JP5331885B2 - 永久磁石とそれを用いた可変磁束モータおよび発電機 - Google Patents

Description

本発明は永久磁石と可変磁束モータおよび発電機に関する。

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。従来、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（特許文献１参照）。例えば、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｏ系磁石の保磁力は１５０ｋＡ／ｍ以下であるのに対し、より高効率な可変磁束モータ等を実現するために、保磁力が２００〜５００ｋＡ／ｍの可変磁石が求められている。

高性能な永久磁石としてはＳｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石が知られている。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石のうち、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石は２−１７型結晶相の粒界に１−５型結晶相を析出させたセル構造と呼ばれる微細構造に基づいて保磁力を得ている（特許文献２参照）。ここで、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石における磁壁の厚みは２〜１０ｎｍ程度であるのに対し、従来の１−５型結晶相（粒界相）の厚みは数１０ｎｍ程度であるため、磁壁のピンニングにより保磁力が高くなる。特許文献２では最大で１４３０ｋＡ／ｍの保磁力が得られている。これでは可変磁石として使用することができない。

特開２００８−０４３１７２公報 特開昭５２−０９６９２３号公報

本発明の目的は、従来の可変磁石に比べて磁束密度や保磁力に優れ、かつ従来のＳｍ−Ｃｏ系磁石より保磁力が低く、可変磁石として使用することが可能な永久磁石とそれを用いた可変磁束モータおよび可変磁束発電機を提供することにある。

本発明の第１の態様に係る永久磁石は、
組成式：Ｒ（Ｆｅ_ｐＭ_ｑＣｕ_ｒ（Ｃｏ_１−ａＡ_ａ）_{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、ａ、ｐ、ｑ、ｒおよびｚはそれぞれ０≦ａ≦０．２、０．０５≦ｐ≦０．６、０．００５≦ｑ≦０．１、０．０１≦ｒ≦０．１５、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、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有する粒内相と粒界相とを具備し、かつ前記粒内相の平均結晶粒径が２０〜５００ｎｍの範囲であると共に、前記粒界相の平均厚みが磁壁厚みよりも小さく、前記粒内相のＣｕ濃度（Ｃ１）に対する前記粒界相のＣｕ濃度（Ｃ２）の比（Ｃ２／Ｃ１）が１．２以上であることを特徴としている。

本発明の第２の態様に係る永久磁石は、
組成式：Ｒ（Ｆｅ_ｐＭ_ｑＣｕ_ｒ（Ｃｏ_１−ａＡ_ａ）_{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、ａ、ｐ、ｑ、ｒおよびｚはそれぞれ０≦ａ≦０．２、０．０５≦ｐ≦０．６、０．００５≦ｑ≦０．１、０．０１≦ｒ≦０．１５、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、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有する粒内相と粒界相とを具備し、かつ前記Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のｃ軸を含む断面において半径２ｎｍの領域の前記元素Ｍの濃度を測定したとき、前記元素Ｍの濃度が最も低い領域の前記元素Ｍの濃度（Ｍ１）に対する前記元素Ｍの濃度が最も高い領域の前記元素Ｍの濃度（Ｍ２）の比（Ｍ２／Ｍ１）が２以下であり、前記粒内相のＣｕ濃度（Ｃ１）に対する前記粒界相のＣｕ濃度（Ｃ２）の比（Ｃ２／Ｃ１）が１．２以上であることを特徴としている。

本発明の態様に係る可変磁束モータは、本発明の態様に係る永久磁石を可変磁石として具備することを特徴としている。本発明の可変磁束発電機は、本発明の態様に係る永久磁石を可変磁石として具備することを特徴としている。

本発明の態様に係る永久磁石は、従来のＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石より保磁力が低いため、可変磁石として用いることができる。その上で、従来の可変磁石に比べて磁束密度や保磁力に優れるため、可変磁束モータや可変磁束発電機を高性能化することが可能となる。

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、本発明を実施するための形態について説明する。この実施形態の永久磁石は、
組成式：Ｒ（Ｆｅ_ｐＭ_ｑＣｕ_ｒ（Ｃｏ_１−ａＡ_ａ）_{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、ａ、ｐ、ｑ、ｒおよびｚはそれぞれ０≦ａ≦０．２、０．０５≦ｐ≦０．６、０．００５≦ｑ≦０．１、０．０１≦ｒ≦０．１５、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、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相（２−１７型結晶相）を有する粒内相と粒界相とを具備している。

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％未満とすることが望ましい。

銅（Ｃｕ）は永久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。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型結晶相を有する粒内相と粒界相との２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重要な元素である。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種の元素で置換してもよい。これら置換元素は磁石特性、たとえば保磁力の向上に寄与する。ただし、過剰の置換は磁化の低下を招くおそれがあるため、置換量はＣｏの２０原子％以下（０≦ａ≦０．２）の範囲とする。

ところで、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石は高温相であるＴｂＣｕ_７型結晶相（１−７型結晶相）を前駆体とし、これに時効熱処理を施してＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相（２−１７型結晶相）とＣａＣｕ_５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く磁石特性を得ている。２−１７型結晶相は粒内相（主相）となり、その粒界に１−５型結晶相（粒界相）が析出して粒内相を区切り、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−ｒｉｃｈおよびＦｅ−ｐｏｏｒとなる一方で、２−１７型結晶相はＣｕ−ｐｏｏｒおよびＦｅ−ｒｉｃｈとなる。

Ｓｍ_２Ｃｏ_１７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。Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石の磁壁の厚みは、磁壁が１−５型結晶相にあるか、２−１７型結晶相にあるか、もしくはその両相を含んだ領域にあるかによって異なると考えられる。１−５型結晶相における磁壁の厚みは一般に２〜５ｎｍ、また２−１７型結晶相における磁壁の厚みは１０ｎｍ程度であることが知られている。よって、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石における磁壁の厚みは２〜１０ｎｍ程度になると考えられる。従来のＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石は１−５型結晶相（粒界相）の厚みが数１０ｎｍ程度であるため、磁壁のピンニング力に基づいて大きな保磁力が発生する。これでは可変磁石として使用することはできない。

Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石の金属組織は製造プロセスに強く依存する。例えば、時効熱処理ではおよそ７５０〜９００℃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。この際、冷却終点温度が高すぎる場合には、各構成元素の相互拡散が不十分となり、１−５型結晶相は完全な板壁状ではなく、隙間の空いたブロック塀状態となる。磁壁は隙間をすり抜けていくと考えられ、上述した磁壁ピンニング型の保磁力発現機構が機能しない。冷却終点温度が低すぎる場合には、１−５型結晶相が過剰に発達することによって、巨大な保磁力が発現してしまう。

第１の実施形態は２−１７型結晶相を有する粒内相（主相）と粒界相との２相分離組織を備える永久磁石において、粒界相の平均厚みを磁壁厚みよりも小さくすることによって、従来のＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石より小さい保磁力を実現したものである。第１の実施形態による永久磁石は２００〜５００ｋＡ／ｍの範囲の保磁力を有している。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り、保磁力が２００ｋＡ／ｍ未満であると可変磁石の高性能化を図ることができない。第１の実施形態によ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。

第１の実施形態の永久磁石において、２−１７型結晶相からなる粒内相（結晶粒）は２０〜５００ｎｍの範囲の平均結晶粒径を有している。粒内相の平均結晶粒径が２０ｎｍ未満であると磁化が低下し、永久磁石としての特性が得られない。粒内相の平均結晶粒径が５００ｎｍを超えると保磁力が低下する。２−１７型結晶相からなる粒内相の平均結晶粒径は３０〜３００ｎｍの範囲であることがより好ましい。粒界相は粒内相（結晶粒）の間（結晶粒界）に板状に存在する相であり、磁壁厚みより小さい平均厚みを有している。

粒界相の厚みは透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で得られた像において、コントラストが均一な結晶粒と隣接するコントラストが均一な結晶粒との間のコントラストが異なる領域の幅である。粒界相の平均厚みは１００ｋ〜２００ｋ倍の倍率のＴＥＭ像において、上記したコントラストの異なる領域の幅を５点測定し、その平均値を示すものとする。磁壁の厚みはローレンツＴＥＭで直接的に観察することができ、１００ｋ〜２００ｋ倍の倍率のローレンツＴＥＭ像で５点の磁壁の厚みを測定し、その平均値を示すものとする。

粒界相の平均厚みが磁壁厚みよりも小さい場合には、粒界相による磁壁のピンニング効果が弱まるため、適度な保磁力、すなわち可変磁石に適した２００〜５００ｋＡ／ｍの範囲の保磁力を得ることが可能となる。粒界相の平均厚みは１０ｎｍ以下であることが好ましい。粒界相の平均厚みが１０ｎｍを超えると磁壁のピンニング効果が強まり、従来のＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石と同様に大きな保磁力が発現しやすくなる。粒界相の平均厚みは８ｎｍ以下であることがより好ましく、さらに好ましくは５ｎｍ以下である。ただし、粒界相の平均厚み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、粒界相の平均厚みは１ｎｍ以上であることが好ましい。

粒界相を構成する相としては、例えばＣａＣｕ_５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。１−５型結晶相は磁壁エネルギーが２−１７型結晶相のそれと大きく異なるため、磁壁の移動をピンニングする効果が強い。この実施形態の永久磁石は粒界相による磁壁のピンニング力を弱めることで適度な保磁力を得ているため、粒界相は１−５型結晶相のように磁壁のピンニング力が大きい相でなくてもよい。粒界相は２−１７型結晶相からなる粒内相よりＣｕが富化された相（Ｃｕリッチ相）であればよい。具体的には、粒内相のＣｕ濃度（Ｃ１）に対する粒界相のＣｕ濃度（Ｃ２）の比（Ｃ２／Ｃ１）が１．２以上であればよい。

２−１７型結晶相からなる粒内相（結晶粒）の間に粒界相としてＣｕが富化された相（Ｃｕリッチ相）を存在させることによって、粒内相と粒界相との間に生じる磁壁エネルギー差に基づいて適度な保磁力を発現させることができる。このような粒内相と粒界相との磁壁エネルギー差に基づく保磁力は、粒内相のＣｕ濃度（Ｃ１）に対する粒界相のＣｕ濃度（Ｃ２）の比（Ｃ２／Ｃ１）が１．２以上であれば得ることができる。粒内相と粒界相とのＣｕ濃度比（Ｃ２／Ｃ１）が１．２未満の場合、磁壁エネルギー差が小さくなりすぎて、保磁力の低下が大きくなりすぎるおそれがある。

粒界相を構成するＣｕリッチ相としては１−５型結晶相以外に、高温相（１−７型結晶相）の２相分離の初期段階に生じる１−５型結晶相の前駆体相が挙げられる。１−５型結晶相の前駆体相は主として１−７型結晶相、もしくは１−７型結晶相と１−５型結晶相との混相と考えられる。このように、２−１７型結晶相からなる粒内相の粒界に存在させる粒界相は、１−５型結晶相、１−７型結晶相、およびこれらの混相のように、粒内相と粒界相とのＣｕ濃度比（Ｃ２／Ｃ１）が１．２以上のＣｕリッチ相であればよい。

前述したように、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石における保磁力の起源は時効処理中の１−７型結晶相を前駆体とした２−１７型結晶相と１−５型結晶相との相分離にある。ここで、相分離前駆体の１−７型結晶相は、その相分離の前段階で平板状の相（プレートレット相）を生じさせる。プレートレット相はＺｒに代表される元素Ｍがリッチな相であり、相分離した後にも残存する。プレートレット相は時効処理で形成される相分離組織が確定した後、引き続いて実施される制御冷却の過程で２−１７型結晶相および１−５型結晶相の各相間の相互拡散のパスとして働き、ＦｅやＣｕ等の元素の移動を助けると考えられている。

プレートレット相は主相である２−１７型結晶相のｃ面（（０００１）面）と平行に生成する。従って、時効熱処理後のＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石の２−１７型結晶相のｃ軸を含む断面の微細組織を観察すると、ｃ軸とほぼ直角をなすようにしてプレートレット相の断面が筋状に観察される。Ｍリッチなプレートレット相はＦｅ、Ｃｏ、Ｃｕ等の元素の拡散パスとして作用するため、時効処理中の相分離を促進させる。このため、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石に十分な保磁力を発現させるためには必須な相となる。

例えば、５００ｋＡ／ｍを超えるような保磁力を有するＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石においては、２−１７型結晶相のｃ軸を含む断面に明瞭なＭリッチのプレートレット相、具体的にはＺｒリッチのプレートレット相が認められる。すなわち、２−１７型結晶相のｃ軸を含む断面において、Ｚｒ濃度が粒内相のＺｒ濃度に比べて２倍以上高い領域の存在が認められる。このＺｒの高濃度領域がＺｒリッチなプレートレット相である。一方、保磁力が小さいＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石においては、そのような明瞭なＺｒリッチな領域（Ｚｒ濃度が粒内相のＺｒ濃度に比べて２倍以上高い領域）は認められない。

前述したように、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石の金属組織は製造プロセスに強く依存し、粒界相の構造は時効処理における恒温処理後の制御冷却条件に依存している。これに対して、Ｚｒリッチなプレートレット相の構造や元素組成比は、時効処理の初期段階である恒温処理条件に依存している。恒温処理温度が高すぎる場合には、Ｚｒリッチなプレートレット相が過剰に発達し、巨大な保磁力が発現してしまうと共に、磁化が低下してしまうおそれがある。一方、恒温処理温度が低すぎる場合には、Ｚｒリッチなプレートレット相が全く生成せずに、相分離が進行しないことで保磁力が極めて小さくなるおそれがある。なお、Ｚｒに代えてＴｉやＨｆを用いた場合も同様となる。

第２の実施形態は２−１７型結晶相を有する粒内相（主相）と粒界相との２相分離組織を備える永久磁石において、２−１７型結晶相のｃ軸を含む断面に明瞭な元素Ｍが富化された板状の相（Ｍリッチなプレートレット相）が存在しないようにしたものである。これによって、第１の実施形態と同様に、従来のＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石より小さい保磁力を実現することが可能となる。第２の実施形態による永久磁石は、第１の実施形態と同様に２００〜５００ｋＡ／ｍの範囲の保磁力を有している。第２の実施形態によ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。

明瞭なＭリッチのプレートレット相の生成を防ぐことで、プレートレット相を拡散パスとした各元素の相互拡散の量や速度が抑えられる。これによって、１−７型結晶相から２−１７型結晶相および１−５型結晶相への相分離が抑制されるため、従来のＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石のような保磁力の発現が抑えられる。さらに、１−５型結晶相やその前駆体相からなると考えられるＣｕリッチな粒界相の厚みの過剰な増加が防止され、この点からも保磁力の増大が抑制される。このように、Ｍリッチなプレートレット相の抑制は第１の実施形態による永久磁石に対しても有効である。第１の実施形態の永久磁石も明瞭なＭリッチのプレートレット相が存在していないことが好ましい。

また、Ｍリッチなプレートレット相は時効処理後の主相である２−１７型結晶相に比べてＦｅ量が少ないために磁化が低くなる。時効処理後もＭリッチなプレートレット相が大量に残存していると、磁化の低下を招くおそれがある。このように、保磁力の制御と磁化の維持の両方の観点から、Ｍリッチのプレートレット相の生成量は少ない方が好ましく、明瞭なＭリッチのプレートレット相が存在しない組織の形成が望ましい。すなわち、明瞭なＭリッチのプレートレット相を存在させないことによって、顕著な磁化の低下を伴うことなく、適度な保磁力を有する永久磁石を実現することが可能となる。

Ｍリッチなプレートレット相は、２−１７型結晶相のｃ軸を含む断面における元素Ｍの濃度の偏りから判断することができる。具体的には、２−１７型結晶相のｃ軸を含む断面において、半径２ｎｍの領域の元素Ｍの濃度を測定したとき、元素Ｍの濃度が最も低い領域の元素Ｍの濃度（Ｍ１）に対する元素Ｍの濃度が最も高い領域の元素Ｍの濃度（Ｍ２）の比（Ｍ２／Ｍ１）を２以下とすることによって、可変磁石に適した保磁力を得ることが可能となる。すなわち、元素Ｍの濃度比（Ｍ２／Ｍ１）が２以下の場合に、Ｍリッチなプレートレット相の生成が抑制されていると判断することができる。

元素Ｍの濃度は１００ｋ〜２００ｋ倍の倍率のＴＥＭ像において、半径２ｎｍの領域を組成分析することにより求められる。組成分析にはＥＤＸ等が用いられる。元素Ｍの濃度比（Ｍ２／Ｍ１）は上記した組成分析を任意の５０点で実施し、元素Ｍの濃度が最も高い領域での元素Ｍの濃度をＭ１、元素Ｍの濃度が最も低い領域での元素Ｍの濃度をＭ２とし、これら濃度Ｍ１、Ｍ２の比から求められる。

元素Ｍの濃度比（Ｍ２／Ｍ１）が２以上であると、Ｍリッチなプレートレット相のために磁化が低下し、またそれを拡散パスとした各元素の相互拡散が促進され、その結果として粒界相の厚みが増大して保磁力が容易に巨大化してしまう。元素Ｍの濃度比（Ｍ２／Ｍ１）は１．８以下であることがより好ましく、さらに好ましくは１．６以下である。元素Ｍの濃度比（Ｍ２／Ｍ１）が２以下の永久磁石によれば、顕著な磁化の低下を伴うことなく、可変磁石に有効な適度な保磁力を実現することができる。

第２の実施形態の永久磁石においても、２−１７型結晶相からなる粒内相（結晶粒）は２０〜５００ｎｍの範囲の平均結晶粒径を有していることが好ましい。また、粒界相は１−５型結晶相に限らず、その前駆体相（１−７型結晶相、１−５型結晶相と１−７型結晶相との混相等）であってもよい。粒界相はそのＣｕ濃度（Ｃ２）が粒内相のＣｕ濃度（Ｃ１）に対して１．２倍以上（２≦Ｃ２／Ｃ１）のＣｕリッチ相であればよい。なお、粒内相および粒界相のＣｕ濃度は、元素Ｍの濃度と同様にして測定することができる。

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等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等を粉砕することによって調製してもよい。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、溶体化熱処理および時効熱処理を施して結晶組織を制御する。溶体化熱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時間行うことが好ましい。１１３０℃未満の温度および１２３０℃を超える温度では、溶体化熱処理後の試料中の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。溶体化熱処温度は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。

溶体化熱処理時間が０．５時間未満の場合には、構成相の不均一性が生じやすい。また、８時間を超えて溶体化熱処理を行うと、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。溶体化熱処理時間は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。溶体化熱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。

時効熱処理は７００〜９００℃の範囲の温度で０．５〜８時間保持した後、０．２〜２℃／ｍｉｎの冷却速度で４００〜６５０℃の範囲の冷却終了温度まで徐冷し、引き続いて炉冷により室温まで冷却する。時効熱処理温度が７００℃未満または９００℃を超える場合、均質な粒界相と２−１７型結晶相との混合相を得ることができず、磁気特性が低下する。時効処理温度が９００℃を超える場合には、Ｍリッチなプレートレット相が過剰に生成し、保磁力が巨大化すると共に磁化が低下する。時効熱処理温度は７５０〜９００℃の範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは８００〜８８０℃の範囲である。

時効熱処理時間が０．５時間未満の場合、Ｍリッチなプレートレット相の生成量が不足し、相互拡散が十分に進行しないために１−７相から粒界相の析出が十分に行われない。時効熱処理時間が８時間を超える場合、粒界相の厚みが厚くなることで保磁力が巨大化してしまい、可変磁石に適した磁石特性を得ることができない。また、結晶粒の粗大化等の理由によって、良好な磁気特性が得られない。時効熱処理時間は１〜６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２〜４時間の範囲である。

冷却速度は０．２〜２℃／ｍｉｎの範囲とすることが好ましい。冷却速度が０．２℃／ｍｉｎ未満の場合、粒界相の厚みが大きくなることで保磁力が巨大化してしまう。また、結晶粒の粗大化などの理由によって、良好な磁気特性が得られない。一方、冷却速度が２℃／ｍｉｎを超えると均質な粒界相と２−１７型結晶相の混合相を得ることができず、磁気特性が低下する。冷却速度は０．４〜１．５℃／ｍｉｎの範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．５〜１．３℃／ｍｉｎの範囲である。時効熱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。このような結晶組織制御は磁石の保磁力制御および磁化の低下防止のために重要である。

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は、特開２００８−０２９１４８公報や特開２００８−０４３１７２公報に開示されている技術が適用される。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。

図１に示すように、可変磁束モータ１は鉄心２中に固定磁石３と可変磁石４とを配置したロータ５と、従来のモータと同様な構成を有するステータ６とを具備している。図２に示すように、可変磁束発電機１１は固定磁石と可変磁石とを有するロータコイル１２とステータコイル１３とブラシ１４とを具備する。可変磁束発電機１１はロータコイル１２に装着されたシャフト１５をタービン１６で回転させることにより発電動作する。

次に、本発明の具体的な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Ａｒガス雰囲気中でアーク溶解して得られたインゴットに１１７０℃×１時間の条件で熱処理を施した。この合金を粗粉砕した後、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。得られた焼結体を８５０℃で４時間保持した後、１．２℃／ｍｉｎの冷却速度で６００℃まで徐冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。実施例１〜３で作製され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。

このようにして作製した焼結磁石の組織（時効熱処理後の生成相）をＴＥＭ観察したところ、いずれも２−１７型結晶相を有する粒内相と粒界相との二相分離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（Ｃ１）に対する粒界相のＣｕ濃度（Ｃ２）の比は１．２以上であることが確認された。このような焼結磁石を後述する特性評価に供した。

（比較例１）
実施例２と同組成の合金粉末を用いて、実施例２と同条件で焼結体を作製した。この焼結体を８５０℃で１０時間保持した後、０．８℃／ｍｉｎの冷却速度で４００℃まで徐冷して焼結磁石を作製した。

（実施例４〜７）
各原料をＡｒガス雰囲気中でアーク溶解して得られたインゴットを石英製のノズルに装填し、高周波誘導加熱を適用して溶融した後、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。得られた焼結体を８５０℃で３時間保持した後、１．３℃／ｍｉｎの冷却速度で６５０℃まで徐冷することによって、目的とする焼結磁石を作製した。実施例４〜７で作製される焼結磁石の組成は表２に示す通りである。

このようにして作製した焼結磁石の組織（時効熱処理後の生成相）をＴＥＭ観察したところ、いずれも２−１７型結晶相を有する粒内相と粒界相との二相分離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（Ｃ１）に対する粒界相のＣｕ濃度（Ｃ２）の比は１．２以上であることが確認された。このような焼結磁石を後述する特性評価に供した。

（比較例２）
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。この焼結体を８５０℃で９時間保持した後、０．７℃／ｍｉｎの冷却速度で４００℃まで徐冷して焼結磁石を作製した。

上述した実施例１〜７および比較例１〜２の焼結磁石について、ＴＥＭによる組織観察を実施し、前述した方法に基づいて粒界相の平均厚みを測定した。また、ローレンツＴＥＭ観察を実施し、前述した方法に基づいて磁壁の厚みを測定した。焼結磁石の磁気特性についてはＢＨトレーサで評価し、残留磁化Ｂｒと保磁力ｉＨｃを測定した。このようにして評価した粒界相の平均厚み、磁壁厚みおよび磁気特性を表１に併せて示す。

表１から明らかなように、時効熱処理時間が４時間以下の試料、また冷却速度が１．２℃／ｍｉｎ以上の試料は、いずれも粒界相の厚みが１０ｎｍ以下であり、２００〜３４０ｋＡ／ｍの保磁力が得られている。これに対して、時効熱処理時間が９時間以上の試料、また冷却速度が０．８℃／ｍｉｎ以下の試料は、いずれも粒界相の厚みが１０ｎｍを超え、保磁力は５５０ｋＡ／ｍ以上であった。

（実施例８〜９）
各原料をＡｒガス雰囲気中でアーク溶解して得られたインゴットに１１７０℃×１時間の条件で熱処理を施した。この合金を粗粉砕した後、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１１９０℃で２時間焼結し、引き続いて１１７０℃で４時間熱処理して焼結体を作製した。得られた焼結体を８２０℃で４時間保持した後、１．２℃／ｍｉｎの冷却速度で６００℃まで徐冷することによって、目的とする焼結磁石を作製した。実施例８〜９で作製された焼結磁石の組成は表２に示す通りである。

このようにして作製した焼結磁石の組織（時効熱処理後の生成相）をＴＥＭ観察したところ、いずれも２−１７型結晶相を有する粒内相と粒界相との二相分離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（Ｃ１）に対する粒界相のＣｕ濃度（Ｃ２）の比は１．２以上であることが確認された。このような焼結磁石を後述する特性評価に供した。

（比較例３）
実施例９と同組成の合金粉末を用いて、実施例９と同条件で焼結体を作製した。この焼結体を９２０℃で４時間保持した後、１．２℃／ｍｉｎの冷却速度で６００℃まで徐冷して焼結磁石を作製した。

（実施例１０〜１２）
各原料をＡｒガス雰囲気中でアーク溶解して得られたインゴットを石英製のノズルに装填し、高周波誘導加熱を適用して溶融した後、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。得られた焼結体を８３０℃で３時間保持した後、１．３℃／ｍｉｎの冷却速度で６５０℃まで徐冷することによって、目的とする焼結磁石を作製した。実施例１０〜１２で作製される焼結磁石の組成は表２に示す通りである。

このようにして作製した焼結磁石の組織（時効熱処理後の生成相）をＴＥＭ観察したところ、いずれも２−１７型結晶相を有する粒内相と粒界相との二相分離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（Ｃ１）に対する粒界相のＣｕ濃度（Ｃ２）の比は１．２以上であることが確認された。このような焼結磁石を後述する特性評価に供した。

（比較例４）
実施例１１と同組成の合金粉末を用いて、実施例１１と同条件で焼結体を作製した。この焼結体を８８０℃で１２時間保持した後、１．３℃／ｍｉｎの冷却速度で６５０℃まで徐冷して焼結磁石を作製した。

（比較例５）
実施例１２と同組成の合金粉末を用いて、実施例１２と同条件で焼結体を作製した。この焼結体を８８０℃で１２時間保持した後、１．３℃／ｍｉｎの冷却速度で６５０℃まで徐冷して焼結磁石を作製した。

上述した実施例８〜１２および比較例３〜５の焼結磁石について、ＴＥＭによる組織観察を実施し、前述した方法に基づいて元素Ｍの濃度比（Ｍ２／Ｍ１）を測定した。焼結磁石の磁気特性についてはＢＨトレーサで評価し、残留磁化Ｂｒと保磁力ｉＨｃを測定した。このようにして評価した元素Ｍの濃度比（Ｍ２／Ｍ１）と磁気特性を表２に併せて示す。なお、実施例１２および比較例５については、前述した方法で粒界相の平均厚みと磁壁厚みも測定した。このようにして評価した

表２から明らかなように、時効処理中の高温維持温度が９００℃未満の試料、また高温維持時間が４時間以下の試料は、元素Ｍの濃度比（Ｍ２／Ｍ１）が２以下あり、２００〜３５０ｋＡ／ｍの保磁力が得られている。これに対して、時効処理中の高温維持温度が９００℃以上の試料、また高温維持時間が１２時間以上の試料は、いずれも元素Ｍの濃度比（Ｍ２／Ｍ１）が２を超え、保磁力は５５０ｋＡ／ｍ以上であった。実施例１２では粒界相の平均厚みが磁壁厚みよりも小さく、保磁力が３５０ｋＡ／ｍであったのに対し、比較例５は粒界相の平均厚みが磁壁厚みよりも厚く、保磁力は６００ｋＡ／ｍであった。

本発明の永久磁石は可変磁石として有効に利用することができる。さらに、可変磁石としての永久磁石は、可変磁束モータや可変磁束発電機に有効に利用することができる。

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

Claims (8)

1. 組成式：Ｒ（Ｆｅ_ｐＭ_ｑＣｕ_ｒ（Ｃｏ_１−ａＡ_ａ）_{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、ａ、ｐ、ｑ、ｒおよびｚはそれぞれ０≦ａ≦０．２、０．０５≦ｐ≦０．６、０．００５≦ｑ≦０．１、０．０１≦ｒ≦０．１５、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、
   Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有する粒内相と粒界相とを具備し、
   かつ、前記粒内相の平均結晶粒径が２０〜５００ｎｍの範囲であると共に、前記粒界相の平均厚みが磁壁厚みよりも小さく、
   前記粒内相のＣｕ濃度（Ｃ１）に対する前記粒界相のＣｕ濃度（Ｃ２）の比（Ｃ２／Ｃ１）が１．２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、
   前記粒界相の平均厚みが１０ｎｍ以下である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Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のｃ軸を含む断面において半径２ｎｍの領域の前記元素Ｍの濃度を測定したとき、前記元素Ｍの濃度が最も低い領域の前記元素Ｍの濃度（Ｍ１）に対する前記元素Ｍの濃度が最も高い領域の前記元素Ｍの濃度（Ｍ２）の比（Ｍ２／Ｍ１）が２以下であることを特徴とする永久磁石。
4. 組成式：Ｒ（Ｆｅ_ｐＭ_ｑＣｕ_ｒ（Ｃｏ_１−ａＡ_ａ）_{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、ａ、ｐ、ｑ、ｒおよびｚはそれぞれ０≦ａ≦０．２、０．０５≦ｐ≦０．６、０．００５≦ｑ≦０．１、０．０１≦ｒ≦０．１５、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、
   Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有する粒内相と粒界相とを具備し、
   かつ、前記Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のｃ軸を含む断面において半径２ｎｍの領域の前記元素Ｍの濃度を測定したとき、前記元素Ｍの濃度が最も低い領域の前記元素Ｍの濃度（Ｍ１）に対する前記元素Ｍの濃度が最も高い領域の前記元素Ｍの濃度（Ｍ２）の比（Ｍ２／Ｍ１）が２以下であり、
   前記粒内相のＣｕ濃度（Ｃ１）に対する前記粒界相のＣｕ濃度（Ｃ２）の比（Ｃ２／Ｃ１）が１．２以上であることを特徴とする永久磁石。
5. 可変磁石として請求項１ないし請求項３のいずれか１項記載の永久磁石を具備することを特徴とする可変磁束モータ。
6. 可変磁石として請求項１ないし請求項３のいずれか１項記載の永久磁石を具備することを特徴とする可変磁束発電機。
7. 可変磁石として請求項４記載の永久磁石を具備することを特徴とする可変磁束モータ。
8. 可変磁石として請求項４記載の永久磁石を具備することを特徴とする可変磁束発電機。

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