JPWO2016042591A1 - 永久磁石、モータ、発電機、車、および永久磁石の製造方法 - Google Patents

Abstract

高性能な永久磁石を提供する。組成式：ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｔＣｏ１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｔで表され、５０質量ｐｐｍ以上１５００質量ｐｐｍ以下の炭素を含む組成と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を有する主相と組成式における元素Ｍの炭化物相を有する副相とを含む金属組織と、を備える焼結体を具備する。焼結体のＸ線回折測定により得られるＸ線回折パターンにおいて、３２．５度以上３３．５度以下の範囲の角度２θに位置する回折ピークの最大強度Ｉ１に対する、３７．５度以上３８．５度以下の範囲の角度２θに位置する回折ピークの最大強度Ｉ２の比（Ｉ２／Ｉ１）は、２５よりも大きく８０以下である。

Description

実施形態の発明は、永久磁石、モータ、および発電機に関する。

高性能希土類磁石の例としてＳｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知られている。これらの磁石では、ＦｅやＣｏが飽和磁化の増大に寄与している。また、これらの磁石にはＮｄや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。

このような高性能磁石は、主としてモータ、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（ＢＨｍａｘ）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。

Ｓｍ−Ｃｏ系磁石は、キュリー温度が高いため、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化、さらに角型比等の磁石特性の改善が望まれている。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の高磁化にはＦｅの高濃度化が有効であると考えられるが、従来の製法ではＦｅを高濃度化することにより磁石特性が悪化する傾向にあった。このようなことから、高性能なモータ用の磁石を実現するためには高いＦｅ濃度組成において磁化を改善しながらも良好な磁石特性の発現を可能とする技術が必要となる。

特開２０１０−１２１１６７号公報

本発明で解決しようとするべき課題は、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石においてその金属組織を制御することにより、高性能な永久磁石を提供することである。

実施形態の永久磁石は、組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｔＣｏ_{１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｔ}（式中、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、およびＨｆからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素、ｐは１０．８≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２５≦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、ｔは３．５≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）で表され、５０質量ｐｐｍ以上１５００質量ｐｐｍ以下の炭素を含む組成と、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有する主相と組成式における元素Ｍの炭化物相を有する副相とを含む金属組織と、を備える焼結体を具備する。焼結体のＸ線回折測定により得られるＸ線回折パターンにおいて、３２．５度以上３３．５度以下の範囲の角度２θに位置する回折ピークの最大強度Ｉ_１に対する、３７．５度以上３８．５度以下の範囲の角度２θに位置する回折ピークの最大強度Ｉ_２の比（Ｉ_２／Ｉ_１）は、２５よりも大きく８０以下である。

Ｘ線回折パターンの一例を示す図である。 焼結体のＳＥＭ像の例を示す図である。 永久磁石モータを示す図である。 可変磁束モータを示す図である。 発電機を示す図である。

以下、実施形態について、図面を参照して説明する。なお、図面は模式的なものであり、例えば厚さと平面寸法との関係、各層の厚さの比率等は現実のものとは異なる場合がある。また、実施形態において、実質的に同一の構成要素には同一の符号を付し説明を省略する。

（第１の実施形態）
本実施形態の永久磁石について以下に説明する。

＜永久磁石の構成例＞
永久磁石は、組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｔＣｏ_{１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｔ}
（式中、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、およびＨｆからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素、ｐは１０．８≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２５≦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、ｔは３．５≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）で表され、５０質量ｐｐｍ以上１５００質量ｐｐｍ以下の炭素を含む組成を備える焼結体を具備する。上記永久磁石において、上記組成式の原子比は、Ｒ、Ｆｅ、Ｍ、Ｃｕ_、およびＣｏの合計を１００原子％としたときの原子比であり、焼結体は微量の炭素を含む。

上記組成式におけるＲは、磁石材料に大きな磁気異方性をもたらすことができる元素である。元素Ｒとしては、例えばイットリウム（Ｙ）を含む希土類元素から選ばれる１つまたは複数の元素などを用いることができ、例えばサマリウム（Ｓｍ）、セリウム（Ｃｅ）、ネオジム（Ｎｄ）、プラセオジム（Ｐｒ）等を用いることができ、特に、Ｓｍを用いることが好ましい。例えば、元素ＲとしてＳｍを含む複数の元素を用いる場合、Ｓｍ濃度を元素Ｒとして適用可能な元素全体の５０原子％以上とすることにより、磁石材料の性能、例えば保磁力を高めることができる。なお、元素Ｒとして適用可能な元素の７０原子％以上、さらには９０％以上をＳｍとするとさらに好ましい。

元素Ｒとして適用可能な元素の濃度を、例えば１０．８原子％以上１２．５原子％以下とすることにより保磁力を大きくすることができる。元素Ｒとして適用可能な元素の濃度が１０．８原子％未満の場合、多量のα−Ｆｅが析出して保磁力が小さくなり、元素Ｒとして適用可能な元素の濃度が１２．５原子％を超える場合、飽和磁化が低下する。元素Ｒとして適用可能な元素の濃度は、１１．０原子％以上１２．０原子％以下であることがより好ましい。

上記組成式におけるＭは、高鉄濃度の組成で大きな保磁力および高強度を発現させることができる元素である。元素Ｍとしては、例えばチタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、およびハフニウム（Ｈｆ）からなる群より選ばれる１つまたは複数の元素が用いられる。元素Ｍの含有量ｒが４．５原子％を超えると、元素Ｍを過剰に含有する異相が生成しやすくなり、保磁力、磁化ともに低下しやすくなる。また、元素Ｍの含有量ｒが０．８８原子％未満であるとＦｅ濃度を高める効果が小さくなりやすい。つまり、元素Ｍの含有量ｒは、０．８８原子％以上４．５原子％以下であることが好ましい。元素Ｍの含有量ｒは、１．１５原子％以上３．５７原子％以下であることがより好ましく、さらに１．４９原子％よりも大きく２．２４原子％以下、さらには１．５５原子％以上２．２３原子％以下であることが好ましい。

元素Ｍは、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、その使用量は少ないことが好ましい。例えば、Ｈｆの含有量は、元素Ｍの２０原子％未満であることが好ましい。

Ｃｕは、磁石材料において高い保磁力を発現させることができる元素である。Ｃｕの含有量は、例えば３．５原子％以上１３．５原子％以下であることが好ましい。これよりも多量に配合すると磁化の低下が著しく、またこれよりも少量であると良好な磁石特性を得ることが困難となる。Ｃｕの含有量ｔは、３．９原子％以上９．０原子％以下であることがより好ましく、さらに４．４原子％以上５．７原子％以下であることが好ましい。

Ｆｅは、主として磁石材料の磁化を担う元素である。Ｆｅを多量に配合することにより磁石材料の飽和磁化を高めることができるが、過剰に配合するとα−Ｆｅの析出や相分離により所望の結晶相が得られにくくなり、保磁力を低下させるおそれがある。よって、Ｆｅの含有量ｑは、２５原子％以上４０原子％以下であることが好ましい。Ｆｅの含有量ｑは、２８原子％以上３６原子％以下であることがより好ましく、さらに３０原子％以上３３原子％以下であることが好ましい。

Ｃｏは、磁石材料の磁化を担うとともに高い保磁力を発現させることができる元素である。また、Ｃｏを多く配合すると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ことができる。Ｃｏの配合量が少ないとこれらの効果が小さくなる。しかしながら、Ｃｏを過剰に添加すると、相対的にＦｅの割合が減り、磁化の低下を招くおそれがある。また、Ｃｏの２０原子％以下をＮｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗからなる群より選ばれる１つまたは複数の元素で置換することにより磁石特性、例えば保磁力を高めることができる。

炭素は、製造工程上混入する不可避不純物であり、組成式におけるＲ、Ｆｅ、Ｍ、Ｃｕ、Ｃｏ等の構成元素に比べてはるかに微量に含まれる。例えば、永久磁石の製造工程において、合金粉末の加圧成形時に用いられる潤滑油、粉砕時に用いられるボールミルの容器からのコンタミネーション、ボールミルの溶媒中の炭素、焼結時に用いられるカーボンヒータ、その他焼結炉内部材からのコンタミネーション等により炭素が混入すると考えられる。

炭素は、永久磁石の機械的強度に影響を及ぼす元素であり、例えば５０質量ｐｐｍ以上１５００質量ｐｐｍ以下の炭素を含むことが好ましい。炭素濃度が５０質量ｐｐｍ未満または１５００質量ｐｐｍを超えると、永久磁石の機械的強度が低下しやすくなる。炭素濃度は、７００質量ｐｐｍ以下、さらには５００質量ｐｐｍ以下、さらには３００質量ｐｐｍ以下であることがより好ましい。

本実施形態の永久磁石は、六方晶系のＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相（２−１７型結晶相）を有する主相と、主相を構成する結晶粒の間に設けられた粒界相と、を含む２次元の金属組織を具備する。さらに、主相は、２−１７型結晶相を有するセル相と、六方晶系のＣａＣｕ_５型結晶相（１−５型結晶相）を有するＣｕリッチ相と、を含む。Ｃｕリッチ相は、セル相を囲むように形成されることが好ましい。上記構造をセル構造ともいう。また、Ｃｕリッチ相にはセル相を分断するセル壁相も含まれる。Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のｃ軸は磁化容易軸であるＴｂＣｕ_７型結晶相におけるｃ軸と平行である。すなわち、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のｃ軸は磁化容易軸と平行に存在している。なお、平行とは、平行方向から±１０度以内の状態（略平行）を含んでいてもよい。

Ｃｕリッチ相は、Ｃｕ濃度が高い相である。Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のＣｕ濃度よりも高い。例えば、Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相のＣｕ濃度の１．２倍以上であることが好ましい。Ｃｕリッチ相は、例えばＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相におけるｃ軸を含む断面において、線状または板状に存在する。Ｃｕリッチ相の構造としては、特に限定されないが、例えば六方晶系のＣａＣｕ_５型結晶相（１−５型結晶相）等が挙げられる。また、永久磁石は、相の異なる複数のＣｕリッチ相を有していてもよい。

Ｃｕリッチ相の磁壁エネルギーは、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相の磁壁エネルギーよりも高く、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、Ｃｕリッチ相がピニングサイトとして機能することにより、複数のセル相間での磁壁移動を抑制することができる。特に、セル構造を形成することにより、磁壁移動の抑制効果が高まる。これを磁壁ピニング効果ともいう。よって、セル相を囲むようにＣｕリッチ相が形成されることがより好ましい。

２５原子％以上のＦｅを含むＳｍ−Ｃｏ系磁石において、Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度は、１０原子％以上６０原子％以下であることが好ましい。Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度を高めることにより良好な磁石特性を得ることができる。Ｆｅ濃度が高い領域においてはＣｕリッチ相のＣｕ濃度にばらつきが発生しやすくなり、例えば磁壁ピニング効果が大きいＣｕリッチ相と磁壁ピニング効果が小さいＣｕリッチ相とが生じ、磁石特性が悪化する。

ピニングサイトを外れた磁壁が移動すると、移動した分だけ磁化が反転してしまうため、磁化が低下する。外磁場を印加した際に、ある一定の磁場で一斉に磁壁がピニングサイトを外れれば、磁場の印加により磁化が低下しにくくなり、良好な磁石特性が得られる。換言すると、磁場を印加した際に保磁力よりも低い磁場でピニングサイトを外れ、磁壁が移動してしまうと、移動した分だけ磁化が減少し、磁石特性の悪化につながると考えられる。よって、磁化の減少等の磁石特性の悪化を抑制するためには、セル構造の領域を増やすことが重要であると考えられる。

上記セル構造は、例えば粒界相において形成されにくく、また主相を構成する結晶粒の周囲において形成されにくい。これは、焼結体を構成する結晶粒内や結晶粒界に元素Ｍの炭化物相を有する副相が析出するためであると考えられる。元素Ｍの炭化物相は、非磁性であるＺｒＣ等の炭化物相である。例えば、焼結時において、主成分として含まれるＭ原子と焼結炉内の炭素またはその化合物とが反応することにより、例えば０．５〜５μｍ程度の直径を有する粒状の元素Ｍの炭化物相が析出する。

元素Ｍの炭化物相が析出すると、周辺の母相中の元素Ｍの濃度が低下する。母相の元素Ｍの濃度が減少すると、母相の組成ずれが起こり、Ｓｍ_２Ｃｏ_７相等のＣｅ_２Ｎｉ_７型結晶相を有するＣｕリッチな相（Ｃｕリッチ異相ともいう）が生成されやすくなる。Ｃｕリッチ異相中ではセル構造が形成されにくく、また、Ｃｕリッチ異相の周辺もＣｕ濃度が低くなるためセル構造が形成されにくい。これにより、磁石特性が悪化しやすい。

Ｆｅ濃度が低い永久磁石では、元素Ｍの炭化物相が析出しても、Ｃｕリッチ異相が生じにくいため、保磁力の低下および磁化の減少等が生じにくい。これに対し、高鉄濃度を有する永久磁石では、元素Ｍの炭化物相が磁石特性に大きく影響を及ぼしており、元素Ｍの炭化物相の割合が大きいと保磁力の低下および磁化の減少等の原因となる。このため、元素Ｍの炭化物相の割合は、小さいことが好ましい。

さらに、元素Ｍの炭化物相は、高鉄濃度を有する永久磁石の機械的強度にも影響を及ぼすと考えられる。元素Ｍの炭化物相の割合が大きすぎると、粒界強度が低下するため、機械的強度が低下する。一方、元素Ｍの炭化物の割合が小さすぎる場合も粒界相での亀裂伸展が抑制されないため、機械的強度が低下する。すなわち、過剰な元素Ｍの炭化物相は保磁力の低下や磁化の減少等を及ぼすが、微量な元素Ｍの炭化物は保磁力の低下および磁化の減少を抑制しつつ機械的強度の改善をもたらす。すなわち、元素Ｍの炭化物相の割合を制御することにより、高鉄濃度の永久磁石において磁石特性および機械的強度を高めることができる。

上記永久磁石では、保磁力を例えば１３００ｋＡ／ｍ以上、さらには１４００ｋＡ／ｍ以上、さらには１５００ｋＡ／ｍ以上にすることができる。また、永久磁石では、残留磁化を例えば１．１９Ｔ以上、さらには１．２０Ｔ以上、さらには１．２１Ｔ以上にすることができる。さらに、永久磁石では、抗折強度を例えば１００ＭＰａ以上、さらには１５０ＭＰａ以上、さらには１６０ＭＰａ以上にすることができる。また、焼結体は、８．２ｇ／ｃｍ^３以上の密度を有することが好ましい。密度を８．２ｇ／ｃｍ^３以上とすることにより、永久磁石の機械的強度をさらに高めることができる。

元素Ｍの炭化物相の割合は、例えばＸ線回折（Ｘ−ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＸＲＤ）測定により得られるＸ線回折パターンの回折ピーク強度から評価することができる。図１に焼結体のＸ線回折測定により得られるＸ線回折パターン（角度２θ＝３０度〜４０度）の例を示す。横軸は、角度２θを示し、縦軸はピーク強度を示す。元素Ｍの炭化物相は、３３度付近の角度２θに回折ピークを有する。上記回折ピークの強度が高いほど元素Ｍの炭化物相の割合が多いと考えられる。しかしながら、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７相も３３度付近の角度２θに回折ピークを有するため、当該ピークだけではＴｈ_２Ｚｎ_１７相の割合と元素Ｍの炭化物相の割合とを区別することが困難である。

そこで、３３度付近の角度２θに位置する回折ピークと、３８度付近の角度２θに位置する回折ピークとの強度比から元素Ｍの炭化物相の割合を評価する。３８度付近の角度２θに位置する回折ピークは、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７相固有の回折ピークの一つであり、例えば相分離組織の前駆体となるＴｂＣｕ_７型結晶相（１−７型結晶相）では、得られないピークである。

元素Ｍの炭化物相の割合が小さい場合、３８度付近の角度２θに位置する回折ピークの強度に対し、３３度付近の角度２θに位置する回折ピークの強度は小さい。しかしながら、元素Ｍの炭化物相の割合が大きいと３３度付近の角度２θに位置する回折ピークの強度が大きくなる。よって、３３度付近の角度２θの回折ピークと、３８度付近の角度２θの回折ピークとの強度比から元素Ｍの炭化物の割合を評価することができる。

Ｘ線回折パターンにおける回折ピーク強度は、下記のように定義される。まず、ＸＲＤ装置を用いて数１０μｍ程度の焼結体試料の粉末を用いたサンプルの回折ピークを測定する。このとき、管球はＣｕであり、管電圧は４５ｋＶであり、管電流は２００ｍＡであり、Ｘ線はＣｕＫα線である。また、スキャン軸は２θであり、スキャンモードは連続であり、スキャンステップは０．０１度であり、スキャンスピードは２０度／分であり、角度２θの測定範囲は２５度から５５度までである。

次に、測定データに対し、データ処理を行う。解析ソフトとしてＰＤＸＬ２ ｖｅｒ２．１．３．４を用い、バックグラウンド除去を行ったデータをＸ線回折パターンとして用いる。Ｘ線回折パターンにおいて、３２．５度以上３３．５度以下の範囲の角度２θに位置する最大強度の回折ピークを３３度付近の角度２θに位置する回折ピークと定義し、３７．５度以上３８．５度以下の範囲の角度２θに位置する最大強度の回折ピークを３８度付近の角度２θに位置する回折ピークと定義する。

３３度付近の角度２θに位置する回折ピークは、３２．７度以上３３．３度以下の範囲の角度２θに位置する最大強度の回折ピーク、さらには３２．９度以上３３．１度以下の範囲の角度２θに位置する最大強度の回折ピークであることがより好ましい。また、３８度付近の角度２θに位置する回折ピークは、３７．７度以上３８．３度以下の範囲の角度２θに位置する最大強度の回折ピーク、さらには３７．９度以上３８．１度以下の範囲の角度２θに位置する最大強度の回折ピークであることがより好ましい。

Ｘ線回折パターンにおいて、例えば３２．５度以上３３．５度以下の範囲の角度２θに位置する回折ピーク（３３度付近の角度２θに位置する回折ピーク）の最大強度をＩ_１と定義し、３７．５度以上３８．５度以下の範囲の角度２θに位置する回折ピーク（３８度付近の角度２θに位置する回折ピーク）の最大強度をＩ_２と定義する。上記永久磁石では、上記焼結体のＸ線回折測定により得られるＸ線回折パターンにおいて、Ｉ_１に対するＩ_２の比（Ｉ_２／Ｉ_１）が２５よりも大きく８０以下である。（Ｉ_２／Ｉ_１）が８０を超えると、粒界相での亀裂伸展が抑制されないため、機械的強度が低下する。また、（Ｉ_２／Ｉ_１）が２５未満であると、粒界相での元素Ｍの炭化物相の存在比率が高くなり粒界強度が低下するため機械的強度が低下する。さらに、（Ｉ_２／Ｉ_１）は、３０以上７５以下、さらには３５以上７０以下であることがより好ましい。

以上のように、永久磁石では、Ｘ線回折パターンにおいて、３２．５度以上３３．５度以下の範囲の角度２θに位置する回折ピークの最大強度に対する、３７．５度以上３８．５度以下の範囲の角度２θに位置する回折ピークの最大強度の比が上記範囲内になるように、元素Ｍの炭化物相の割合を制御することにより、高鉄濃度の永久磁石において磁石特性および機械的強度を高めることができる。

永久磁石の組成は、例えばＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）発光分光分析法、ＳＥＭ−ＥＤＸ（走査電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分光法：ＳＥＭ−Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐ）、ＴＥＭ−ＥＤＸ（透過電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分光法：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ−ＥＤＸ）等により測定される。各相の体積比率は、電子顕微鏡や光学顕微鏡による観察とＸ線回折等とを併用して総合的に判断されるが、永久磁石の断面を撮影した電子顕微鏡写真の面積分析法により求めることができる。永久磁石の断面は、試料の最大面積を有する表面の実質的に中央部の断面を用いるものとする。

Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相、Ｃｕリッチ相、Ｃｕリッチ異相、元素Ｍの炭化物相等の金属組織は、例えば以下のように認定される。まず、走査透過型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＴＥＭ）によるサンプルの観察を行う。このとき、ＳＥＭによりサンプルを観察することにより、粒界相の場所を特定し、収束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）を用いて粒界相が視野に入るようにサンプルを加工することにより観察効率を高めることができる。上記サンプルは、時効処理後のサンプルである。この際、サンプルは未着磁品であることが好ましい。

次に、セル相、Ｃｕリッチ相、Ｃｕリッチ異相、元素Ｍの炭化物相等の各元素の濃度を例えばＳＴＥＭを利用したエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＳＴＥＭ−Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＴＥＭ−ＥＤＸ）を用いて測定する。

ＳＴＥＭ−ＥＤＸにより各元素の濃度を測定する際、サンプルの表面の１ｍｍ以上内部から測定用の試料を切り出す。また、磁化容易軸（ｃ軸）に平行な面に対し、１００ｋ倍の観察倍率で観察する。さらに、Ｃｕ、元素Ｍのマッピング像を取得する。

Ｃｕマッピング像および元素Ｍマッピング像を重ね合わせたときにＣｕ濃度が高い領域がＣｕリッチ相に相当し、Ｃｕ濃度および元素Ｍ濃度が高い領域がＣｕリッチ異相に相当し、Ｃｕ濃度が低く元素Ｍ濃度が高い領域が元素Ｍの炭化物相等に相当する。なお、さらにＣのマッピング像を行うことにより元素Ｍの炭化物相を特定してもよい。

図２は、金属組織のＳＥＭ像の一例を示す図である。図２に示す金属組織では、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相に加え、線状のＣｕリッチ相、粒状の元素Ｍの炭化物相等が形成されている。さらに、粒状の元素Ｍの炭化物相の周辺にはＣｕリッチ異相が形成されていることがわかる。

なお、各相の元素の濃度測定には、三次元アトムプローブ（３−Ｄｉｍｅｎｓｉｏｎ Ａｔｏｍ Ｐｒｏｂｅ：３ＤＡＰ）を用いてもよい。３ＤＡＰを用いた分析法とは、電圧を印加することにより観察試料を電界蒸発させ、電界蒸発されたイオンを二次元検出器により検出することにより原子配列を特定する分析法である。二次元検出器に到達するまでの飛行時間からイオン種が同定され、個々に検出されたイオンを深さ方向に連続的に検出し、検出された順番にイオンを並べる（再構築する）ことにより、三次元の原子分布が得られる。ＴＥＭ−ＥＤＸの濃度測定と比べて、各結晶相内の各元素濃度をより正確に測定することができる。

３ＤＡＰによる各相内の元素濃度の測定は、以下に示す手順にしたがって実施する。まず、試料をダイシングにより薄片化し、そこからＦＩＢにてピックアップ・アトムプローブ（ＡＰ）用針状試料を作製する。

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。まず、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第１の基準線と、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第２の基準線とを設け、これら第１の基準線および第２の基準線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。なお、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、基準線は第１の基準線および第２の基準線でそれぞれ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。本実施形態において、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、濃度測定におけるＴＥＭ−ＥＤＸの観察箇所は、各相内の任意の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Ｃｕリッチ相内の濃度の測定結果において、Ｃｕリッチ相における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Ｃｕリッチ相内のＣｕの分布がシャープな場合、セル相とＣｕリッチ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。

Ｃｕリッチ相における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（ＰＣｕ）を求め、この値の半分の値（ＰＣｕ／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。

また、セル相、Ｃｕリッチ相、Ｃｕリッチ異相、元素Ｍの炭化物相等の径は、例えば次のように求めることができる。ＳＴＥＭ−ＥＤＸのマッピング像において、任意の相を選択し、選択した相に対し、両端が別の相に接する最も長い直線Ａを引く。次に、この直線Ａの中点において、直線Ａに垂直であり、かつ両端が別の相に接する直線Ｂを引く。この直線Ａと直線Ｂの長さの平均を相の径Ｄとする。上記手順で１個以上の任意の相のＤを求める。一つのサンプルに対して５視野で上記Ｄを算出し、各Ｄの平均を相の径（Ｄ）と定義する。

さらに、主相を構成する結晶粒の平均粒径は、ＳＥＭを利用した電子後方散乱回折像法（ＳＥＭ−Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ：ＳＥＭ−ＥＢＳＰ）により測定することができる。以下に、結晶粒の平均粒径を求める手順を示す。まず、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およびバフ仕上げした後、水洗およ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。観察結果から、測定面積内に存在する結晶粒の平均粒径は、下記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度以上である境界を粒界相とみなす。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、およ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。粒面積は粒界相に囲まれた同一結晶粒内の面積であり、平均粒面積は測定面積範囲内に存在する結晶粒の面積の平均値である。粒径は同一結晶粒内における面積と同面積を有する真円の直径とし、平均粒径は測定面積範囲内に存在する結晶粒の粒径の平均値である。なお、１０μｍ以下の粒径を有する結晶粒は、異相である可能性があるため、１０μｍ以下の粒径を有する結晶粒を無視して平均粒径を求める。

角型比は、以下のように定義される。まず、直流Ｂ−Ｈトレーサー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Ｍ_ｒと保磁力_ｉＨ_Ｃおよび最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを求める。このとき、Ｍ_ｒを用いて理論最大値（ＢＨ）ｍａｘが下記式（１）により求められる。
（ＢＨ）ｍａｘ（理論値）＝Ｍ_ｒ ^２／４μ_０・・・（１）
角型比は、測定で得られる（ＢＨ）ｍａｘと（ＢＨ）ｍａｘ（理論値）の比により評価され、下記式（２）により求められる。
（ＢＨ）ｍａｘ（実測値）／（ＢＨ）ｍａｘ（理論値）×１００・・・（２）

上記永久磁石は、例えばボンド磁石としても用いられる。例えば、特開２００８−２９１４８号公報または特開２００８−４３１７２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上記永久磁石を用いることにより、システムの高効率化、小型化、低コスト化が可能となる。上記永久磁石を可変磁石として用いるためには時効処理条件を変更し、例えば保磁力を１００ｋＡ／Ｍ以上３５０ｋＡ／Ｍ以下に収める必要がある。

＜永久磁石の製造方法＞
次に、永久磁石の製造方法例について説明する。まず、永久磁石の合成に必要な所定の元素を含む合金粉末を調製する。次に、電磁石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り結晶軸を配向させた圧粉体を製造する。

例えば、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することにより合金粉末を調製することができる。合金粉末は、組成が異なる複数の粉末を混ぜ合わせて所望の組成としてもよい。また、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、還元拡散法などを用いて合金粉末を調製してもよい。ストリップキャスト法を用いた合金薄帯の作製では、フレーク状の合金薄帯を作製し、その後合金薄帯を粉砕することにより合金粉末を調製する。例えば、周速０．１ｍ／秒以上２０ｍ／秒以下で回転する冷却ロールに合金溶湯を傾注することにより、厚さ１ｍｍ以下に連続的に凝固させた薄帯を作製することができる。周速が０．１ｍ／秒未満の場合、薄帯において組成のばらつきが生じやすい。また、周速が２０ｍ／秒を超える場合、結晶粒が微細化しすぎてしまう等、磁気特性が低下する場合がある。冷却ロールの周速は０．３ｍ／秒以上１５ｍ／秒以下、さらに好ましくは０．５ｍ／秒以上１２ｍ／秒以下である。

さらに、上記合金粉末または粉砕前の合金の材料に対して熱処理を施すことにより該材料を均質化することが可能である。例えば、ジェットミル、ボールミルなどを用いて材料を粉砕することができる。なお、不活性ガス雰囲気もしくは有機溶媒中で材料を粉砕することにより粉末の酸化を防止することができる。粉砕後の粉末において、平均粒径が２μｍ以上５μｍ以下であり、かつ粒径が２μｍ以上１０μｍ以下の粉末の割合が粉末全体の８０％以上であると配向度が高くなり、また、保磁力が大きくなる。これを実現するためにはジェットミルによる粉砕が好ましい。

例えば、ボールミルで粉砕する場合、粉末の平均粒径が２μｍ以上５μｍ以下であったとしても、粒径がサブミクロンレベルの微粉末が多量に含まれる。この微粉末が凝集するとプレス時の磁場配向中に磁化容易軸方向にＴｂＣｕ_７相における結晶のｃ軸が揃いにくくなり、配向度が悪くなりやすい。また、このような微粉末は、焼結体中の酸化物の量を増大させ、保磁力を低下させるおそれがある。特に、Ｆｅ濃度が２５原子％以上の場合、粉砕後の粉末において、１０μｍ以上の粒径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。Ｆｅ濃度が２５原子％以上の場合、原材料となるインゴット中における異相の量が増大する。この異相では、粉末の量が増大するだけでなく、粒径も大きくなる傾向にあり、粒径が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以上の粒径の粉末がそのまま異相の粉末となることがある。このような異相粗粉末を含んだ粉砕粉を磁場中でプレスし、焼結体とすると、異相が残存し、保磁力の低下、磁化の低下、角型性の低下等を引き起こす。角型性が低下すると着磁が難しくなる。特に、ロータなどへのアセンブリ後の着磁が困難となる。このように、１０μｍ以上の粒径の粉末を全体の１０％以下とすることにより２５原子％以上のＦｅを含む高い鉄濃度組成において磁石特性を改善することができる。

次に、圧粉体の焼結を行うことにより、焼結体を形成する。焼結は、例えばＡｒガス等の不活性ガス雰囲気中や真空下で行なわれる。不活性ガス雰囲気中で焼結した場合、蒸気圧が高いＳｍ等の元素Ｒの蒸発を抑制することができ、組成ずれが生じにくいという利点がある。しかし、不活性ガス雰囲気中では、異相の生成を回避することが難しい。また、不活性ガスがポア中に残存することでポアが消滅しにくく、焼結体を高密度化することが難しい。一方、真空下で焼結した場合には、異相の生成を抑制することができる。ただし、真空下では蒸気圧が高い元素Ｒの蒸発量が多くなり、焼結体の組成を永久磁石として適切な合金組成に制御することが難しい。

また、前述した元素Ｍの炭化物相の割合は、焼結炉内の水分量および炭素量に応じて変化する。その理由は、次のように考えることができる。例えば、焼結炉に圧粉体を入れる際に水分等が圧粉体に付着すると、焼結時において、水分子の熱分解により酸素分子および水素分子が生じる。酸素分子は元素Ｒと結合し元素Ｒの酸化物が形成される。元素Ｒの酸化物は磁石特性を低下させる原因となる。一方、水素分子は例えば製造工程で混入した炭素と結合し炭化水素を形成する。この炭化水素が例えば主相中の元素Ｍと反応することにより元素Ｍの炭化物が生成される。よって、焼結炉内の水分量および炭素量を制御することにより、元素Ｍの炭化物相の割合を制御することができると考えられる。

このような点に対して、真空下で前処理工程（仮焼結工程）を実施した後、Ａｒガス等の不活性ガス雰囲気中で最終的な焼結工程（本焼結工程）を行うことが有効である。このような真空下での前処理工程と不活性ガス雰囲気中での本焼結工程とを有する焼結工程を適用することによって、焼結炉内の水分量および炭素量を減らして元素Ｍの炭化物の生成を抑制しつつ、蒸気圧が高いＳｍ等の蒸発を抑制することができる。従って、Ｆｅ濃度が高い磁性粉末（合金粉末）を用いた際に、高密度で組成ずれの少なく、元素Ｍの炭化物の生成が抑制された焼結体を得ることが可能となる。上記焼結体を得ることにより、その後の溶体化処理工程や時効処理工程でＦｅとＣｕとの相互拡散を十分に進行させることができる。よって、セル相とセル壁相との間のＦｅ濃度差を拡大することが可能となり、セル構造の領域を増やすことができる。

２５原子％以上のＦｅ濃度を有する磁性粉末（合金粉末）を焼結する場合には、本焼結工程の温度になるべく近い温度まで真空を維持することが好ましい。さらに、本焼結温度まで真空を保つことも有効である。このような場合においても、本焼結温度に達すると同時に不活性ガスに切り替えることで、焼結中のＳｍ等の元素Ｒの蒸発を抑えることができる。高Ｆｅ濃度の組成域において、本焼結温度に近い温度まで真空を維持することが好ましい理由は、なるべく高温まで真空下を維持することで、異相の生成をより有効に抑制できるためと考えられる。

真空から不活性ガスへ切り替える温度を温度Ｔ_Ｖ−Ｇとし、本焼結工程の保持温度を温度Ｔ_Ｓとしたとき、Ｔ_Ｖ−Ｇ＞Ｔ_Ｓ−６１℃を満たすことが好ましい。Ｔ_Ｓ−６１℃以下では、異相が焼結体中に残存し、磁石特性が悪化し、さらに十分に密度を高めることが困難となる。また、Ｔ_Ｖ−Ｇ＞Ｔ_Ｓ−５０、さらにはＴ_Ｖ−Ｇ≧Ｔ_Ｓ−４０、さらにはＴ_Ｖ−Ｇ≧Ｔ_Ｓ−３０を満たすことが好ましい。

真空下での焼結（前処理工程）時の真空度は、９×１０^−２Ｐａ以下であることが好ましい。９×１０^−２Ｐａを超える場合、元素Ｒの酸化物が過剰に形成し、良好な磁気特性を得ることが困難となる。また、元素Ｍの炭化物相が過剰に生成されやすくなる。前処理工程の真空度は、５×１０^−２Ｐａ以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは１×１０^−２Ｐａ以下である。

さらに、焼結炉内の水分量および炭素量は、焼結炉の設置環境下の湿度によっても変化する。例えば、湿度が極端に高いと焼結炉に圧粉体を入れる際に圧粉体に水分等が付着しやすくなる。これは十分に水分等が排出されないためである。よって、湿度が高いと真空下で前処理工程を行っても元素Ｍの炭化物相の割合を十分に小さくすることができない場合がある。

そこで、焼結炉の設置環境下の湿度に応じて保持時間を設定して前処理工程を行う。例えば、焼結炉の設置環境下の湿度をＸ（％）とし、前処理工程の保持時間を保持時間Ｙ（分）としたとき、Ｘ−５≦Ｙ＜５Ｘを満たすことが好ましい。ＹがＸ−５未満の場合、水分が残り、元素Ｍの炭化物が過剰に析出してしまう。また、Ｙが５Ｘ以上の場合、元素Ｍの炭化物が極端に不足し、機械的強度に悪影響を及ぼす。また、元素Ｒが蒸発しすぎることで組成がずれ、保磁力が低下する。なお、湿度によってはＹが３０以下になることがある。そのような場合、３０分以上保持することが磁石特性の安定化の観点から好ましい。

湿度Ｘは以下のように定義される。焼結炉の試料出し入れ口から１ｍ以内の距離に位置し、焼結炉の設置面から５０ｃｍ以上の高さの位置に湿度測定器を設置する。湿度測定器に用いられる湿度センサーは、例えば高分子容量式であることが好ましい。次に、湿度測定器によりサンプルを焼結炉に導入する１時間以内に１０分間隔ごとに湿度を測定する。上記測定を少なくとも３回（最大で６回）行い、得られた測定値の平均値を湿度Ｘと定義する。

上記式により求められる湿度に応じた保持時間で真空下の前処理工程を行い、その後不活性ガス雰囲気に切り替え、本焼結工程を行う。これにより、焼結炉内の水分量および炭素量を所望の値に制御することができるため元素Ｍの炭化物相の割合を制御することができる。従って、上記焼結体のＸ線回折測定により得られるＸ線回折パターンにおいて、Ｉ_１に対するＩ_２の比（Ｉ_２／Ｉ_１）を２５よりも大きく８０以下にすることが可能となる。

本焼結工程における保持温度は１２２５℃以下であることが好ましい。これは鉄濃度が高くなると融点が低下すると予測され、焼結時の元素Ｒの蒸発を抑えるためである。より好ましくは１２１５℃以下、さらには１２０５℃以下、さらに好ましくは１１９５℃以下である。本焼結工程における保持時間は０．５時間以上１５時間以下であることが好ましい。これにより緻密な焼結体を得ることができる。保持時間が０．５時間未満の場合、焼結体の密度の不均一性が生じ、また、保持時間が１５時間を越えると粉末中のＳｍが蒸発する等により良好な磁気特性が得られにくい。保持時間は、１時間以上１０時間以下であり、さらには１時間以上４時間以下であることがより好ましい。

次に、溶体化処理を行う。溶体化処理は、相分離組織の前駆体となるＴｂＣｕ_７型結晶相（１−７型結晶相）を形成する処理である。溶体化処理では、１１００℃以上１１９０℃以下の温度で、０．５時間以上２４時間以下保持することにより熱処理を行う。溶体化処理時における保持温度が１１００℃未満の場合および１１９０℃を超える場合、溶体化処理後の試料中に存在するＴｂＣｕ_７型結晶相の割合が小さく、磁気特性が低下するおそれがある。保持温度は、好ましくは１１２０℃以上１１８０℃以下、さらに好ましくは１１２０℃以上１１７０℃以下である。また、溶体化処理時における保持時間が０．５時間未満の場合、構成相が不均一になりやすく、保磁力が低下しやすくなり、金属組織の結晶粒径が小さくなりやすく、粒界相比率が高くなり磁化が低下しやすい。また、溶体化処理時における保持温度が２４時間を超える場合、焼結体中の元素Ｒが蒸発する等で磁気特性が低下するおそれがある。保持時間は、好ましくは１時間以上１２時間以下であり、さらに好ましくは１時間以上８時間以下である。なお、真空中やアルゴンガス等の不活性ガス雰囲気中で溶体化処理を行うことにより粉末の酸化を抑制することができる。溶体化処理は焼結と連続して行ってもよい。

焼結と溶体化熱処理との間に、中間温度で一定時間保持（高質化処理、中間熱処理ともいう）を行ってもよい。高質化処理は、金属組織、特にマクロ組織を制御する処理である。高質化処理では、例えば焼結時の熱処理温度（例えば本焼結工程における保持温度）よりも１０℃以上低い温度で、かつ溶体化処理時の熱処理温度よりも１０℃以上高い温度で、２時間以上１２時間以下保持することにより熱処理を行うことが好ましい。一般的に、溶体化処理では、温度が低く、元素拡散速度の観点から焼結中に生じた異相を十分に除去することは困難である。また、粒成長速度も遅く、十分な結晶粒径を得ることができない可能性があり、磁石特性の改善が望めない。これに対し、溶体化処理時の保持温度よりも１０℃以上高くして高質化処理を行うことにより、上記異相を十分に除去し、主相を構成する結晶粒を大きくすることができる。

高質化処理時の保持温度は、例えば１１４０℃以上１１９０℃以下であることが好ましい。１１４０℃未満の場合および１１９０℃を超える場合、磁石特性が悪化する場合がある。また、熱処理時間が２時間未満の場合、拡散が不十分であり、異相が十分に除去されず、磁石特性の改善の効果が小さい。また、１２時間を超える場合、元素Ｒが蒸発して良好な磁気特性が得られないおそれがある。なお、高質化処理における熱処理時間は４時間以上１０時間以下であることがより好ましく、さらに６時間以上８時間以下であることが好ましい。また、酸化防止のために真空中やアルゴンガス等の不活性ガス雰囲気中で高質化処理を行うことが好ましい。

次に、焼結体に時効処理を行う。時効処理とは、金属組織を制御して磁石の保磁力を高める処理であり、磁石の金属組織を複数の相に相分離させることを目的としている。時効処理では、７００℃以上９００℃以下の温度まで昇温させた後、その到達温度で０．５時間以上８０時間以下保持（第１の保持）する。次に、０．２℃／分以上２℃／分以下の冷却速度で４００℃以上６５０℃以下の温度まで徐冷を行った後、その到達温度で０．５時間以上８時間以下保持（第２の保持）することにより、熱処理を行う。その後、室温まで冷却する。以上により焼結体磁石を得ることができる。

第１の保持において、保持温度が７００℃未満または９００℃よりも高い場合、均質なセル構造が十分に得られず、保磁力の発現が困難となる。第１の保持における保持温度は、例えば７５０℃以上８８０℃以下、さらには７８０℃以上８５０℃以下であることがより好ましい。また、第１の保持において、保持時間が０．５時間未満の場合、セル構造が不十分となり、保磁力の発現が困難となる。また、保持時間が８０時間よりも長い場合、セル壁相が過剰に厚くなり、磁石特性が悪化する可能性がある。第１の保持における保持時間は、例えば４時間以上８０時間以下、さらには８時間以上７０時間以下、さらには２０時間以上６０時間以下、さらには２５時間以上４０時間以下であることがより好ましい。

徐冷時の冷却速度が０．２℃／分未満の場合、セル壁相が過剰に厚くなり、磁化が減少しやすい。また、２℃／分を超える場合、セル相とセル壁相とのＣｕ濃度の差が十分に得られず、保磁力が低下し易い。徐冷時の冷却速度は、例えば０．４℃／分以上１．５℃／分以下、さらには０．５℃／分以上１．３℃／分以下であることがより好ましい。また、４００℃未満まで徐冷する場合、異相が生成され易い。また、６５０℃を超える温度まで徐冷する場合、Ｃｕリッチ相でのＣｕ濃度が十分に高くならず、十分な保磁力が得られないことがある。また、第２の保持における保持時間が０．５時間未満または８時間を超える場合、異相が生成し、十分な磁気特性等が得られない可能性がある。

なお、時効処理において、徐冷時に所定の温度で一定時間保持し、さらにそこから徐冷を行ってもよい。また、上記時効処理を本時効処理として、本時効処理の前に第１の保持における保持温度よりも低い温度で、かつ第１の保持における保持時間よりも短い時間で保持することにより予備時効処理を行ってもよい。予備時効処理により、より磁石特性を高めることができる。予備時効処理の保持温度は、例えば６５０℃以上７９０℃以下であることが好ましい。予備時効処理の保持時間は、例えば０．５時間以上４時間以下であることが好ましい。さらに、予備時効処理後に徐冷を行ってもよい。予備時効処理後の徐冷時の冷却速度は、例えば０．５℃／分以上２．０℃／分以下であることが好ましい。

以上の工程により永久磁石を製造することができる。上記製造方法では、焼結時において水分量および炭素量を制御することにより、磁石特性および機械的強度に優れる永久磁石を製造することができる。

（第２の実施形態）
第１の実施形態の永久磁石は、各種モータや発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。第１の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。第１の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、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。

次に、永久磁石を用いたモータおよび発電機について、図面を参照して説明する。図３は永久磁石モータを示す図である。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、第１の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。第１の実施形態の永久磁石を用いることにより、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は可変磁束モータを示す図である。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、第１の実施形態の永久磁石が固定磁石１５および可変磁石１６として配置されている。可変磁石１６の磁束密度（磁束量）は可変す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。

第１の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。第１の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および可変磁石１６のいずれにも第１の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第１の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モータに好適である。

図５は発電機を示している。図５に示す発電機２１は、上記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。

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。発電機２１は、通常の発電機およ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２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。

以上のように、第１の実施形態の永久磁石を発電機に適用することにより、高効率化、小型化、低コスト化等の効果が得られる。

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。

本実施例では、永久磁石の具体例について説明する。なお、本実施例では、元素ＭとしてＺｒを含む永久磁石について説明する。

（実施例１、実施例２）
永久磁石に用いられる各原料を表１に示す所定の比率で秤量して混合した後、Ａｒガス雰囲気でアーク溶解して合金インゴットを作製した。上記合金インゴットを１１６０℃で２０時間保持して熱処理を行った後、合金インゴットに対して粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。得られた合金粉末を磁界中で加圧成形して圧粉体を作製した。

次に、合金粉末の圧粉体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度３．２×１０^−３Ｐａの真空状態にした後に１１６５℃まで昇温させ到達温度で４０分間保持した。なお、試料を焼結炉に導入する１時間前から焼結炉に導入するまでの間に上述の方法で測定した湿度Ｘは表１に示すとおり４０％であった。また、Ｘ−５および５Ｘの値を表１に示す。その後、チャンバ内にＡｒガスを導入し、Ａｒガス雰囲気中で１２２５℃まで昇温させ、到達温度で６時間保持して焼結を行った。

次に、１１８５℃まで降温し、到達温度で４時間保持した。さらに、５．０℃／分の冷却速度で１１７０℃まで徐冷を行い、到達温度で焼結体を１６時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を１５０℃／分とした。

次に、溶体化処理後の焼結体を、７５０℃まで昇温し、到達温度で２．５時間保持した後に３００℃まで２℃／分の冷却速度で徐冷を行った。次に、時効処理として、８４５℃まで昇温し、到達温度で２５時間保持した。その後、１．０℃／分の冷却速度で６５０℃まで徐冷を行い、到達温度で４時間保持した。その後、１．０℃／分の冷却速度で４００℃まで徐冷を行い、到達温度で１時間保持した。その後、室温まで炉冷することにより、磁石を得た。

ＩＣＰ発光分光分析法により磁石の組成分析を実施した。なお、ＩＣＰ発光分光分析法による組成分析を以下の手順により行った。まず、焼結体の測定箇所から採取した試料を乳鉢で粉砕し、粉砕した試料を一定量はかり取り、石英製ビーカに入れた。さらに、ビーカに混酸（硝酸と塩酸を含む酸）を入れ、ホットプレート上で１４０℃程度に加熱し、ビーカ中の試料を完全に溶解させた。さらに放冷した後、ＰＦＡ製メスフラスコに移して定容し、試料溶液とした。

ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法により上記試料溶液の含有成分の定量を行った。ＩＣＰ発光分光分析装置としては、エスアイアイ・ナノテクノロジー製、ＳＰＳ４０００を用いた。得られた磁石の組成は表１に示すとおりである。なお、炭素濃度については、ＬＥＣＯ社製ＣＳ−４４４ＬＳを用いた高周波燃焼加熱―赤外線吸収法により測定した。また、ＲＩＧＡＫＵ社製ＳｍａｒｔＬａｂ Ｘ−ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｍｅｔｅｒを用いたＸ線回折法による測定を前述の測定条件で行い、得られたＸ線回折パターンから前述の方法によりＩ_２／Ｉ_１を求めた。

また、保磁力および残留磁化を測定した。その結果を表２に示す。なお、各実施例および比較例において測定装置として、日立ハイテク製ＨＤ２３００を使用した。さらに、３点曲げによる抗折力（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｒｕｐｔｕｒｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ：ＴＲＳ）試験により抗折強度を測定した。ＴＲＳ試験において、サンプルのサイズは長さ４０ｍｍ×幅４ｍｍ×厚み３ｍｍであり、スパンの距離は３０ｍｍであり、その中央部に棒状のロッドを押し付けることで抗折強度を測定した。上記測定を一つのサンプルに対して最低５回行い、その平均値を抗折強度とした。その結果を表２に示す。

（実施例３）
永久磁石に用いられる各原料を表１に示す所定の比率で秤量して混合した後、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。合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に１１８０℃、４時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに、粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに上記合金粉末を磁界中で加圧成形して圧粉体を作製した。

次に、合金粉末の圧粉体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度９．５×１０^−３Ｐａの真空状態にした後に１１８０℃まで昇温させ、到達温度で６０分間保持した。なお、湿度Ｘは表１に示すとおり３４％であった。また、Ｘ−５および５Ｘの値を表１に示す。その後、チャンバ内にＡｒガスを導入し、Ａｒガス雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１９０℃まで昇温し、到達温度で７時間保持して焼結を行った。次に、１１６０℃まで降温し、到達温度で２時間保持した。次に、１１３５℃まで４．０℃／分の冷却速度で徐冷を行い、到達温度で焼結体を１６時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を１９０℃／分とした。

次に、溶体化処理後の焼結体を、７１０℃まで昇温し、到達温度で０．５時間保持した後、続けて時効処理として、８１５℃まで昇温し、到達温度で５０時間保持した。その後０．６５℃／分の冷却速度で４５５℃まで徐冷し、到達温度で４時間保持した。その後、０．３５℃／分の冷却速度で３８０℃まで徐冷し、到達温度で１時間保持した。その後、室温まで炉冷することにより、磁石を得た。

さらに、上記ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法による上記試料溶液の含有成分の定量および高周波燃焼加熱―赤外線吸収法による炭素濃度の測定を行った。得られた磁石の組成および炭素濃度は表１に示すとおりである。また、他の実施例と同様に、Ｉ_２／Ｉ_１、保磁力、残留磁化、および抗折強度を測定した。その結果を表２に示す。

（実施例４、実施例５、実施例６）
永久磁石に用いられる各原料を表１に示す所定の比率で秤量して混合した後、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。合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に１１６０℃、１６時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに、粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに、上記合金粉末を磁界中で加圧成形して圧粉体を作製した。

次に、合金粉末の圧粉体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度５．５×１０^−３Ｐａの真空状態にした後に１１６０℃まで昇温させ、到達温度で実施例４では６０分間、実施例５では１２０分間、実施例６では３０分間保持した。なお、湿度Ｘは表１に示すとおり３１％であった。また、Ｘ−５および５Ｘの値を表１に示す。その後、チャンバ内にＡｒガスを導入し、Ａｒガス雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温し、到達温度で５時間保持して焼結を行った。次に、１１５０℃まで降温し、到達温度で１０時間保持した。次に、１１３０℃まで４．０℃／分の冷却速度で徐冷を行い、到達温度で焼結体を１２時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を２２０℃／分とした。

次に、溶体化処理後の焼結体を、６７０℃まで昇温し、到達温度で１．５時間保持した後、続けて時効処理として、８４０℃まで昇温し、到達温度で４５時間保持した。その後０．５℃／分の冷却速度で５５０℃まで徐冷し、到達温度で１時間保持した。その後、０．２５℃／分の冷却速度で４００℃まで徐冷し、到達温度で１時間保持した。その後、室温まで炉冷することにより、磁石を得た。

さらに、上記ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法による上記試料溶液の含有成分の定量および高周波燃焼加熱―赤外線吸収法による炭素濃度の測定を行った。得られた磁石の組成および炭素濃度は表１に示すとおりである。また、他の実施例と同様に、Ｉ_２／Ｉ_１、保磁力、残留磁化、および抗折強度を測定した。その結果を表２に示す。

（実施例７、実施例８）
実施例４と同組成の合金粉末を原料に用い、磁界中で加圧成形して圧粉体を作製した。次に、合金粉末の圧粉体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度５．５×１０^−３Ｐａの真空状態にした後に１１６０℃まで昇温させ、到達温度で６０分間保持した。なお、湿度Ｘは表１に示すとおり実施例７では６０％であり、実施例８では２５％であった。また、Ｘ−５および５Ｘの値を表１に示す。その後、チャンバ内にＡｒガスを導入し、Ａｒガス雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温し、到達温度で５時間保持して焼結を行った。次に、１１５０℃まで降温し、到達温度で１０時間保持した。次に、１１３０℃まで４．０℃／分の冷却速度で徐冷を行い、到達温度で焼結体を１２時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を２２０℃／分とした。その後、実施例４と同様の方法により、各実施例において時効処理等を行うことにより、磁石を得た。

さらに、上記ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法による上記試料溶液の含有成分の定量および高周波燃焼加熱―赤外線吸収法による炭素濃度の測定を行った。得られた磁石の組成および炭素濃度は表１に示すとおりである。また、他の実施例と同様に、Ｉ_２／Ｉ_１、保磁力、残留磁化、および抗折強度を測定した。その結果を表２に示す。

（実施例９）
実施例４と同組成の合金粉末を原料に用い、磁界中で加圧成形して圧粉体を作製した。次に、合金粉末の圧粉体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度５．５×１０^−３Ｐａの真空状態にした後に１１６０℃まで昇温させ、到達温度で９０分間保持した。なお、湿度Ｘは表１に示すとおり２４％であった。また、Ｘ−５および５Ｘの値を表１に示す。その後、チャンバ内にＡｒガスを導入し、Ａｒガス雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温し、到達温度で５時間保持して焼結を行った。次に、１１５０℃まで降温し、到達温度で１０時間保持した。次に、１１３０℃まで４．０℃／分の冷却速度で徐冷を行い、到達温度で焼結体を１２時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を２２０℃／分とした。その後、実施例４と同様の方法により、各実施例において時効処理等を行うことにより、磁石を得た。

さらに、上記ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法による上記試料溶液の含有成分の定量および高周波燃焼加熱―赤外線吸収法による炭素濃度の測定を行った。得られた磁石の組成および炭素濃度は表１に示すとおりである。また、他の実施例と同様に、Ｉ_２／Ｉ_１、保磁力、残留磁化、および抗折強度を測定した。その結果を表２に示す。

（比較例１）
表１に示す組成を有する磁石を、実施例１および実施例２と同一の方法で作製した。実施例と同様に、上記ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法による上記試料溶液の含有成分の定量および高周波燃焼加熱―赤外線吸収法による炭素濃度の測定を行った。得られた磁石の組成および炭素濃度は表１に示すとおりである。また、他の実施例と同様に、Ｉ_２／Ｉ_１、保磁力、残留磁化、および抗折強度を測定した。その結果を表２に示す。

（比較例２）
表１に示す組成を有する磁石を、実施例３と同一の方法で作製した。実施例と同様に、上記ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法による上記試料溶液の含有成分の定量および高周波燃焼加熱―赤外線吸収法による炭素濃度の測定を行った。得られた磁石の組成および炭素濃度は表１に示すとおりである。また、他の実施例と同様に、Ｉ_２／Ｉ_１、保磁力、残留磁化、および抗折強度を測定した。その結果を表２に示す。

（比較例３）
実施例４と同組成の合金粉末を原料に用い、実施例４と同一の方法で磁界中で加圧成形して圧粉体を作製した。次に、合金粉末の圧粉体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度５．５×１０^−３Ｐａの真空状態にした後に１１６０℃まで昇温させ、到達温度で３００分間保持した。なお、湿度Ｘは実施例４と同様に３１％であった。また、Ｘ−５および５Ｘの値を表１に示す。その後、チャンバ内にＡｒガスを導入し、Ａｒガス雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温し、到達温度で５時間保持して焼結を行った。次に、１１５０℃まで降温し、到達温度で１０時間保持した。次に、１１３０℃まで４．０℃／分の冷却速度で徐冷を行い、到達温度で焼結体を１２時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を２２０℃／分とした。その後、実施例４と同様の方法により、各実施例において時効処理等を行うことにより、磁石を得た。

さらに、上記ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法による上記試料溶液の含有成分の定量および高周波燃焼加熱―赤外線吸収法による炭素濃度の測定を行った。得られた磁石の組成および炭素濃度は表１に示すとおりである。また、他の実施例と同様に、Ｉ_２／Ｉ_１、保磁力、残留磁化、および抗折強度を測定した。その結果を表２に示す。

（比較例４、比較例５）
実施例４と同組成の合金粉末を原料に用い、実施例４と同一の方法で磁界中で加圧成形して圧粉体を作製した。次に、合金粉末の圧粉体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度５．５×１０^−３Ｐａの真空状態にした後に１１６０℃まで昇温させ、到達温度で比較例４では１０分間、比較例５では６０分間保持した。なお、湿度Ｘは表１に示すとおり比較例４では７５％であり、比較例５では８３％であった。また、Ｘ−５および５Ｘの値を表１に示す。その後、チャンバ内にＡｒガスを導入し、Ａｒガス雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温し、到達温度で５時間保持して焼結を行った。次に、１１５０℃まで降温し、到達温度で１０時間保持した。次に、１１３０℃まで４．０℃／分の冷却速度で徐冷を行い、到達温度で焼結体を１１時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を２２０℃／分とした。その後、実施例４と同様の方法により、各実施例において時効処理等を行うことにより、磁石を得た。

さらに、上記ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法による上記試料溶液の含有成分の定量および高周波燃焼加熱―赤外線吸収法による炭素濃度の測定を行った。得られた磁石の組成および炭素濃度は表１に示すとおりである。また、他の実施例と同様に、Ｉ_２／Ｉ_１、保磁力、残留磁化、および抗折強度を測定した。その結果を表２に示す。

表１および表２から明らかなように、実施例１ないし実施例９の永久磁石では、例えばＦｅ濃度が低い比較例１の永久磁石やＲ濃度が低い比較例２の永久磁石と比較して、少なくとも残留磁化を高めることができる。また、実施例１ないし実施例９の永久磁石では、例えばＩ_２／Ｉ_１の値が２５未満である比較例３や、Ｉ_２／Ｉ_１の値が８０を超える比較例４、比較例５の永久磁石と比較して、保磁力、残留磁化、および抗折強度が共に高い。このことから、組成およびＩ_２／Ｉ_１の値を所望の範囲内に制御することにより、磁石特性、機械的強度を高めることができることがわかる。

以上のように、実施例１ないし実施例９の永久磁石では、Ｉ_２／Ｉ_１の値を所望の範囲内に制御することにより、Ｆｅ濃度が高濃度の場合であっても、いずれも高保磁力、残高磁化、および高抗折強度を発現している。このことから、実施例１ないし実施例９の永久磁石は、磁石特性および機械的強度に優れていることがわかる。

実施形態の発明は、永久磁石、モータ、発電機、車、および永久磁石の製造方法に関する。

実施形態の永久磁石は、組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｔＣｏ_{１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｔ}（式中、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、およびＨｆからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素、ｐは１０．８≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２５≦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、ｔは３．５≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）で表され、５０質量ｐｐｍ以上１５００質量ｐｐｍ以下の炭素を含む。永久磁石は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有する主相と組成式における元素Ｍの炭化物相を有する副相とを含む金属組織を備える焼結体を具備する。焼結体のＸ線回折測定により得られるＸ線回折パターンにおいて、３２．５度以上３３．５度以下の範囲の角度２θに位置する回折ピークの最大強度Ｉ_１に対する、３７．５度以上３８．５度以下の範囲の角度２θに位置する回折ピークの最大強度Ｉ_２の比（Ｉ_２／Ｉ_１）は、２５よりも大きく８０以下である。

Claims (7)

1. 組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｔＣｏ_{１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｔ}
   （式中、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、およびＨｆからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素、ｐは１０．８≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２５≦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、ｔは３．５≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）
   で表され、５０質量ｐｐｍ以上１５００質量ｐｐｍ以下の炭素を含む組成と、
   Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有する主相と前記組成式における元素Ｍの炭化物相を有する副相とを含む金属組織と、を備える焼結体を具備する永久磁石であって、
   前記焼結体のＸ線回折測定により得られるＸ線回折パターンにおいて、３２．５度以上３３．５度以下の範囲の角度２θに位置する回折ピークの最大強度Ｉ_１に対する、３７．５度以上３８．５度以下の範囲の角度２θに位置する回折ピークの最大強度Ｉ_２の比（Ｉ_２／Ｉ_１）が２５よりも大きく８０以下である、永久磁石。
2. 前記永久磁石は、１３００ｋＡ／ｍ以上の保磁力と、１．１９Ｔ以上の残留磁化と、１００ＭＰａ以上の抗折強度と、を有する、請求項１に記載の永久磁石。
3. 前記焼結体は、８．２ｇ／ｃｍ^３以上の密度を有する、請求項１に記載の永久磁石。
4. 前記主相は、前記Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有するセル相と、前記セル相よりもＣｕ濃度が高いＣｕリッチ相とを含む、請求項１に記載の永久磁石。
5. 前記組成式における元素Ｒの総量の５０原子％以上がＳｍであり、
   前記組成式における元素Ｍの５０原子％以上がＺｒである、請求項１に記載の永久磁石。
6. 請求項１に記載の永久磁石を具備する、モータ。
7. 請求項１に記載の永久磁石を具備する、発電機。

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