JP5526222B2 - 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

Description

本発明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。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）。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（特許文献２，３参照）。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石のうち、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７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。

Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石は、保磁力や最大磁気エネルギー積に優れている反面、コバルトを多量に含むために高コストであり、また鉄を主とする磁石に比べて磁束密度が小さいという難点を有している。Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石の磁束密度の向上には鉄濃度を増加させることが有効であり、また鉄濃度を増加させることでＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石を低コスト化することができる。しかしながら、高鉄濃度のＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石は、初磁化曲線の立ち上がりが急峻になる傾向がある。可変磁石には可変幅を大きくとるために、初磁化曲線の立ち上がりの勾配が小さい磁石が求められる。このため、高鉄濃度組成を有するＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石において、初磁化曲線の立ち上がりを抑制することが求められている。

特開２００８−０４３１７２公報 特開平０９−１１１３８３号公報 特開２００５−２４３８８４公報

本発明の目的は、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石の鉄濃度を高めて磁束密度の向上や低コスト化を図った上で、初磁化曲線の立ち上がりを抑制す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。

本発明の態様に係る永久磁石は、
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であって、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相と、前記Ｔｈ_２Ｚｎ_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_２Ｚｎ_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が１２０ｎｍ以下であることを特徴としている。

本発明の態様に係る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、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＋５０（ここで、ＴＢは式：３５００ｐ−５０００ｑ−（４５ｐ）^２で表される温度である）を満足する温度Ｔにて時効処理を施す工程とを具備している。

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具備することを特徴としている。本発明の態様に係る可変磁束発電機は、本発明の態様に係る永久磁石を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によれば、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石の鉄濃度を高めて磁束密度の向上や低コスト化を図った上で、初磁化曲線の立ち上がりを抑制することができる。従って、可変磁石に好適な永久磁石を提供することが可能となる。

実施形態に係る永久磁石の磁化曲線の一例を示す図である。 永久磁石の銅リッチ相の平均間隔とピンニング率との関係を示す図である。 実施形態に係る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３に示すＴＥＭ像から銅リッチ相の平均厚さを測定する様子を示す図である。 図４に示す銅濃度の線分析の結果の一例を示す図である。 図６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。 図７の一部を拡大して示す図である。 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、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−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Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相（２−１７型結晶相）とＴｈ_２Ｚｎ_１７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（ＣａＣｕ_５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、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。

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。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、ピンニングサイトはＣｕリッチ相であることが重要である。

Ｃｕリッチ相の代表例としては、上述した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。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。

このように、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石の磁気特性はＣｕリッチ相に影響される。例えば、Ｃｕリッチ相の析出間隔は磁壁ピンニング挙動に大きく影響を及ぼすことが考えられる。Ｃｕリッチ相が粗大に析出し、かつＣｕリッチ相の間隔が大きい場合、ある１つのピンニングサイト（Ｃｕリッチ相）のエネルギー障壁を乗り越えた磁壁が、次のピンニングサイトにピン止めされるまでの距離が長くなるため、反転スピンの量が多くなる。その結果として、初磁化曲線の立ち上がり方が急峻になる。つまり、Ｃｕリッチ相の析出間隔が小さくなるように金属組織を制御することができれば、Ｆｅ濃度が高いＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石の初磁化曲線の立ち上がりを抑制することが可能となる。

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。時効処理温度が低すぎる場合には、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ると共に、Ｃｕリッチ相の析出間隔が大きくなる。その結果として、初磁化曲線の立ち上がり方が急峻になる。

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、かつＦｅ濃度を高めて磁束密度の向上や低コスト化を図っ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以下としたものである。これによって、高Ｆｅ濃度のＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石の初磁化曲線の立ち上がりを小さくするこが可能となる。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。

図１はＣｕリッチ相の平均間隔ｄが１２０ｎｍ以下の磁石（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を超える磁石（比較例）の磁化曲線と比較して示す図である。図１に示されるように、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄが１２０ｎｍ以下の磁石（実施例）は、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄが１２０ｎｍを超える磁石（比較例）に比べて、磁化曲線の立ち上がりが抑制されている。ここで、永久磁石の磁化曲線の立ち上がり挙動は、以下に示す式（２）で定義されるピンニング率で評価される。
ピンニング率（％）＝Ｈ（０．０２）／Ｈｃｊ×１００ …（２）

式（２）において、Ｈ（０．０２）は磁化曲線が立ち上がり始める磁界であり、飽和磁化（Ｍｓ）の０．０２％の磁化が発現する磁界と定義される。飽和磁化は１２００ｋＡ／ｍの磁界を印加した際に得られる最大の磁化である。Ｈｃｊは保磁力であり、１２００ｋＡ／ｍの磁界を印加して得られる磁化曲線において、磁化が零のときの磁界である。すなわち、磁化がプラスからマイナス、もしくはマイナスからプラスに変わる際の磁界である。永久磁石のピンニング率が大きいということは、磁化曲線の立ち上がり方がなだらかであることを意味する。永久磁石を可変磁石として使用する場合、ピンニング率は５０％以上であることが好ましい。ピンニング率が５０％以上の永久磁石によれば、可変磁石の可変幅を大きくすることができる。

図２はＣｕリッチ相の平均間隔ｄとピンニング率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を１２０ｎｍ以下とすることによって、ピンニング率を５０％以上とすることができる。これによって、可変磁石に好適な磁石特性を得ることが可能となる。Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄが１２０ｎｍを超えると磁壁の移動が容易となり、ピンニング率が低下する。Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄは１１０ｎｍ以下であることがより好ましい。Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄの下限値は２−１７型結晶相（粒内相）の大きさにより規定される。２−１７型結晶相の平均粒径は２０ｎｍ以上とすることが好ましい。２−１７型結晶相の平均粒径が２０ｎｍ未満であると磁化が低下し、永久磁石として十分な特性が得られないおそれがある。

さらに、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７型磁石の磁気特性はＣｕリッチ相の厚さにも影響される。すなわち、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に適用する場合、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２００〜５００ｋＡ／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り、保磁力が２００ｋＡ／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１０ｎｍ以下であることが好ましい。Ｃｕリッチ相の平均厚さｔを１０ｎｍ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２００〜５００ｋＡ／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、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。

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〜２００ｋ倍の倍率で観察し、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、まず一定方向に対して３０〜５０ｎｍの間隔で実施し、次いで同一面内で直角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。観察倍率は１００ｋ〜２００ｋ倍とする。図３に実施形態の永久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（図３）の組成線分析を行う。図４に図３のＴＥＭ像の組成線分析の様子を示す。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６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７に図６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７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７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〜２００ｋ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。具体的には図５に示すように、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７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。図８は図７の一部を拡大して示す図である。図８に示すように、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、Ｆｅ濃度を高めて磁束密度の向上や低コスト化を図ったＳｍ_２Ｃｏ_１７型磁石（２−１７型結晶相とＣｕリッチ相との二相組織を備える永久磁石）において、Ｃｕリッチ相の平均間隔ｄを狭めて磁壁の移動を制御しているため、初磁化曲線の急激な立ち上がりを抑制することができる。さらに、Ｃｕリッチ相の平均厚さｔを制御することによって、適度な保磁力を得ることできる。従って、可変磁石に好適な永久磁石、すなわち適度な保磁力と良好なピンニング率（立ち上がり方がなだらかな初磁化曲線に基づく特性）とを有する永久磁石を提供することが可能となる。

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を制御する上で重要である。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、焼結体の時効処理温度は、組織内に微細なＣｕリッチ相を緻密に分散させることが可能な温度を合金組成に応じて選択する必要がある。この実施形態では、以下の式（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＋５０ …（３）
ＴＢ＝３５００ｐ−５０００ｑ−（４５ｐ）^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以下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１０ｎｍ以下とすることができる。時効処理温度が［ＴＢ＋５０（℃）］を超えると、粗大なＣｕリッチ相が生成しやすくなり、Ｃｕリッチ相の平均間隔が大きくなる。一方、時効処理温度が［ＴＢ−５０（℃）］未満であると、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。

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。時効処理時間が超えるとＣｕリッチ相が粗大化することで、Ｃｕリッチ相の緻密な生成が阻害されてしまう。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、組織内に微細なＣｕリッチ相を緻密に分散させることができる。焼結体の時効処理は温度Ｔによる熱処理のみであってもよいが、さらに保磁力の向上等を図る上で、温度Ｔによる熱処理を第１の時効工程とし、その後に温度Ｔより高い温度で第２の時効工程を実施することが好ましい。時効処理工程は、温度Ｔを満足する温度Ｔ１で焼結体を熱処理する第１の時効工程と、温度Ｔ１より高い温度Ｔ２で焼結体を熱処理する第２の時効工程とを具備することが好ましい。

温度Ｔ１（＝Ｔ）による第１の時効工程でＣｕリッチ相を緻密に分散させて析出させた後、温度Ｔより高い温度Ｔ２で第２の時効工程を実施することで、緻密なＣｕリッチ相の析出状態を維持しつつ、磁気特性を高めることができる。第２の時効温度Ｔ２は６８０〜９００℃の範囲とすることが好ましい。第２の時効温度Ｔ２が６８０℃未満の場合、均質な２−１７型結晶相とＣｕリッチ相との混合相が得られにくく、磁気特性を高めることができない。第２の時効温度Ｔ２が９００℃を超えるとＣｕリッチ相が粗大化して保磁力が巨大化したり、磁化の低下を招くおそれがある。第２の時効温度Ｔ２は７００〜８９０℃の範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは７００〜８８０℃の範囲である。

第２の時効処理時間は０．５〜２４時間の範囲とすることが好ましい。第２の時効処理時間が０．５時間未満であるとＣｕリッチ相の生成量が不足するおそれがある。第２の時効処理時間が２４時間を超えると、Ｃｕリッチ相の厚さ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おそれがある。第２の時効処理時間は１〜１２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。第２の時効工程は、第１の時効工程後に焼結体を室温まで冷却した後に実施してもよいし、あるいは第１の時効工程後に引き続いて実施してもよい。

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濃度差が不十分になるおそれがある。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公報や特開２００８−４３１７２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。

図９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１０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１２とステータ１３とブラシ１４とを具備する。可変磁束発電機１１はロータ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。なお、この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。

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）
各原料を（Ｓｍ_０．８５Ｎｄ_０．１５）（Ｆｅ_０．２８Ｚｒ_{０．０２５}Ｃｕ_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。こ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第１の時効処理として７３０℃×１．５時間の条件で熱処理を施した後、２℃／ｍｉｎの冷却速度で室温まで徐冷した。続いて、第１の時効処理後の焼結体に第２の時効処理として８３０℃×４時間の条件で熱処理を施した後、１．２℃／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６９６℃である。従って、第１の時効処理温度Ｔ１（７３０℃）は［ＴＢ−５０（６４６℃）＜Ｔ＜ＴＢ＋５０（７４６℃）］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。第１および第２の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＋５０（℃）］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。この焼結体に第１の時効処理として８２０℃×１．５時間の条件で熱処理を施した後、２℃／ｍｉｎの冷却速度で室温まで徐冷した。続いて、第１の時効処理後の焼結体に第２の時効処理として８３０℃×４時間の条件で熱処理を施した後、１．２℃／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６９６℃であるため、第１の時効処理温度Ｔ１（８２０℃）は［ＴＢ−５０（６４６℃）＜Ｔ＜ＴＢ＋５０（７４６℃）］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。

次いで、溶体化処理後の焼結体に第１の時効処理として８５０℃×１．５時間の条件で熱処理を施し、引き続いて第２の時効処理として８７５℃×４時間の条件で熱処理を施した後、１．３℃／ｍｉｎの冷却速度で４５０℃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８０６℃である。従って、第１の時効処理温度Ｔ１（８５０℃）は［ＴＢ−５０（７５６℃）＜Ｔ＜ＴＢ＋５０（８５６℃）］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。第１および第２の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＋５０（℃）］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。この焼結体に第１の時効処理として８７０℃×１．５時間の条件で熱処理を施し、引き続いて第２の時効処理として８７５℃×４時間の条件で熱処理を施した後、１．３℃／ｍｉｎの冷却速度で４５０℃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８０６℃であるため、第１の時効処理温度Ｔ１（８７０℃）は［ＴＢ−５０（７５６℃）＜Ｔ＜ＴＢ＋５０（８５６℃）］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。第１および第２の時効処理の温度条件は実施例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＋５０（℃）］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２００ｋ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から飽和磁化Ｍｓの０．０２％の磁化が発現する磁界Ｈ（０．０２）を求め、前述した式（２）に基づいてピンニング率を算出した。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以下であり、またＣｕリッチ相の平均厚さｔは１０ｎｍ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、ピンニング率が５０％以上であり、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１〜２の永久磁石はＣｕリッチ相の平均間隔ｄが１２０ｎｍを超え、またＣｕリッチ相の平均厚さも１０ｎｍを超えていた。そのため、比較例１〜２の永久磁石はピンニング率が低く、磁化曲線の立ち上がりが抑制されていない。比較例１〜２の永久磁石においては、可変磁石に適した磁石特性は得られていないことが確認された。

本発明の永久磁石は可変磁石として有効に利用される。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される。

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、１３…ステータ、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−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、
   Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相と、前記Ｔｈ_２Ｚｎ_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_２Ｚｎ_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が１２０ｎｍ以下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３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. 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＋５０（ここで、ＴＢは式：３５００ｐ−５０００ｑ−（４５ｐ）^２で表される温度である）を満足する温度Ｔにて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。
6. 請求項５記載の永久磁石の製造方法において、
   前記時効処理工程は、前記温度Ｔを満足する温度Ｔ１で前記焼結体を熱処理する第１の時効工程と、前記温度Ｔ１より高い温度Ｔ２で前記焼結体を熱処理する第２の時効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。
7. 請求項１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. 請求項１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。

Images