JP6257891B2 - 永久磁石、永久磁石モータ、発電機、および車 - Google Patents

Description

本発明の実施態様は、永久磁石、それを用いた永久磁石モータおよび発電機に関する。

高性能希土類磁石としてはＳｍＣｏ系磁石、ＮｄＦｅＢ系磁石などが知られており、現在量産されているこれらの磁石には鉄（Ｆｅ）やコバルト（Ｃｏ）が多量に含まれ飽和磁化の増大に寄与している。

また、これらの磁石にはネオジウム（Ｎｄ）やサマリウム（Ｓｍ）等の希土類元素が含まれており、結晶場中における希土類元素の４ｆ電子の挙動に由来して大きな磁気異方性をもたらす。

これにより大きな保磁力が得られ、高性能磁石が実現されている。

そして、このような高性能磁石は、各種モータ、発電機、スピーカ、計測器等の電気機器に使用されている。近年、各種電気機器の小型軽量化、低消費電力化の要求が高まり、これに対応するために永久磁石の最大磁気エネルギー積（ＢＨ_ｍａｘ）を向上させた、より高性能の永久磁石が求められている．また、近年、可変磁束型モータが提案され、モータの高効率化に寄与している。

また、最近ではハイブリッド自動車（ＨＥＶ）や電気自動車（ＥＶ）、鉄道車両等のモータに使用される耐熱性の高い永久磁石が求められている。

ＨＥＶ用、ＥＶ用あるいは鉄道車両用モータには、現在、主としてＮｄＦｅＢ磁石が用いられているが、高い耐熱性の要求からＮｄの一部をジスプロシウム（Ｄｙ）で置換して保磁力を高めた材質が選択されている。Ｄｙは希少元素の一つであり、ＨＥＶやＥＶ用モータの本格的普及に際してはＤｙを全く使用しない永久磁石が強く求められている。Ｄｙを使用せず耐熱性の良好な永久磁石としてはＳｍＣｏ磁石が知られているが、ＮｄＦｅＢ磁石と比べて磁化が小さいという課題があり、より磁化の高いＳｍＣｏ磁石が求められている。

ＳｍＣｏ系磁石はそのキュリー点が高いため、高温で良好なモータ特性を実現することが可能であるが、さらなる高保磁力化と高磁束密度化が望まれている。

ＳｍＣｏ系磁石の高磁束密度化にＦｅ元素の高濃度化が有効であると考えられるが、高Ｆｅ濃度組成領域では保磁力が減少する傾向にある。また、高Ｆｅ濃度化すると異相（Ｍ−Ｃｕリッチ相（ＭはＴｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素）が生成しやすくなるため、磁化、保磁力ともに減少しやすくなる。さらに、Ｆｅ濃度が高くなるにつれて十分な焼結体密度を得ることが難しくなり、磁化が小さくなる傾向にある。このため、高性能な各種電気機器に使用される永久磁石を実現するためには高Ｆｅ濃度組成において大きな保磁力と高い磁化とを両立する技術が必要となる。

特開２０１１−２１６７１６号公報

本発明が解決しようとする課題は、高性能な永久磁石、それを用いた永久磁石モータおよび発電機を提供することである。

本発明の実施形態の永久磁石は、
組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｓＣｏ_{１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｓ}
（式中、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれ、５０原子％以上がＳｍである少なくとも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種の元素であり、ｐ、ｑ、ｒおよびｓはそれぞれ原子％で、１１．２４≦ｐ≦１３．５、２５≦ｑ≦４０、１．５０≦ｒ≦１．７５、０．８８≦ｓ≦１３．５を満足する数である）
にて表され、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相と前記Ｔｈ _２ Ｚｎ _１７ 型結晶相よりもＣｕ濃度が１．２倍以上高いＣｕ−ｒｉｃｈ結晶相とを含み、前記Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相の結晶ｃ軸を含む断面において、前記Ｃｕ−ｒｉｃｈ結晶相の平均厚みｔ_{Ｃｕ−ｒｉｃｈ}がｔ_{Ｃｕ−ｒｉｃｈ}≦２０ｎｍ、Ｃｕ−ｒｉｃｈ結晶相間の平均距離ｄ_{Ｃｕ−ｒｉｃｈ}がｄ_{Ｃｕ−ｒｉｃｈ}≦２００ｎｍである。永久磁石は、残留磁化が１．１８３Ｔ以上であり、且つ保磁力が１３８０ｋＡ／ｍ以上である。

また、本発明の実施形態の永久磁石モータは、前記永久磁石を用いる。

また、本発明の実施形態の発電機は、前記永久磁石を発電機に用いる。

実施形態の永久磁石モータを示す図である。 実施形態の他の永久磁石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。

以下、図面を用いて実施の形態を説明する。

（第１の実施形態）
ＳｍＣｏ系磁石は、一般にその保磁力機構が磁壁ピニング型であることが知られており、熱処理によって生成するナノ相分離組織がその保磁力の起源となる。ナノ２相組織はＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相（セル相とも呼ばれる。以下「２−１７相」と言う。）と、それを取り囲むような形で形成されるＣｕ−ｒｉｃｈ結晶相（セル壁相とも呼ばれる。以下「Ｃｕ−ｒｉｃｈ相」と言う。）からなりＣｕ−ｒｉｃｈ相が磁壁ピニングサイトとして働くことにより磁壁の移動が妨げられ、保磁力が発現する。このＣｕ−ｒｉｃｈ相は、一般に主としてＣａＣｕ_５型結晶相（以下「１−５相」と言う。）で構成される。

しかし、Ｆｅ濃度が高くなると上述したように保磁力が発現しなくなる傾向にある。この原因としてはたとえば、ピニングサイトであるＣｕ−ｒｉｃｈ相が生成しにくくなることが挙げられる。

この問題に対し、従来、Ｚｒを添加することでＦｅ濃度が高い範囲でも保磁力が得られるようになってきた経緯がある。これはＺｒを添加することで時効処理中におきるスピノーダル分解による２−１７相とＣｕ−ｒｉｃｈ相への２相分離に先立ち、Ｚｒ−ｒｉｃｈプレートレット相が生成され、このＺｒ−ｒｉｃｈプレートレット相が拡散パスとして働くことで各元素の拡散が促進されナノ相分離組織が形成しやすくなるためだと考えられている。Ｆｅ濃度が１５原子％「程度であった第３世代と呼ばれるＳｍ_２Ｃｏ_１７系磁石ではＺｒ濃度は０．７〜０．９原子％程度であった。

この後、さらにＺｒ濃度を２〜２．５原子％まで高めることにより２５原子％近くまでのＦｅを含むＳｍＣｏＦｅＣｕＺｒ系磁石において良好な保磁力の発現が得られることが知られている。このようなＦｅ濃度が２０原子％程度含み、Ｚｒ添加量が２原子％「程度であるＳｍ_２Ｃｏ_１７磁石が、いわゆる第４世代Ｓｍ_２Ｃｏ_１７磁石と呼ばれ、現在の典型的なＳｍ_２Ｃｏ_１７磁石といえる。

このような経緯から、ＳｍＣｏ系磁石の高Ｆｅ濃度化はＺｒ濃度をＦｅ濃度にあわせ増大させることで保磁力が改善されることが予測される。しかし、実際には２５原子％以上のＦｅ濃度で保磁力を増大させるためにＺｒ添加量を増大させても保磁力が増大しない。そればかりか、かえって減少する傾向にあり、さらに、残留磁化までもが低下してしまう。

このような状況から、従来のコンセプトではＳｍＦｅＣｏの高Ｆｅ濃度化は２５％が限界であった。

本発明者らは２５原子％以上で保磁力が低下してしまう原因について鋭意検討を行った結果、従来限界とされている２５原子％以上のＦｅを含むＲＦｅＭＣｕＣｏ系永久磁石（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）、例えば、ＳｍＣｏＦｅＣｕＺｒ系永久磁石ではＺｒ−ｒｉｃｈな異相が生成されやすくなることを見出した。このことから、Ｆｅ濃度が増大するとＳｍＣｏＦｅＣｕＺｒ系永久磁石におけるＺｒの固溶限が減少し、固溶しきらないＺｒが異相を作り出していると予測される．このように２５原子％程度のＦｅを含むＳｍＣｏＦｅＣｕＺｒ永久磁石では従来適量とされていた２％程度のＺｒの添加が困難であると言える。また、このＺｒ−ｒｉｃｈ異相はＣｕ濃度も高めであることを併せて見出した。このＺｒ−ｒｉｃｈ相がＣｕもｒｉｃｈな相となることで主相中のＣｕ濃度が欠乏し、時効処理中に起きるはずであるスピノーダル相分離を阻害していると予測される。また、この異相の生成が磁化の低下を引き起こしていると考えられる。

以上のことから、Ｆｅ濃度が２０原子％程度含み、Ｚｒ添加濃度が２原子％程度である一般的なＳｍＣｏ磁石に対し、さらに高Ｆｅ濃度化を目指すには既存のコンセプトからはさらにＺｒ濃度を高めることが有効だと予測されたが、金属組織の観点から、Ｚｒ濃度上昇による高Ｆｅ濃度化が困難であることがわかった。

そこで。本発明者らは保磁力が低くなると予測されるが、現在限界とされる２５原子％よりもさらに高いＦｅ濃度組成にて、あえて低Ｚｒ濃度側に着目し、異相の生成を避けながら、低Ｚｒ濃度組成域においていかに保磁力を発現させるかについて鋭意検討、研究・実験を行った。

既述したように永久磁石のＦｅ量が２５原子％以上の高Ｆｅ濃度組成域においては、従来の概念から１．９原子％以上のＺｒの添加が必要とされるが、２５原子％以上のＦｅ濃度ではＭ元素（Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素）のＲＦｅＭＣｕＣｏ系永久磁石への固溶限が低下し、保磁力発現に必要な添加量のＭ元素を添加するとＭ−ｒｉｃｈな異相（以下「Ｍ−ｒｉｃｈ相」と言う。）が生成し、かえって磁気特性を低下させてしまう傾向にあった。

本発明者らは、以上の経緯から、２５原子％以上の高Ｆｅ濃度域において従来の概念では考えられないような低Ｚｒ組成において保磁力の発現を試みた。低Ｚｒ側で保磁力が発現しない原因としては時効処理中のスピノーダル分解が不十分であり、磁壁のピニングサイトであるＣｕ−ｒｉｃｈ相の生成が不十分となることによるものと考えられるに至った。本合金系でみられる相分離は溶体化処理後に形成されるＴｂＣｕ_７型結晶相（以下「１−７相」と言う。）から２−１７相（セル相）とＣｕ−ｒｉｃｈ相（セル壁相）への２相分離によるものだが、相分離する際、ＣｕとＦｅ、Ｃｏが相互拡散し、ＣｕはＣｕ−ｒｉｃｈ相へ、Ｆｅ、Ｃｏは２−１７相へと拡散する。上述したようにＺｒが添加されると２−１７相とＣｕ−ｒｉｃｈ相への２相分離に先だってＭ−ｒｉｃｈの異相よりなるプレートレット相が形成される。Ｍ−ｒｉｃｈ相は通常、２−１７相におけるｃ軸に対し、垂直に生成する。このＭ−ｒｉｃｈ相がＣｕ、Ｆｅ、Ｃｏ等の元素の拡散パスとなり、拡散が助長されることで相分離がしやすくなる。高Ｆｅ濃度組成域においてＭ−ｒｉｃｈ相の異相の生成なしに十分な保磁力を発現するには、この相分離を促進するＭ−ｒｉｃｈ相の源であるＺｒを減らした組成にて相分離を十分に進行させなくてはならない。発明者らが鋭意検討を行ったところ、２５原子％以上のＦｅを含む組成においてはＺｒ濃度を１．７５原子％以下とすることでＺｒ−ｒｉｃｈ異相の生成を抑制できることを見出した。

その結果、２−１７相およびＣｕ−ｒｉｃｈ相のような結晶相が特定の状態において、従来保磁力の発現が極めて困難であった２５原子％以上のＦｅを含むＳｍＦｅＣｏＣｕＺｒ系永久磁石において従来の考え方では低すぎだと予測される１．７５原子％以下のＺｒ添加によって十分な保磁力の発現が可能となることを見出した。

本発明の永久磁石は、
組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｓＣｏ_{１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｓ}
（式中、Ｒは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、ＭはＴｉ、Ｚｒ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およびｓはそれぞれ原子％で、１０≦ｐ≦１３．５、２５≦ｑ≦４０、１．３５≦ｒ≦１．７５、０．８８≦ｓ≦１３．５を満足する数である）
にて表され、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相とＣｕ−ｒｉｃｈ結晶相（結晶中のＣｕの濃度が２５原子％以上かつ７０原子％以下の結晶相）とを含み、前記Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相の結晶ｃ軸を含む断面において、前記Ｃｕ−ｒｉｃｈ結晶相の平均厚みｔ_Cu-richがｔ_Cu-rich≦２０ｎｍ、Ｃｕ−ｒｉｃｈ結晶相間の平均距離ｄ_Cu-richがｄ_Cu-rich≦２００ｎｍおよびＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相中のＦｅ濃度が２５原子％以上である。

本発明における各元素について以下に説明する。

（Ｒ元素）
Ｒ元素は、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。Ｒ元素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ために有効な元素である。Ｒ元素の量があまり少ないと多量のα−Ｆｅが析出して大きな保磁力が得られず、逆にＲ元素の量があまり多いと飽和磁化の低下が著しい。このため、Ｒ元素の原子％を示すｐ値は１０≦ｐ≦１３．５の範囲とすることが好ましい。より好ましいＲ元素の原子％は１０．３≦ｐ≦１３．０の範囲であり、さらに好ましくは１０．６≦ｐ≦１２．５の範囲である。

このＲ元素としてはサマリウム（Ｓｍ）、セリウム（Ｃｅ）、Ｎｄ、プラセオジム（Ｐｒ）を用いることが好ましく、この中でもＳｍは特に好ましい元素である。そこで、Ｒ元素の総量の５０原子％以上をＳｍとすることにより、磁石材料の性能、とりわけ保磁力を高めるのに有効である。ＳｍはＲの総量の７０原子％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは９０原子％以上である。

（Ｆｅ）
鉄（Ｆｅ）は主として磁石材料の磁化を担うための元素である。Ｆｅ量があまり少ないと永久磁石の磁化の向上の効果を得ることが期待できない。逆にＦｅ量が増加することにより永久磁石の飽和磁化を向上することができるが、あまりＦｅ量が多いとα−Ｆｅ相の析出や２−１７相とＣｕ−ｒｉｃｈ相と２相組織が得られにくくなり、保磁力を低下させる恐れがある。このため、Ｆｅの原子％を示すｑ値は２５≦ｑ≦４０の範囲とすることが好ましい。より好ましいＦｅの原子％は２８≦ｑ≦３８の範囲であり、さらに好ましくは３０≦ｑ≦３６の範囲である。

（Ｍ元素）
Ｍ元素としては、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。Ｍ元素は、高いＦｅ量の組成で大きな保磁力を発現させるために有効な元素である。Ｍ元素があまり少ないと保磁力向上の効果を得ることが期待できない。逆に、Ｍ元素量があまり多いとＦｅを２５原子％以上含む組成においてはＭ−ｒｉｃｈな異相が生成し、保磁力、磁化ともに低下させる恐れがある。このため、Ｍ元素の原子％を示すｒ値は１．３５≦ｒ≦１．７５の範囲とすることが好ましい。より好ましいＭ元素の原子％は１．４≦ｒ≦１．７０の範囲であり、さらに好ましくは１．５≦ｒ≦１．６７の範囲である。

このＭ元素は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、Ｍ元素の総量の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、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は、その使用量は少なくすることが工業上好ましい。Ｈｆの含有量はＭ元素の総量の２０原子％未満とすることが好ましい。

（Ｃｕ）
銅（Ｃｕ）は、永久磁石の高い保磁力を発現させるために必須の元素である。Ｃｕ量があまり少ないと高い保磁力を得ることが困難となる。逆に、Ｃｕ量があまり多いと磁化を低下させる恐れがある。このため、Ｃｕの原子％を示すｓ値は０．８８≦ｓ≦１３．５の範囲とすることが好ましい。の範囲とすることが好ましい。より好ましいＣｕの原子％は３．９≦ｓ≦９．０の範囲であり、さらに好ましくは４．３≦ｓ≦７．２の範囲である。

（Ｃｏ）
コバルト（Ｃｏ）は永久磁石の磁化を担うとともに、高い保磁力を発現させるために有効な元素である。また、Ｃｏを多く含むことにより永久磁石は高いキュリー温度が得られ、磁石特性の熱安定性を高める効果も有している。Ｃｏ量があまり少ないと前記効果を得ることが期待できない。逆に、Ｃｏ量があまり多いと相対的にＦｅ量が減少することになり、磁化の低下を招く恐れがある。

ここで、Ｃｏの一部をＮｉ（ニッケル）、Ｖ（バナジウム）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｎ（マンガン）、Ａｌ（アルミニウム）、Ｓｉ（シリコン）、Ｇａ（ガリウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｔａ（タンタル）、Ｗ（タングステン）で置換することによって磁石特性、例えば保磁力を向上することが可能となる。これら元素の過剰の置換は磁化の低下を招く恐れがあるため、その置換量はＣｏ量に対し２０原子％以下とすることが好ましい。その置換量は１８原子％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは１５原子％以下の範囲である。

なお、本発明の永久磁石の組成は、ＩＣＰ（Inductively Coupled Plasma：高周波誘導結合プラズマ）発光分光分析法により測定することができる。ＩＣＰによる組成分析は以下の手順により行なう。

まず、乳鉢で粉砕した試料を一定量測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。得られた溶液を放冷したのち、ＰＦＡ（ポリテトラフルオロエチレン）製メスフラスコに移して定容し試料溶液とする。試料溶液は、ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法により含有成分の定量を行う。

本発明の永久磁石の特徴は、２−１７相とＣｕ−ｒｉｃｈ相とを含み、２−１７相の結晶ｃ軸を含む断面において、前記Ｃｕ−ｒｉｃｈ相の平均厚みｔ_Cu-richがｔ_Cu-rich≦２０ｎｍ、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相間の平均距離ｄ_Cu-richがｄ_Cu-rich≦２００ｎｍおよび２−１７相中のＦｅ濃度が２５原子％以上であることを満たすことである。

前述の構成により、高Ｆｅ濃度組成でありながら異相の生成無しに十分な保磁力を得ることが可能となり、その結果、従来よりも一段と高Ｆｅ濃度化されたＳｍＣｏ系磁石においてセル内のＦｅ濃度が高く、また、明瞭な磁壁ピニング相を密に形成させることが可能となる。こうして、高濃度のＦｅを含むＳｍＣｏ系磁石において高い残留磁化と大きな保磁力の発現が可能である。

２−１７相の結晶ｃ軸を含む断面において、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相の平均厚みｔ_Cu-richがあまり大きいとＣｕ−ｒｉｃｈ相内でＣｕが分散してしまうため、Ｃｕ-ｒｉｃｈ相の磁壁ピニング力が弱まり、保磁力が低下してしまう。このため、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相の平均厚みｔ_Cu-richはｔ_Cu-rich≦２０ｎｍであることが好ましい。より好ましいｔ_Cu-richは４≦ｔ_Cu-rich≦１６の範囲であり、さらに好ましくは４≦ｔ_Cu-rich≦１２の範囲である。

さらに、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相間の平均距離ｄ_Cu-richがあまり大きいと角型比が悪くなる傾向にある。このため、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相間の平均距離ｄ_Cu-richがは_Cu-rich≦２００ｎｍであることが好ましい。より好ましいｄ_Cu-richは２０≦ｄ_Cu-rich≦１６０ｎｍの範囲であり、さらに好ましくは２０≦ｄ_Cu-rich≦１２０ｎｍの範囲である。

このようなＣｕ−ｒｉｃｈ相は、２−１７相を取り囲むような形で形成されるセル壁相とも呼ばれる相であり、結晶中のＣｕの濃度が２５原子％以上かつ７０原子％以下の結晶相である。このＣｕ−ｒｉｃｈ相が磁壁ピニングサイトとして働くことにより磁壁の移動が妨げられ、保磁力が発現する。このＣｕ−ｒｉｃｈ相は、一般に主としてＣａＣｕ_５型結晶相（１−５相）で構成される。

さらに、２−１７相中のＦｅ濃度が２５原子％以上であることを満たすことが好ましい。これは十分な残留磁化を確保するためである．より好ましいＦｅ量は２８原子％の範囲であり、さらに好ましくは３０原子％の範囲である。

本発明においては、前記本発明の組成において本発明の結晶組織を得るために、製造方法についても検討を重ねた。その結果、熱処理条件、特に溶体化処理後の急冷速度を制御することによって達成できることを見出した。

まず、本発明者らは、本発明の組成である２５原子％以上のＦｅを含み、Ｚｒが１．７５原子％以下の組成にて保磁力を発現する手段として結晶中の空孔量に着目した。

これまで述べたとおり、１−７相からＣｕ−ｒｉｃｈ相と２−１７相への相分離は各元素の相互拡散により進行する。つまり、拡散挙動を制御することで相分離組織を制御することができると考えられる。拡散は空孔を介して起きる現象であり、ある原子の隣に空孔がない限りその原子は移動できない。原子が移動できる確率をあげるには空孔量を増やすことにあり、これにより拡散が進行しやすくなることが予測される。本合金系においては相分離の前駆体である１−７相中において空孔量を増やすことでその後の相分離が進行しやすくなることが期待される。空孔を多量に導入する手法としては高温での保持後、室温までの急冷処理がある。

ある温度で安定に存在する空孔の数は、温度の上昇とともに急激に増加する。絶対温度Ｔ（Ｋ）のときの空孔の濃度ｃ（原子数Ｎに対する空孔数ｎの比率：ｎ／Ｎ）は、次の式（１）で与えられる。

ｃ＝ｎ／Ｎ＝Ａｅｘｐ（−Ｅ_Ｆ／（ｋＴ）） （１）
この式で、Ｅ_Ｆは１個の空孔を作るために必要なエネルギー、すなわち空孔の形成エネルギーである．ｋはボルツマン定数、Ａは定数である．
この式から、Ｔ（Ｋ）にある結晶はつねに式（１）で与えられる空孔を含んだときに安定な平衡状態となる。高温での空孔濃度は多い一方で、格子間原子は非常に少ない。したがって、こうした高温から、例えば室温に急冷すると、過剰に、つまりその温度での平衡濃度以上に点欠陥（空孔）を含んだ金属が得られる。高温で平衡状態にある空孔濃度を急冷により室温で保つには冷却速度が十分速いことが必要である。冷却速度が遅いと空孔は冷却途中で消失してしまう。

従来においてもＳｍＣｏ系磁石においても溶体化処理後急冷が行われてきたが、これは準安定相である１−７相を室温で維持することが目的である。つまり１−７相を室温で維持できる程度の速度で急冷できれば良い。一方、本発明で急冷の目的は１−７相を室温で維持することに、さらに多量の空孔を導入することであるため、従来の急冷速度に比較し大きくすることが必要である。本発明者らは、溶体化処理における等温での保持後、１７０℃／ｍｉｎ以上の速度で急冷することで２５原子％以上のＦｅを含み、かつＺｒ濃度が１．７５原子％以下の本発明組成のＲＦｅＭＣｕＣｏ系永久磁石において、本発明で規定する組織が得られることを見出した。

これにより、高Ｆｅ濃度組成でありながら異相の生成無しに十分な保磁力を得ることが可能となり、その結果、従来よりも一段と高Ｆｅ濃度化されたＳｍＣｏ系磁石においてセル内のＦｅ濃度が高く、また、明瞭な磁壁ピニング相を密に形成させることが可能となる。こうして、高濃度のＦｅを含むＳｍＣｏ系磁石において高い残留磁化と大きな保磁力の発現が可能であることを見出した．さらに、急冷を行うこと金属組織を均一にすることができ、角型比が改善される。

なお、本発明の磁石材料は酸化物などの不可避的不純物を含有することを許容する。

次に、本発明に係わる永久磁石の製造方法の一例について説明する。

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、例えばストリップキャスト法などでフレーク状の合金薄帯を作製した後に粉砕して調整することができる。ストリップキャスト法では、合金溶湯を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あまり遅いと得られる薄帯中の組成のばらつきが生じ、逆に周速があまり早いとに結晶粒が単磁区サイズ以下に微細化してしまう等の理由により良好な磁気特性が得られなくなる。このため、ストリップキャスト法における冷却ロールの周速は０．１〜２０ｍ／秒が好ましい。より好ましい周速は０．３〜１５ｍ／秒であり、さらに好ましくは０．５〜１２ｍ／秒である。また、他の方法として、アーク溶解や高周波溶解などにより得られた溶湯を鋳造して得られた合金インゴットを粉砕して合金粉末を調整してもよい。さらに、合金粉末の他の方法として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、あるいは還元拡散法などが挙げられ、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て必要に応じて熱処理を施して均質化することが好ましい。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などの各種粉砕方法を用いて行う。粉砕は合金粉末の酸化を防止するためにアルゴン（Ａｒ）などの不活性ガス雰囲気や有機溶媒中で行うことが望ましい。

得られた粉末は、平均粒径が２〜５μｍ、かつ２μｍ以上１０μｍ以下の粉末の割合が粉末全体の８０％以上であると、得られる永久磁石の配向度が良くなり、また、保磁力が大きくなる傾向にあるため好ましい。

これは、粉砕時に微粉末が発生してしまうと、その後に微粉末を選択的に取り除くことが困難であり、その結果、平均粒径が２〜５μｍであったとしても、サブミクロンレベルの微粉末が多量に含まれる可能性がある。この微粉末が凝集することで後工程の加圧成形時の磁場配向中に磁化容易軸方向に２−１７相もしくは１−７相における結晶ｃ軸が揃い難くなり良好な配向度が得られなくなる。また、このような微粉末は焼結体中の酸化物を増大させ、保磁力を低下させる恐れがある。特に、本発明の組成であるＦｅ濃度が２５原子％以上の場合、粉砕後の粉末は１０μｍ以上の粉末の割合が粉末全体の１０％以下であることが望ましい。鉄濃度が２５原子％以上の場合、原材料となるフレークやインゴット中における異相の量が増大する。この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。このようなフレークやインゴットを粉砕した際にたとえば１５μｍ以上の粉末が存在するとこの粉末がそのまま異相の粉末となることがある。このような異相を含む粉末を含んだ粉砕粉を磁場中で加圧成形し焼結体とすると、異相が消失せず、に保磁力、磁化、角型性等の各種特性の低下を引き起こす。特に角型性が低下すると着磁がし難くなり、例えば永久磁石モータのロータ（回転子）などの用途におけるアセンブリ後の着磁が困難となる。このように、１０μｍ以上の粉末を全体の１０％以下、好ましくは５μｍ以下とすることで２５原子％以上の鉄を含む高鉄濃度組成において角型性の低下を引き起こさずに大きな保磁力を発現することができる。

上記平均粒径および割合の粉末を得るためには、粉砕中に微粉末の発生が少ないジェットミルによる粉砕が好ましい。

次に、電磁石等の中に設置した金型内に前記合金粉末を充填し，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焼結体を得る。焼結温度があまり低いと十分な密度を有する焼結体を得ることが困難であり、逆に焼結温度があまり高いと粉末中のＳｍが蒸発する等のことで良好な磁気特性が得られない。このため、焼結温度は、１１００℃〜１３００℃で行なうことが好ましい。より好ましい焼結温度は１１５０〜１２５０℃であり、さらに好ましくは１１６０℃〜１２２０℃である。また、焼結時間があまり短いと焼結体の密度の不均一性が生じ、逆に焼結温度あまり長いと粉末中のＲ元素が蒸発する等のことで良好な磁気特性が得られない。このため、焼結時間は、前記焼結温度の範囲で０．５〜１５時間で行なうことが好ましい。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。この焼結は酸化防止のため、通常、真空中またはアルゴンガスなどの不活性雰囲気中で行う。また、焼結に際し、焼結温度近くまで真空を維持し、その後Ａｒ雰囲気に切り替え等温維持することで焼結体密度が向上することができる。

次に、得られた焼結体に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相（ＴｂＣｕ_７型結晶相）を得るために、１１００〜１２００℃の範囲の温度で０．５〜８時間熱処理することが好ましい。１１００℃未満の温度および１２００℃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。なお、溶体化処理温度は１１２０〜１１８０℃の範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは１１２０℃〜１１７０℃の範囲である。溶体化処理の時間が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Ｒ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。そのため、溶体化処理の時間は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。また、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。この溶体化処理は焼結と連続して行なってもよい。

溶体化処理では、等温保持後に急冷を施す。この急冷は準安定相である１−７相が室温でも維持するために必要な工程である。また、急冷は既述のように高温で導入された原子空孔を室温で保つために必要である。１−７相を維持するための急冷速度はそれほど大きく必要はなく、厳密な冷却速度の制御は必要としない。一方、本発明の結晶組織を得るための空孔濃度に関しては冷却速度がその空孔量に大きく影響を及ぼし、これにより時効処理後に形成される金属組織の形態、特にＣｕ−ｒｉｃｈ相の厚みおよびその間隔が変化する。そのため、本発明においては、溶体化処理後の冷却速度は１７０℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。このように冷却速度を従来よりも大きくすることで溶体化処理後の結晶に多くの空孔を導入することができ、その後の時効処理中における元素拡散が進行しやすくなるため、明瞭なＣｕ−ｒｉｃｈ相が形成され、磁壁ピニング効果が高まる。冷却速度が１７０℃／ｍｉｎ未満の場合、拡散が進行しにくいため、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相（セル壁相）へのＣｕの濃化が鈍化し、Ｃｕの分布がブロードとなり、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相の厚みが厚く本発明の範囲外となる傾向にある。このようなＣｕ−ｒｉｃｈ相は磁壁ピニング効果が弱く大きな保磁力の発現が期待できない。また、１７０℃／ｍｉｎ未満の場合、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相間の距離が大きくなる傾向にある。これは磁壁ピニングサイト間の距離が大きくなることを意味しており、大きな保磁力を得ることが難しくなるうえに、角型性を悪化させる恐れがある。さらに、冷却速度が１７０℃／ｍｉｎ未満の場合、２５原子％以上のＦｅを含むＲＦｅＭＣｕＣｏ系合金（ＭはＴｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素）では冷却中に低温異相であるＣｅ_２Ｎｉ_７型結晶相（以下「２−７相」と言う。）が生成しやすくなる。この２−７相が生成してしまうと母相の組成が変化し、相分離そのものが困難となる。たとえ相分離したとしてもセル組織の各相（セル相、セル壁相）の組成が大幅に乱れ、良好な磁気特性の発現が期待されない。冷却速度が１７０℃／ｍｉｎ以上の場合、本発明で規定する組織が得られ高い保磁力が両立され、良好な磁気特性の発現が可能となる。さらに、角型性が改善されることで着磁がしやすくなり、ロータなどへのアセンブリ後の着磁が容易となる。より好ましい冷却速度は２００℃／ｍｉｎ以上であり、さらに好ましくは３００℃／ｍｉｎ以上である。この冷却速度は温度測定対象の試料から半径５ｃｍ以内の場所に熱電対を宙に浮いた状態で設置し、その温度変化をモニターすることで測定することができる。

ここで、溶体化処理後の結晶格子状数比（ｃ／ａ）が０．８４２以下であることが好ましい。Ｆｅ濃度が増加すると結晶のＲ元素の位置にＦｅの対（Ｆｅダンベル）が置換される。この置換数が増えることでｃ／ａが増大する傾向にある。しかし、１７０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却することで空孔がＭ元素とペアとなりＲ元素と置換されＦｅダンベルの形成を抑制することが予測される。このようなことで冷却速度が１７０℃／ｍｉｎ以上の試料では主相中のＦｅ濃度が２８原子％「以上でありながら、ｃ／ａが０．８４２以下とすることができる。０．８４２以下の場合、十分な空孔が導入されており、時効処理により大きな保磁力が発現する。一方、溶体化処理後のｃ／ａが０．８４０より大きい場合、空孔量が不十分であり、大きな保磁力の発現が期待されない。よりこのましいｃ／ａは０．８３９未満である。

本発明での結晶格子状数はＴｂＣｕ_７型として最小２乗法により求められる。Ｘ線回折用の試料は溶体化処理後の試料から試料の中心部を切り出し、それを乳鉢で粉砕し１００μｍ以下の粉末とすることで得られる。線源にはＣｕｋαを用い、測定角度範囲は２θで２０°から６０°とする。測定は室温で行う。

次に、溶体化処理後の焼結体に時効処理を施す。時効処理は一段目の処理として７００〜９００℃で０．５〜８０時間保持した後，０．２〜２℃／分の冷却速度で４００〜６５０℃の冷却終了温度まで徐冷し、二段目の処理として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。一段目の処理の温度が７００℃未満および９００℃を超える場合，均質なセル壁相とセル相の混合相が得られず，良好な磁気特性が得られない。より好ましい温度は７５０〜８８０℃であり、さらに好ましくは７８０〜８５０℃である。また、一段目の処理の保持時間が０．５時間未満の場合、１−７相から粒界相の析出が十分に完了しないおそれがある。一方、８０時間を超える場合、セル壁相の厚みが厚くなることでセル相の体積分率が落ち、適した磁石特性が得られない。またさらに、結晶粒の粗大化などの理由により良好な磁気特性が得られない可能性もある。なお、より好ましい時効処理の時間は４〜６０時間であり，さらに好ましい時効処理時間は８〜４０時間である。

また、徐冷の速度は０．２〜２℃／分であり、０．２℃／分未満の場合、セル壁相の厚みが大きくなりすぎることで良好な磁石特性が得られない。また、結晶粒の粗大化などの理由により良好な磁気特性が得られない。一方２℃／分を超えると均質なセル相とセル壁相の混合相が得られず、良好な磁気特性が得られない。なお、より好ましい徐冷の速度は０．４〜１．５℃／分であり、さらに好ましい速度は０．５〜１．３℃／分である。なお、上記では一段目の処理、二段目の処理としたが、多段の冷却を施しても良い。また，時効処理の前処理として、時効処理よりも低い温度かつ短時間の予備的な時効処理（予備時効処理）を施すことで磁化曲線の角型性の改善が期待される。具体的には、予備時効温度は６５０〜７９０℃、予備時効処理時間は０．５〜４時間、時効処理後の徐冷速度は０．５〜１．５℃／分とすることで角型性の改善が期待される。

時効処理ならびに予備時効処理は酸化防止のため、通常、真空中またはＡｒ等の不活性ガス中で行う。時効処理のような結晶組織制御は磁石の保磁力を制御するために重要である。

本発明において金属組織の組織観察は、例えばＴＥＭ（Transmission Electron Microscope：透過電子顕微鏡）を用いて行うことができる。ＴＥＭ観察は１００ｋ倍の倍率で行なうことが望ましい。また、セル相である２−１７相のc軸を含む断面で行なう。セル壁相であるＣｕ−ｒｉｃｈ相はＣｕ濃度が２−１７相のＣｕ濃度よりも１．２倍以上高い領域である。Ｃｕ−ｒｉｃｈ相および２−１７相におけるＣｕ等の各元素の組成の分析には例えばＴＥＭ−ＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray spectroscopy：エネルギー分散型Ｘ線分析）などが用いられる。ＴＥＭ−ＥＤＸを用いた場合、２−１７相（セル相）、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相、各相２０点ずつ行い、各元素の最大値と最小値を除いた測定値の平均値とする。なお、ＴＥＭ−ＥＤＸの場合、Ｃｕ−ｒｕｃｈ相を観察しても透過電子線がＣｕ−ｒｉｃｈ相と２−１７相の両相を透過することで正確なＣｕ−ｒｉｃｈ相におけるＣｕ濃度を測定できない場合がある。また、ＴＥＭ観察の場合、若干Ｒ元素濃度が高めに出る場合がある（３ＤＡＰでの測定値に対し，１．２〜１．５倍程度）。よってＴＥＭ−ＥＤＸを用いた場合、観察は薄膜状試料中、特に薄い箇所で測定することが望ましい。また、前述のような測定誤差を減らすために，セル壁相およびセル相の各元素濃度は３次元アトムプローブ（３ＤＡＰ：Three dimensional Atom Probe）を用いても測定することが好ましい。３ＤＡＰによる各元素濃度の測定は、以下に示す手順にしたがって実施する。

前処理として、試料をダイシングにより薄片化し、そこからＦＩＢ（Focused Ion Beam：収束イオンビーム）にてピックアップ・アトムプローブ（ＡＰ：Atom Probe）用針状試料を作製する。

２−１７相におけるｃ軸に対して垂直に生成するＭ元素がリッチな板状の相（Ｍ−ｒｉｃｈ相）に平行な２−１７相の原子面（０００３）の面間隔（およそ０．４ｎｍ）を基準に原子マップを作製する。そのように作製したアトムプローブデータについてＣｕのみのプロファイルを作成し、Ｃｕが濃化された箇所を特定する。このＣｕが濃化された箇所、すなわちＣｕリッチな部位がセル壁相であるＣｕ−ｒｉｃｈ相にあたる。

このＣｕ−ｒｉｃｈ相に対して垂直方向に各元素の濃度プロファイルを解析する。濃度プロファイル解析範囲は５×５×１０ｎｍとすることが好ましい。

ここで、まずＣｕ−ｒｉｃｈ相におけるＣｕ濃度の決定法を述べる。例としてＣｕ濃度の求め方を示す。セル壁を含む範囲でのＣｕ濃度プロファイルのうち最もＣｕ濃度の高い値（Ｐ_Ｃｕ）を求める。上記の測定を同一試料において２０点について実施し、その平均値をセル壁におけるＣｕ濃度と定義する。Ｓｍ等のＲ元素、Ｚｒ等のＭ元素の濃度やＣｏ濃度も同様にして測定する。

ＴＥＭ−ＥＤＸや３ＤＡＰによる測定は、焼結体の内部に対して行う。焼結体内部の測定とは、以下の通りである。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組成を測定する。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および基準線２でそれぞれ４本の合計８本となり、測定箇所は表面部および内部でそれぞれ８箇所となる。この実施形態においては、表面部および内部でそれぞれ８箇所全てが上記した組成範囲内であることが好ましいが、少なくとも表面部および内部でそれぞれ４箇所以上が上記した組成範囲内となればよい。この場合、１本の基準線での表面部およ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。例えば、ＴＥＭ−ＥＤＸの観察箇所は、セル相内およびセル壁相内の任意の２０点とし、これら各点での測定値から最大値と最小値を除いた測定値の平均値を求め、この平均値を各元素の濃度とする。３ＤＡＰの測定もこれに準ずる。

上述した３ＤＡＰを用いたセル壁相内の濃度の測定結果において、セル壁相におけるＣｕの濃度プロファイルはよりシャープであることが好ましい。具体的には、Ｃｕの濃度プロファイルの半値幅（ＦＷＨＭ：Full Width at Half Maximum）が５ｎｍ以下であることが好ましく、このような場合により高い保磁力を得ることができる。これはセル壁相内のＣｕの分布がシャープな場合、セル相とセル壁相との間の磁壁エネルギー差が急激に生じ、磁壁がよりピニングされやすくなるためである。

セル壁相におけるＣｕの濃度プロファイルの半値幅（ＦＷＨＭ）は、以下のようにして求められる。上述した方法に基づいて３ＤＡＰのＣｕプロファイルからＣｕ濃度が最も高い値（Ｐ_Cu）を求め、この値の半分の値（Ｐ_Cu／２）となるところのピークの幅、すなわち半値幅（ＦＷＨＭ）を求める。このような測定を１０個のピークに対して行い、それらの値の平均値をＣｕプロファイルの半値幅（ＦＷＨＭ）と定義する。Ｃｕプロファイルの半値幅（ＦＷＨＭ）が３ｎｍ以下である場合に、さらに保磁力を高める効果が向上し、２ｎｍ以下の場合により一層優れた保磁力の向上効果を得ることができる。

本発明においてはＣｕ−ｒｉｃｈ相は２−１７相の粒の間に板状で存在する相であり、その厚みはＴＥＭにより得られた像においてコントラストが均一な結晶粒の端から隣のコントラストが均一な粒の間のコントラストが異なる領域の幅である。Ｃｕ−ｒｉｃｈ相の平均厚みはＴＥＭにより１００ｋ倍の倍率で得られた像においてこのコントラストの異なる領域の幅を５点測定し、その平均値と定義される。

Ｃｕ−ｒｉｃｈ相間の平均距離は透過電子顕微鏡により１００ｋ倍の倍率で得られた像において組成線分析を行い、あるＣｕ−ｒｉｃｈ相から次のＣｕ−ｒｉｃｈ相までの距離の平均値として定義される。平均値はこの線分析を５０ｎｍの間隔で行い、それと同じ面内における直角方向に対しても同様の線分析を行い、すべての線分析で得られたＣｕ−ｒｉｃｈ相間距離の平均値を測定することで得られる。

本発明におけるＣｕ−ｒｉｃｈ結晶相間の平均距離ｄ_Cu-richの求め方の具体例を以下に示す。

時効処理後の磁場配向した焼結体において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倍とする。得られた断面に対し、等間隔に平行となるよう線分析（Ｌ_ａ１〜Ｌ_ａｎ）を行い、引き続き（Ｌ_ａ１〜Ｌ_ａｎ）の線分析の方向と観察面内直角方向に対し上記（Ｌ_ａ１〜Ｌ_ａｎ）と同じ間隔で線分析（Ｌ_ｂ１〜Ｌ_ｂｎ）を行なう。平行線の間隔は５０ｎｍとする。

線分析で得られるＣｕ濃度のＣｕ濃度の差を明確化するために生データで得られるＣｕ濃度を２乗〜１６乗し、また、それぞれのデータ値の平均値を求める。ここで、Ｃｕ濃度データ値の平均値よりもＣｕ濃度データ値が連続して２ｎｍ以上である領域がＣｕ−ｒｉｃｈ相とみなすことができ、その領域における最大のＣｕ濃度データ値を示す位置がＣｕ−ｒｉｃｈ相の位置とすることができる。ここで上記のように求めた最大値を示すピークと次のピークの距離ｄ_ｘがＣｕ−ｒｉｃｈ相間の距離とみなせる。一回の線分析で得られるＣｕ−ｒｉｃｈ相間の距離はこのｄ_１，ｄ_２・・・ｄ_ｎの平均値ｄ_ａｖｅとすることで求めることができ，この本発明ではＬ_ａ１〜Ｌ_ａｎおよびＬ_ｂ１〜Ｌ_ｂｎで得られる各ｄ_Ａｖｅの平均をとった値をＣｕ−ｒｉｃｈ相間の距離ｄ_{Ｃｕ−ｒｉｃｈ}と定義する。

本発明に係わる永久磁石は、例えば主として永久磁石モータおよび発電機に用いられる。

永久磁石モータ（発電機）は従来の誘導モータ（発電機）と比較して効率に優れ、小型化や低騒音化などのメリットからハイブリッド自動車（ＨＥＶ）、電気自動車（ＥＶ）、鉄用車両の駆動モータ、発電機などで普及が進んでいる。

永久磁石モータまたは発電機に本発明の永久磁石を搭載することによって、さらなる高効率化、小型化、低コスト化が可能となる。また、本発明の永久磁石はＳｍ−Ｃｏ系をベースとしていることから耐熱性も良好である。

（第２の実施形態）
次に本発明の永久磁石を用いた永久磁石モータについて説明する。

本発明の永久磁石は、各種永久磁石モータに使用される。

図１は、永久磁石モータの一実施形態としての永久磁石モータ１を示す断面図である。

可変磁束モータ１は、大きなトルクを小さい装置サイズにて出力可能であり、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に好適である。

固定子（ステータ）２内には、回転子（ロータ）３が配置され、回転子３内のＦｅ心中に、本発明の永久磁石を用いた固定磁石４と、本発明の固定磁石より低保磁力の永久磁石を用いた可変磁石５を組み合わせて配置した構成である。可変磁石５の磁束密度（磁束量）は可変することが可能である。可変磁石５は、Ｑ軸方向とその磁化方向が直交するためＱ軸電流の影響を受けず、Ｄ軸電流によって磁化することができる。また、回転子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。

本発明においては、前述の製造方法の各種条件を変更することにより、例えば、保磁力が２．５ｋＯｅ以上の固定磁石と、保磁力が２．０ｋＯｅ以下の可変磁石を得ることが可能である。

なお、図１においては、固定磁石４および可変磁石５のいずれにも本発明の永久磁石を用いたが、いずれか一方の磁石について本発明の永久磁石を用いても良い。

本発明の永久磁石モータは、第１の実施形態に示すような永久磁石を固定磁石５に使用することにより、さらなる高効率化、小型化、低コスト化が可能となる。

（第３の実施形態）
次に本発明の永久磁石を用いた発電機について説明する。

本発明の永久磁石は、各種発電機に用いられる永久磁石に使用される。

図２は、一実施形態としての本発明の永久磁石を固定子（ステータ）１４に用いた発電機１０を示す概略図である。

発電機１０の一端には外部から供給される流体によって回転されるよう構成されるタービン１１を有し、タービン１１は軸１２により回転子（ロータ）１３と接続されている。なお、ここで流体によって回転されるタービン１１に代え、自動車の回生エネルギーなどの動的な回転を伝達することで軸１２を回転させることも可能である。前記タービン１１と軸１２により接続された回転子（ロータ）１３およびその外部に配置された固定子（ステータ）１４は、公知の永久磁石モータを使用することができる。そして、軸１２の回転子１３に対しタービン１１との反対側に配置された整流子（図示せず）と接触し、回転子１３の回転により発生した起電力を発電機１０の出力として相分離母線１５および主変圧器（図示せず）を介して系統電圧に昇圧され送電される。回転子１３には、タービン１１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、回転子１３の帯電を放電させるためにブラシ１５を有している。

本発明の発電機は、第１の実施形態に示すような永久磁石を固定磁石５に使用することにより、さらなる高効率化、小型化、低コスト化が可能となる。

本発明の磁石材料はボンド磁石として利用することも可能である。本発明に係わる磁石材料を例えば特開2008-029148号公報または特開2008-043172号公報に開示されているような可変磁束ドライブシステムにおける可変磁石に用いることによってシステムの高効率化、小型化、低コスト化が可能となる．本発明による磁石を可変磁石として使用するためには時効処理条件を変更し、保磁力を１００〜３５０ｋＡ／Ｍ内に収める必要がある。

次に、本発明の具体的な実施例について説明する。

（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。得られた合金インゴットを１１７５℃、８時間の熱処理を施すことで均質化した。

次に、上記熱処理後のインゴットを粗粉砕し、さらにジェットミルにより微粉砕して合金粉末を得た。得られた合金粉末を磁界中で加圧成形することで圧粉体が得られた。得られた圧粉体を焼結炉チャンバー内で５．０×１０^−３Ｐａの真空状態にした後、１１６５℃まで昇温後、１１６５℃、２分間保持し、その後にＡｒガスを導入し、Ａｒ雰囲気中で１１９５℃まで昇温後、１１９５℃、６時間の焼結を行なうことで焼結体を得た。

引き続き得られた焼結体に１１６０℃、６時間の熱処理（溶体化処理）を行なった。溶体化処理後、７２０℃まで冷却した。この溶体化処理後の冷却速度は−２５０℃／ｍｉｎとした。その後、７２０℃、１時間保持後、室温まで徐冷を行なった。

次に、７９５℃、４５時間の熱処理（時効処理）を行なった。時効処理後、４００℃まで徐冷し、その後、室温まで炉冷することで目的とする永久磁石を得た。

各永久磁石の組成はＩＣＰ法により確認した。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測り取り石英製ビーカに入れ、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た。得られた溶液を放冷したのち、ＰＦＡ製メスフラスコに移して定容し試料溶液とした。試料溶液は、ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法により含有成分の定量を行った。装置はエスアイアイ・ナノテクノロジー製、ＳＰＳ４０００を用いた。

得られた永久磁石を既述の方法によりＣｕ−ｒｉｃｈ相の平均厚みＴ_Cu-rich（ｎｍ）およびＣｕ−ｒｉｃｈ相間の平均距離ｄ_Cu-rich（ｎｍ）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残留磁化Ｍｒ（Ｔ）および保磁力ｉＨｃ（ｋ／ｍ）を測定した。得られた結果を表２に示す。

（比較例１、２）
表１に示す組成とする以外は、実施例１、２と同様の方法で永久磁石を作製した。各永久磁石の組成はＩＣＰ法により確認した。

得られた永久磁石を実施例１、２と同様の方法でＣｕ−ｒｉｃｈ相の平均厚みＴ_Cu-rich（ｎｍ）、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相間の平均距離ｄ_Cu-rich（ｎｍ）、残留磁化Ｍｒ（Ｔ）および保磁力ｉＨｃ（ｋ／ｍ）を測定した。得られた結果を表２に示す。

（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ガス雰囲気中でアーク溶解して合金インゴットを作製した。得られた合金インゴットを１１６５℃、４時間の熱処理を施すことで均質化した。

次に、上記熱処理後のインゴットを粗粉砕し、さらにジェットミルにより微粉砕して合金粉末を得た。得られた合金粉末を磁界中で加圧成形することで圧粉体が得られた。得られた圧粉体を焼結炉チャンバー内で５．０×１０^−３Ｐａの真空状態にした後、１１６０℃まで昇温後、１１６０℃、１５分間保持し、その後にＡｒガスを導入し、Ａｒ雰囲気中で１１９０℃まで昇温後、１１９０度、４時間の焼結を行うことで焼結体を得た。

引き続き得られた焼結体に１１４５℃、８時間の熱処理（溶体化処理）を行なった。溶体化処理後、７５０℃まで冷却した。この溶体化処理後の冷却速度は−３１０℃／ｍｉｎとした。その後、７５０℃、２時間保持後、室温まで徐冷を行なった。

次に、８５０℃、１５時間の熱処理（時効処理）を行なった。時効処理後、４００℃まで徐冷した。その後、４００℃、４時間保持した後に、室温まで炉冷することで目的とする永久磁石を得た。各永久磁石の組成はＩＣＰ法により確認した。

得られた永久磁石を実施例１、２と同様の方法でＣｕ−ｒｉｃｈ相の平均厚みＴ_Cu-rich（ｎｍ）、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相間の平均距離ｄ_Cu-rich（ｎｍ）、残留磁化Ｍｒ（Ｔ）および保磁力ｉＨｃ（ｋ／ｍ）を測定した。得られた結果を表２に示す。

（実施例６）
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。得られた合金インゴットを粗粉砕し、１１７０℃、２時間の熱処理を施した後、急冷し室温まで冷却することで均質化した。

次に、得られた粉末をジェットミルにより微粉砕して合金粉末を得た。得られた合金粉末を磁界中で加圧成形することで圧粉体が得られた。得られた圧粉体を焼結炉チャンバー内で９．０×１０^−３Ｐａの真空状態にした後、１１６０℃まで昇温後、１１６０℃、１０分間保持し、その後にＡｒガスを導入し、Ａｒ雰囲気中で１１９０℃まで昇温後、１１９０度、４時間の焼結を行うことで焼結体を得た。

引き続き得られた焼結体に１１３０℃、１２時間の熱処理（溶体化処理）を行なった。溶体化処理後、７５０℃まで冷却した。この溶体化処理後の冷却速度は−２７０℃／ｍｉｎとした。その後、７５０℃、１．５時間保持後、室温まで徐冷を行なった。

次に、８００℃、４２時間の熱処理（時効処理）を行なった。時効処理後、３５０℃まで徐冷した。その後、３５０℃、４時間保持した後に、室温まで炉冷することで目的とする永久磁石を得た。永久磁石の組成はＩＣＰ法により確認した。

得られた永久磁石を実施例１、２と同様の方法でＣｕ−ｒｉｃｈ相の平均厚みＴ_Cu-rich（ｎｍ）、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相間の平均距離ｄ_Cu-rich（ｎｍ）、残留磁化Ｍｒ（Ｔ）および保磁力ｉＨｃ（ｋ／ｍ）を測定した。得られた結果を表２に示す。

（実施例７）
原料を表１に示す組成とする点、溶体化処理後の冷却速度を−３７０℃／ｍｉｎとするとする以外は、実施例６と同様の方法で永久磁石を作製した。永久磁石の組成はＩＣＰ法により確認した。

得られた永久磁石を実施例１、２と同様の方法でＣｕ−ｒｉｃｈ相の平均厚みＴ_Cu-rich（ｎｍ）、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相間の平均距離ｄ_Cu-rich（ｎｍ）、残留磁化Ｍｒ（Ｔ）および保磁力ｉＨｃ（ｋ／ｍ）を測定した。得られた結果を表２に示す。

（実施例８）
原料を表１に示す組成とする点、溶体化処理後の冷却速度を−１７０℃／ｍｉｎとするとする以外は、実施例６と同様の方法で永久磁石を作製した。永久磁石の組成はＩＣＰ法により確認した。

得られた永久磁石を実施例１、２と同様の方法でＣｕ−ｒｉｃｈ相の平均厚みＴ_Cu-rich（ｎｍ）、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相間の平均距離ｄ_Cu-rich（ｎｍ）、残留磁化Ｍｒ（Ｔ）および保磁力ｉＨｃ（ｋ／ｍ）を測定した。得られた結果を表２に示す。

（比較例３、４）
原料を表１に示す組成とする点以外は、実施例６と同様の方法で各永久磁石を作製した。各永久磁石の組成はＩＣＰ法により確認した。

得られた永久磁石を実施例１、２と同様の方法でＣｕ−ｒｉｃｈ相の平均厚みＴ_Cu-rich（ｎｍ）、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相間の平均距離ｄ_Cu-rich（ｎｍ）、残留磁化Ｍｒ（Ｔ）および保磁力ｉＨｃ（ｋ／ｍ）を測定した。得られた結果を表２に示す。

（比較例５）
原料を表１に示す組成とする点、溶体化処理後の冷却速度を−００℃／ｍｉｎとするとする以外は、実施例６と同様の方法で永久磁石を作製した。永久磁石の組成はＩＣＰ法により確認した。

得られた永久磁石を実施例１、２と同様の方法でＣｕ−ｒｉｃｈ相の平均厚みＴ_Cu-rich（ｎｍ）、Ｃｕ−ｒｉｃｈ相間の平均距離ｄ_Cu-rich（ｎｍ）、残留磁化Ｍｒ（Ｔ）および保磁力ｉＨｃ（ｋ／ｍ）を測定した。得られた結果を表２に示す。

表２から明らかなように、実施例１〜８の焼結磁石はいずれも高残留磁化で、かつ高保磁力であり、磁石特性に優れていることが分かる。比較例１〜５の永久磁石は十分な磁石特性が得られない。

（実施例９）
実施例１乃至８の永久磁石を図２に示す永久磁石モータ（可変磁束モータ）に使用したところ、従来に比較し、さらなる高効率化、小型化、低コスト化が可能となる。

（実施例１０）
実施例１乃至８の永久磁石を図３に示す発電機に使用したところ、従来に比較し、さらなる高効率化、小型化、低コスト化が可能となる。

なお、本実施形態は、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。本実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、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。こ本実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれるとともに、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 固定子（ステータ）
３ 回転子（ロータ）
４ 固定磁石
５ 可変磁石
１０ 発電機
１１ タービン
１２ 軸
１３ 回転子（ロータ）
１４ 固定子（ステータ）
１５ 相分離母線
１６ ブラシ

Claims (8)

1. 組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｓＣｏ_{１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｓ}
   （式中、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれ、５０原子％以上がＳｍである少なくとも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種の元素であり、ｐ、ｑ、ｒおよびｓはそれぞれ原子％で、１１．２４≦ｐ≦１３．５、２５≦ｑ≦４０、１．５０≦ｒ≦１．７５、０．８８≦ｓ≦１３．５を満足する数である）
   にて表され、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相と前記Ｔｈ _２ Ｚｎ _１７ 型結晶相よりもＣｕ濃度が１．２倍以上高いＣｕ−ｒｉｃｈ結晶相とを含み、前記Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相の結晶ｃ軸を含む断面において、前記Ｃｕ−ｒｉｃｈ結晶相の平均厚みｔ_{Ｃｕ−ｒｉｃｈ}がｔ_{Ｃｕ−ｒｉｃｈ}≦２０ｎｍ、Ｃｕ−ｒｉｃｈ結晶相間の平均距離ｄ_{Ｃｕ−ｒｉｃｈ}がｄ_{Ｃｕ−ｒｉｃｈ}≦２００ｎｍであり、
   残留磁化が１．１８３Ｔ以上であり、且つ保磁力が１３８０ｋＡ／ｍ以上である永久磁石。
2. 前記平均距離ｄ_{Ｃｕ−ｒｉｃｈ}がｄ_{Ｃｕ−ｒｉｃｈ}≦１０５ｎｍである請求項１に記載の永久磁石。
3. 前記ｒは、原子％で１．６０≦ｒ≦１．７０を満足する数である請求項１または請求項２に記載の永久磁石。
4. 前記Ｃｏの２０原子％以下がＮｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ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Ｍの総量の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. 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を有する永久磁石モータ。
7. 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を有する発電機。
8. 請求項６に記載の永久磁石モータ、または請求項７に記載の発電機を具備する車。

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