁界を低下させることができる。

図１はＣｕリッチ相の平均間隔ｄが１２０ｎｍ＜ｄ＜５００ｎｍの範囲の磁石（実施例）の磁化曲線の一例を、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄが１２０ｎｍ以下の磁石（比較例）の磁化曲線と比較して示す図である。図１に示すように、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄが１２０ｎｍ以下の磁石（比較例）は、磁化曲線におけるマイナーループの形状がメジャーループの形状とほぼ同じであるのに対し、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄが１２０ｎｍ＜ｄ＜５００ｎｍの範囲の磁石（実施例）は、磁化曲線におけるマイナーループの形状が非対称であり、増磁の際の着磁に必要な磁界を小さくすることができる。

このように、Ｃｕリッチ相の平均厚さｔが２０ｎｍ以下であると共に、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄが１２０ｎｍ＜ｄ＜５００ｎｍの範囲のＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石によれば、可変磁石に適した保磁力と可変幅を維持しつつ、適度な磁壁ピンニング効果に基づいて増磁の際の着磁に必要な外部磁界、すなわち磁化電流の低下させることができる。具体的には、Ｈ(minor)／Ｈ(major)比を０．９５未満とすることができる。図２はＣｕリッチ相の平均間隔ｄとＨ(minor)／Ｈ(major)比との関係を示す図である。図２に示されるように、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄが１２０ｎｍを超えるように分散析出させることによって、Ｈ(minor)／Ｈ(major)比を０．９５未満、さらには０．９０以下とすることができる。

Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄが１２０ｎｍ以下であると磁壁のピンニング効果が顕著となって着磁性が悪化する。Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄは１３０ｎｍ以上であることがより好ましく、さらには１５０ｎｍ以上であることが望ましい。ただし、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄが５００ｎｍ以上になると磁壁ピンニング効果が働かず、保磁力機構が変化する等の理由から、減磁後の増磁の際に急激に磁化曲線が立ち上がる現象がおこり、可変磁石に求められる可変幅が確保できなくなる。Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄは４５０ｎｍ以下であることがより好ましい。図３に実施形態の永久磁石の断面の一例を示す。

上述したように、Ｃｕリッチ相は２−１７型結晶相（粒内相）のＣｕ濃度の１．２倍以上５倍以下の範囲のＣｕ濃度を有する領域である。従って、２−１７型結晶相の結晶ｃ軸を含む断面をエネルギー分散型蛍光Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）等で組成分析することによって、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄを求めることができる。Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄは、２−１７型結晶相の結晶ｃ軸を含む断面を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）により１００ｋの倍率で観察し、得られた像の組成線分析を行ってＣｕリッチ相の位置を特定し、あるＣｕリッチ相から次のＣｕリッチ相までの距離の平均値として定義される。組成線分析は、まず一定方向（第１の方向）に対して３０〜５０ｎｍの間隔で実施し、次いで同一面内で第１の方向と直交する方向（第２の方向）に対しても同様な間隔で実施する。平均間隔ｄは、全ての組成線分析で得られたＣｕリッチ相間の距離を平均した値とする。

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。図３に実施形態によるＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石の断面観察結果であるＴＥＭ像（１００ｋ倍）の一例を示す。図３において、コントラストが均一な部分が２−１７型結晶相（粒内相）であり、その間に存在する板状の部分（黒っぽい領域）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４にＴＥＭ像の組成線分析の様子を示す。なお、図４は図３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４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
次いで、ＴＥＭ像の各線分析結果（Ｌa1〜ＬanおよびＬb1〜Ｌbn）からＣｕ濃度を求める。図５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６に図５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６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６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および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。

Ｃｕリッチ相の厚さは、２−１７型結晶相の結晶ｃ軸を含む断面のＴＥＭ像において、コントラストが均一な結晶粒（２−１７型結晶相）と隣接するコントラストが均一な結晶粒（２−１７型結晶相）との間のコントラストが異なる領域の幅である。Ｃｕリッチ相の平均厚さｔは、１００ｋ倍の倍率のＴＥＭ像（図３に示すＴＥＭ像）において、コントラストが異なる領域の幅を５点測定し、その平均値を示すものとする。具体的には、任意の板状、棒状、もしくは筋状のコントラストが確認できる部位を選択する。このコントラストが異なる部位の観察像上の短軸方向の長さ（厚さ）を測定し、その長さをＣｕリッチ相の厚さｔ1とする。この測定を５回実施し、Ｃｕリッチ相の厚さｔ1〜ｔ5の平均値をＣｕリッチ相の平均厚さｔとする。

明瞭なＣｕリッチ相を観察像上で確認できない場合には、上記したＣｕリッチ相の平均間隔ｄの求め方のステップ３に記載したように、図６における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、この領域の幅を測定してＣｕリッチ相の平均厚さｔを求めてもよい。例えば、Ｃｕ濃度のデータ値（Ｃｕ濃度の４乗値）上で５箇所のＣｕリッチ相の厚さｔ1〜ｔ5を求め、これらの平均値をＣｕリッチ相の平均厚さｔとしてもよい。

この実施形態の永久磁石によれば、２−１７型結晶相とＣｕリッチ相との二相組織を備えるＳｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石において、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄに基づいて磁壁ピンニング効果を制御しているため、可変幅を確保しつつ増磁の際の着磁に必要な磁化電流を低下させることができる。さらに、Ｃｕリッチ相の平均厚さｔを制御することで、適度な保磁力を得ている。従って、可変磁石に好適な保磁力と可変幅とを有し、その上で増磁の際の着磁に必要な磁化電流が小さい永久磁石を提供することが可能となる。このような永久磁石を可変磁束モータや可変磁束発電機の可変磁石に適用することによって、可変磁束モータや可変磁束発電機のさらなる低消費電力化を実現することができる。

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１１００〜１３００℃の温度で０．５〜１５時間焼結して緻密な焼結体を得る。焼結温度が１１００℃未満であると焼結体の密度が不十分となり、１３００℃を超えるとＳｍ等の希土類元素が蒸発して良好な磁気特性が得られない。焼結温度は１１５０〜１２５０℃の範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは１１８０〜１２３０℃の範囲である。

また、焼結時間が０．５時間未満の場合には、焼結体の密度が不均一になるおそれがある。一方、焼結時間が１５時間を超えると、Ｓｍ等の希土類元素が蒸発して良好な磁気特性が得られない。焼結時間は１〜１０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。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雰囲気中で行うことが好ましい。

得られた焼結体に対して、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型結晶相を得るために、１１３０〜１２３０℃の範囲の温度で０．５〜８時間熱処理することが好ましい。１１３０℃未満の温度および１２３０℃を超える温度では、溶体化処理後の試料中の１−７型結晶相の割合が小さく、良好な磁気特性が得られない。溶体化処理温度は１１５０〜１２１０℃の範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは１１６０℃〜１１９０℃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。時効処理条件はＣｕリッチ相の平均間隔ｄや平均厚さｔを制御する要因となる。さらに、最適な時効処理条件は合金組成によっても変化する。すなわち、Ｃｕリッチ相の析出挙動は永久磁石（焼結体）を構成する元素の組成比によって変化する。このため、焼結体の時効処理条件は、組織内にＣｕリッチ相を平均間隔ｄが適度に大きくなるように分散させて析出させることが可能な温度を、合金組成に応じて選択することが好ましい。

この実施形態の永久磁石の製造工程においては、以下に示す式（３）および式（４）を満足する温度Ｔで時効処理を実施する。
ＴＢ＋５０＜Ｔ＜ＴＢ＋１５０ …（３）
ＴＢ＝３５００ｐ−５０００ｑ−（５０ｐ）² …（４）
式（４）において、ｐは式（１）の組成式におけるＦｅの濃度を示す値であり、ｑは式（１）の組成式における元素Ｍの濃度を示す値である。式（３）および式（４）を満足する温度Ｔで時効処理を行うことによって、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄを１２０ｎｍ＜ｄ＜５００ｎｍの範囲に制御することができる。Ｃｕリッチ相の平均厚さｔに関しても、焼結体を温度Ｔで時効処理することで２０ｎｍ以下とすることができる。

時効処理温度が［ＴＢ＋５０（℃）］未満であるとＣｕリッチ相が微細に析出し、平均間隔ｄが１２０ｎｍ以下になりやすい。一方、時効処理温度が［ＴＢ＋１５０（℃）］を超えると、粗大なＣｕリッチ相が生成しやすくなると共に、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄが５００ｎｍ以上になりやすい。この場合、磁壁ピンニング効果が働かず、保磁力機構が例えば核形成型に変化する等の理由から、減磁後の増磁の際に急激に磁化曲線が立ち上がる、いわゆるスプリングバック現象がおこり、可変磁石として求められる可変幅が確保できなくなる。このため、可変磁石として良好な磁気特性を得ることができない。

時効処理時間は０．２５〜８時間の範囲とすることが好ましい。時効処理時間が０．２５時間未満の場合には、Ｃｕリッチ相の核生成を十分に生じさせることができないおそれがある。時効処理時間が８時間を超えるとＣｕリッチ相が粗大化したり、また平均間隔ｄが大きくなりすぎてしまう。時効処理時間は０．５〜６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。

このように、溶体化処理後の焼結体を合金組成に基づいて設定した温度Ｔで時効処理することによって、組織内にＣｕリッチ相を平均間隔ｄが１２０ｎｍ＜ｄ＜５００ｎｍの範囲となるように分散させることができる。なお、時効処理は温度Ｔを満足する温度Ｔ１で焼結体を熱処理（第１の時効処理）した後、温度Ｔ１より高い温度Ｔ２で熱処理（第２の時効処理）する等、複数回実施してもよい。

上記した時効処理を実施した後には、０．２〜２℃／ｍｉｎの範囲の冷却速度で冷却することが好ましい。時効処理後の冷却速度が０．２℃／ｍｉｎ未満の場合、Ｃｕリッチ相の厚さが大きくなることで保磁力が巨大化したり、また結晶粒が粗大化して良好な磁気特性が得られない。冷却速度が２℃／ｍｉｎを超えると元素拡散が十分に進行しないため、２−１７型結晶相とＣｕリッチ相との間のＣｕ濃度差を十分に得られないおそれがある。時効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。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雰囲気中で行うことが好ましい。

この実施形態の永久磁石は可変磁石として好適である。この実施形態の永久磁石を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可変磁石として用いることによって、システムの高効率化、小型化、低コスト化等を図ることができる。

次に、実施形態の可変磁束モータと可変磁束発電機について、図面を参照して説明する。図７は実施形態の可変磁束モータを示しており、図８は実施形態の可変磁束発電機を示している。実施形態の永久磁石は可変磁束モータや可変磁束発電機の磁石に好適であるが、実施形態の永久磁石を永久磁石モータ等に適用することを妨げるものではない。

図７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２００ｋＡ／ｍ以上の固定磁石５と保磁力が１６０ｋＡ／ｍ以下の可変磁石６とを得ることが可能である。なお、図７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８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１６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。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）
各原料を（Ｓｍ_0.85Ｎｄ_0.15）（Ｆｅ_0.28Ｚｒ_0.025Ｃｕ_0.05Ｃｏ_0.47）_7.8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Ａｒ雰囲気中で１１７０℃×１時間の条件で熱処理した後に粗粉砕し、さらにジェットミルで微粉砕して合金粉末を調製した。この合金粉末を磁界中でプレスして圧粉体とした後、Ａｒ雰囲気中にて１１９０℃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。焼結後の熱処理は溶体化処理のために実施したものである。

次いで、溶体化処理後の焼結体に時効処理として８０５℃×６時間の条件で熱処理を施した後、２℃／ｍｉｎの冷却速度で６００℃まで徐冷して、目的とする焼結磁石を得た。ここで、合金組成（ｐ＝０．２８、ｑ＝０．０２５）に基づく温度ＴＢは約６５９℃である。従って、時効処理温度Ｔ（８０５℃）は［ＴＢ＋５０（７０９℃）＜Ｔ＜ＴＢ＋１５０（８０９℃）］の範囲を満足するものである。磁石の組成はＩＣＰ法により確認した。このようにして得た焼結磁石を後述する特性評価に供した。

（実施例２〜４）
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と同様にして焼結磁石を作製した。時効処理条件は実施例１と同一とした。ここで、各合金組成に基づく温度ＴＢ（℃）、［ＴＢ＋５０（℃）］、［ＴＢ＋１５０（℃）］は表２に示す通りである。このようにして得た焼結磁石を後述する特性評価に供した。

（比較例１）
実施例１と同組成の合金粉末を用いて、実施例１と同条件で焼結体を作製した。この焼結体に時効処理として７０５℃×６時間の条件で熱処理を施した後、２℃／ｍｉｎの冷却速度で６００℃まで徐冷した。ここで、合金組成に基づく温度ＴＢは実施例１と同様に約６５９℃であるため、時効処理温度Ｔ（７０５℃）は［ＴＢ＋５０（７０９℃）＜Ｔ＜ＴＢ＋１５０（８０９℃）］の範囲を外れるものである。

（比較例２）
実施例１と同組成の合金粉末を用いて、実施例１と同条件で焼結体を作製した。この焼結体に時効処理として８７０℃×６時間の条件で熱処理を施した後、２℃／ｍｉｎの冷却速度で６００℃まで徐冷した。ここで、合金組成に基づく温度ＴＢは実施例１と同様に約６５９℃であるため、時効処理温度Ｔ（８７０℃）は［ＴＢ＋５０（７０９℃）＜Ｔ＜ＴＢ＋１５０（８０９℃）］の範囲を外れるものである。

（実施例５）
各原料を（Ｓｍ_0.9Ｎｄ_0.1）（Ｆｅ_0.34Ｚｒ_0.03Ｃｕ_0.05Ｃｏ_0.58）_7.5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。この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雰囲気中にて１２００℃で１時間焼結し、引き続いて１１８０℃で４時間熱処理して焼結体を作製した。この焼結後の熱処理は溶体化処理のために実施したものである。

次いで、溶体化処理後の焼結体に時効処理として８６０℃×４時間の条件で熱処理を施した後、１．３℃／ｍｉｎの冷却速度で５００℃まで徐冷して、目的とする焼結磁石を得た。ここで、合金組成（ｐ＝０．３４、ｑ＝０．０３）に基づく温度ＴＢは約７５１℃である。従って、時効処理温度Ｔ（８６０℃）は［ＴＢ＋５０（８０１℃）＜Ｔ＜ＴＢ＋１５０（９０１℃）］の範囲を満足するものである。磁石の組成はＩＣＰ法により確認した。このようにして得た焼結磁石を後述する特性評価に供した。

（実施例６〜７）
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５と同様にして焼結磁石を作製した。時効処理条件は実施例５と同一とした。ここで、各合金組成に基づく温度ＴＢ（℃）、［ＴＢ＋５０（℃）］、［ＴＢ＋１５０（℃）］は表２に示す通りである。このようにして得た焼結磁石を後述する特性評価に供した。

（比較例３）
実施例５と同組成の合金粉末を用いて、実施例５と同条件で焼結体を作製した。この焼結体に時効処理として７７５℃×４時間の条件で熱処理を施した後、１．３℃／ｍｉｎの冷却速度で５００℃まで徐冷した。ここで、合金組成に基づく温度ＴＢは実施例５と同様に約７５１℃であるため、時効処理温度Ｔ（７７５℃）は［ＴＢ＋５０（８０１℃）＜Ｔ＜ＴＢ＋５０（９０１℃）］の範囲を外れるものである。

（実施例８〜１０）
表１に組成を示す合金粉末を用いる以外は、実施例１と同一条件で焼結磁石を作製した。時効処理条件は実施例１と同一とした。ここで、各合金組成に基づく温度ＴＢ（℃）、［ＴＢ＋５０（℃）］、［ＴＢ＋１５０（℃）］は表２に示す通りである。このようにして得た焼結磁石を後述する特性評価に供した。

上述した実施例１〜１０および比較例１〜３の焼結磁石について、２−１７型結晶相の結晶ｃ軸を含む断面をＴＥＭで観察した。その結果、いずれも２−１７型結晶相（粒内相）とＣｕリッチ相（粒界相）との二相組織を有していることが確認された。粒内相と粒界相のＣｕ濃度を測定したところ、いずれも粒内相のＣｕ濃度に対する粒界相のＣｕ濃度の比は１．２倍以上５倍以下であることが確認された。次いで、前述した方法に基づいてＴＥＭ像の組成線分析を行い、線分析結果からＣｕリッチ相の平均間隔ｄを求めた。ＴＥＭ像は１００ｋ倍とし、線分析の間隔は５０ｎｍとした。また、ＴＥＭ像から前述した方法に基づいてＣｕリッチ相の平均厚さｔを求めた。これらの結果を表３に示す。

次に、各焼結磁石の磁気特性をＢＨトレーサで評価し、残留磁化Ｍrと保磁力Ｈcjを測定した。さらに、ＢＨトレーサで得た磁化曲線（メジャーループおよびマイナーループ）から前述した方法に基づいてＨ(minor)とＨ(major)とを求め、Ｈ(minor)／Ｈ(major)比を算出した。これらの結果を表３に示す。

表３から明らかなように、実施例１〜１０の焼結磁石におけるＣｕリッチ相の平均間隔ｄはいずれも１２０ｎｍを超えて５００ｎｍ未満であり、またＣｕリッチ相の平均厚さｔは２０ｎｍ以下であった。その結果、実施例の焼結磁石は保磁力が２００〜４００ｋＡ／ｍ、Ｈ(minor)／Ｈ(major)比が０．９５未満であり、可変磁石に好適な磁石特性を有していることが確認された。これに対して、比較例１、３の永久磁石はＣｕリッチ相の平均間隔ｄが１２０ｎｍ以下であるため、Ｈ(minor)／Ｈ(major)比が０．９５以上であり、良好な着磁性は得られていないことが確認された。比較例２の永久磁石はＣｕリッチ相の平均間隔ｄが５００ｎｍ以上であるため、磁壁ピンニング型の保磁力機構が働いて５００ｋＡ／ｍ以上の保磁力が発現しており、可変磁石に好適な保磁力は得られていない。

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 (11)

1. 組成式：Ｒ（Ｆｅ_pＭ_qＣｕ_r（Ｃｏ_1-sＡ_s）_1-p-q-r）_z
   （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、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素、ＡはＮｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｎｂ、ＴａおよびＷから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ｐ、ｑ、ｒ、ｓおよびｚはそれぞれ原子比で０．０５≦ｐ≦０．６、０．００５≦ｑ≦０．１、０．０１≦ｒ≦０．１５、０≦ｓ≦０．２、４≦ｚ≦９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型結晶相と、前記Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相中の銅濃度の１．２倍以上５倍以下の範囲の銅濃度を有する銅リッチ相とを含む組織を備え、かつ前記Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相の結晶ｃ軸を含む断面における前記銅リッチ相間の平均距離ｄが１２０ｎｍを超えて５００ｎｍ未満の範囲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、
   前記銅リッチ相の平均厚さが１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の範囲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記載の永久磁石において、
   前記元素Ｒの５０原子％以上がサマリウム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、
   前記元素Ｍの５０原子％以上がジルコニウムであ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、
   前記永久磁石の保磁力が１００ｋＡ／ｍ以上５００ｋＡ／ｍ以下の範囲であり、
   かつ、前記永久磁石の磁化容易軸に対して正の方向に１２００ｋＡ／ｍの外部磁界を印加した際に得られる最大の磁化をＭｓ、前記正の方向への外部磁界の印加に引き続いて負の方向に−１２００ｋＡ／ｍの外部磁界を印加した際に得られる絶対値が最大の磁化を−Ｍｓ、前記負の方向への外部磁界の印加に引き続いて再び正の方向に１２００ｋＡ／ｍの外部磁界を印加してメジャーループを作成した際に前記Ｍｓの８０％の磁化に達する磁界をＨ(major)、前記メジャーループの作成に引き続いて負の方向に前記−Ｍｓの９０％の磁化となるまで外部磁界を印加した後、再び正の方向に１２００ｋＡ／ｍの外部磁界を印加してマイナーループを作成した際に前記Ｍｓの８０％の磁化に達する磁界をＨ(minor)としたとき、前記永久磁石の前記Ｈ(major)に対する前記Ｈ(minor)の比（Ｈ(minor)／Ｈ(major)）が０．９５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項記載の永久磁石において、
   可変磁石として用いられることを特徴とする永久磁石。
7. 組成式：Ｒ（Ｆｅ_pＭ_qＣｕ_r（Ｃｏ_1-sＡ_s）_1-p-q-r）_z
   （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、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素、ＡはＮｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｎｂ、ＴａおよびＷから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ｐ、ｑ、ｒ、ｓおよびｚはそれぞれ原子比で０．０５≦ｐ≦０．６、０．００５≦ｑ≦０．１、０．０１≦ｒ≦０．１５、０≦ｓ≦０．２、４≦ｚ≦９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、ＴＢ＋５０＜Ｔ＜ＴＢ＋１５０（ここで、ＴＢは式：３５００ｐ−５０００ｑ−（５０ｐ）²で表される温度である）を満足する温度Ｔにて０．２５時間以上８時間以下の範囲で熱処理して時効処理を施す工程と、
   前記時効処理後の焼結体を０．２℃／ｍｉｎ以上２℃／ｍｉｎ以下の範囲の冷却速度で冷却する工程とを具備し、
   前記冷却後の焼結体は、Ｔｈ ₂ Ｚｎ ₁₇ 型結晶相と前記Ｔｈ ₂ Ｚｎ ₁₇ 型結晶相中の銅濃度の１．２倍以上５倍以下の範囲の銅濃度を有する銅リッチ相とを含む組織を備え、かつ前記Ｔｈ ₂ Ｚｎ ₁₇ 型結晶相の結晶ｃ軸を含む断面における前記銅リッチ相間の平均距離ｄが１２０ｎｍを超えて５００ｎｍ未満の範囲であ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、
   前記冷却後の焼結体は、前記銅リッチ相の平均厚さが１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の範囲であることを特徴とする永久磁石の製造方法。
9. 請求項７または請求項８記載の永久磁石の製造方法において、
   前記冷却後の焼結体の保磁力が１００ｋＡ／ｍ以上５００ｋＡ／ｍ以下の範囲であり、
   かつ、前記冷却後の焼結体の磁化容易軸に対して正の方向に１２００ｋＡ／ｍの外部磁界を印加した際に得られる最大の磁化をＭｓ、前記正の方向への外部磁界の印加に引き続いて負の方向に−１２００ｋＡ／ｍの外部磁界を印加した際に得られる絶対値が最大の磁化を−Ｍｓ、前記負の方向への外部磁界の印加に引き続いて再び正の方向に１２００ｋＡ／ｍの外部磁界を印加してメジャーループを作成した際に前記Ｍｓの８０％の磁化に達する磁界をＨ(major)、前記メジャーループの作成に引き続いて負の方向に前記−Ｍｓの９０％の磁化となるまで外部磁界を印加した後、再び正の方向に１２００ｋＡ／ｍの外部磁界を印加してマイナーループを作成した際に前記Ｍｓの８０％の磁化に達する磁界をＨ(minor)としたとき、前記永久磁石の前記Ｈ(major)に対する前記Ｈ(minor)の比（Ｈ(minor)／Ｈ(major)）が０．９５未満であることを特徴とする永久磁石の製造方法。
10. 請求項１ないし請求項５のいずれか１項記載の永久磁石を可変磁石として具備することを特徴とする可変磁束モータ。
11. 請求項１ないし請求項５のいずれか１項記載の永久磁石を可変磁石として具備することを特徴とする可変磁束発電機。