JPWO2016151622A1 - 永久磁石、モータ、および発電機 - Google Patents

Abstract

高性能な永久磁石を提供する。温度ＴＳＴで熱処理を行う工程と、第１の層と、第１の層上に設けられた第２の層と、を有する冷却部材を被処理体側に第１の層が位置するように冷却部材を加熱体と被処理体との間に配置する工程と、冷却部材とともに被処理体を加熱室の外部に搬出し、被処理体の温度が温度ＴＳＴ−２００℃よりも低い温度になるまで被処理体を冷却する工程と、を備える溶体化処理を行う。被処理体を冷却する工程において、被処理体の温度が温度ＴＳＴ−２００℃になるまでの冷却速度は５℃／ｓ以上である。

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保磁力が低下する傾向にあった。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高い保磁力の発現を可能とする技術が必要となる。

国際公開第２０１４／１５６０３１号 国際公開第２０１４／１５６０４７号

本発明で解決しようとするべき課題は、永久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の製造方法は、合金粉末を磁場中で加圧成形して圧縮成形体を作製する工程と、圧縮成形体を焼結して焼結体を形成する工程と、焼結体に対して溶体化処理を行う工程と、溶体化処理後の焼結体に対して時効処理を行う工程と、を少なくとも行うことにより永久磁石を製造する。溶体化処理は、加熱体を有する加熱室の内部において、１１００℃以上１２００℃以下の温度Ｔ_ＳＴで焼結体を有する被処理体の熱処理を行う工程と、熱処理の後に、第１の熱放射率を有する第１の層と、第１の層上に設けられ第１の熱放射率よりも低い第２の熱放射率を有する第２の層と、を有する冷却部材を加熱室の内部に搬入し、被処理体側に第１の層が位置するように冷却部材を加熱体と被処理体との間に配置する工程と、冷却部材とともに被処理体を加熱室の外部に搬出し、被処理体の温度が温度Ｔ_ＳＴ−２００℃よりも低い温度になるまで被処理体を冷却する工程と、を備える。被処理体を冷却する工程において、被処理体の温度が温度Ｔ_ＳＴ−２００℃になるまでの冷却速度は５℃／ｓ以上である。

永久磁石の製造方法例を示すフローチャートである。 永久磁石の製造装置の構成例を示す模式図である。 冷却部材の構造例を示す模式図である。 冷却部材の他の構造例を示す模式図である。 冷却部材の他の構造例を示す模式図である。 溶体化処理工程の例を説明するための模式図である。 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およびその製造方法例について以下に説明する。

図１は、本実施形態の永久磁石の製造方法例を示すフローチャートである。図１に示すように、本実施形態の永久磁石の製造方法例は、圧縮成形体作製工程（Ｓ１）と、焼結工程（Ｓ２）と、溶体化処理（Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）工程（Ｓ３）と、時効処理工程（Ｓ４）とを具備する。

上記製造方法例により製造可能な永久磁石の例について説明する。永久磁石は、例えば組成式：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１０．５≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２７≦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４．５≦ｔ≦１０．７原子％を満足する数である）で表される組成を備える焼結体を具備する。

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。Ｒ元素としては、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、Ｒ元素としてＳｍを含む複数の元素を用いる場合、Ｓｍ濃度をＲ元素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、Ｒ元素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。

Ｒ元素として適用可能な元素の濃度を、例えば１０．５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。Ｒ元素として適用可能な元素の濃度が１０．５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、Ｒ元素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。Ｒ元素として適用可能な元素の濃度は、１０．９原子％以上１２．１原子％以下、さらには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、高いＦｅ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である。Ｍ元素としては、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。Ｍ元素の含有量ｒが４．５原子％を超えると、Ｍ元素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、Ｍ元素の含有量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、Ｍ元素の含有量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、１．１４原子％以上３．５８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。

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、２７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。

Ｍ元素は、少なくともＺｒを含むことが好ましい。特に、Ｍ元素の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、Ｍ元素の中で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、Ｍ元素の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４．５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高い保磁力と良好な角型比を得ることが困難となる。Ｃｕの含有量ｔは、４．９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５．３原子％以上５．８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。

上記組成を有する永久磁石は、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軸は磁化容易軸と平行に存在していることが好ましい。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。また、金属組織は、六方晶系のＴｂＣｕ_７型結晶相（１−７型結晶相）を含んでいてもよい。ＴｂＣｕ_７型結晶相は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相およびＣａＣｕ_５型結晶相の相分離組織の前駆体となる結晶相である。

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。

２７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保磁力や角型比を高くすることができる。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、保磁力および角型比が低下する。

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、良好な角型比が得られる。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、角型比の悪化につながると考えられる。

以上のように、本実施形態の永久磁石の製造方法により製造される永久磁石は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相とＣａＣｕ_５型結晶相との少なくとも２相を有する相分離組織を有する。永久磁石の全体にわたって上記相分離組織を形成することにより、高保磁力等の磁石特性を実現することができる。

次に、図１に示す永久磁石の製造方法例の詳細について説明する。圧縮成形体工程（Ｓ１）では、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。例えば、本実施形態の永久磁石の製造方法により得られる永久磁石が上記組成式で表される組成を有するように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縮成形体を製造する。

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型結晶相における結晶の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２７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２７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２７原子％以上のＦｅを含む高いＦｅ濃度組成において角型比の低下を抑制しつつ保磁力を大きくすることができる。

焼結工程（Ｓ２）は、例えば真空雰囲気中での仮焼結工程とＡｒガス等の不活性ガス雰囲気中での本焼結工程とを備える。本焼結工程では、上記圧縮成形体に対し、１１７０℃以上１２１５℃以下の温度で、０．５時間以上１５時間以下保持することにより熱処理を行う。

例えば、保持温度が１１７０℃未満の場合、生成される焼結体の密度が低くなりやすい。また、Ｆｅ濃度が高くなるほど融点が低下しやすく、保持温度が１２１５℃よりも高い場合、粉末中のＳｍ等のＲ元素が過剰に蒸発する等で磁気特性が低下する場合がある。より好ましい保持温度は１１８０℃以上１２０５℃以下、さらには１１９０℃以上１１９５℃以下である。

保持時間が０．５時間未満の場合、密度が不均一になりやすいため磁化が低下しやすく、さらに、焼結体の結晶粒径が小さくなり、かつ粒界相比率が高くなることにより、磁化が低下しやすい。また、熱処理時間が１５時間を越えると粉末中のＲ元素の蒸発が過剰となり、磁気特性が低下するおそれがある。より好ましい保持時間は１時間以上１０時間以下であり、さらに好ましくは１時間以上４時間以下である。

仮焼結工程では、上記圧縮成形体に対し、例えば本焼結工程の保持温度よりも５０℃以上低い温度以上本焼結工程の保持温度以下の温度で３０分以上６０分以下保持することにより熱処理を行う。このように、本焼結工程の保持温度近くになるまで真空を維持し、その後不活性雰囲気に切り替え、保持することにより焼結体密度を向上させることができる。本焼結工程の保持温度よりも５０℃を超えて低い温度になると、焼結体を十分に高密度化することができないおそれがある。

仮焼結工程では、９×１０^−２Ｐａ以下の真空度を有する真空雰囲気にすることが好ましい。真空度が９×１０^−２Ｐａを超えるとＳｍ等のＲ元素の酸化物が過剰に形成され、磁気特性が低下するおそれがある。仮焼結工程での真空度は、５×１０^−２Ｐａ以下、さらには１×１０^−２Ｐａ以下であることがより好ましい。

溶体化処理工程（Ｓ３）は、相分離組織の前駆体となるＴｂＣｕ_７型結晶相を形成する処理である。また、時効処理工程（Ｓ４）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Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相とＣａＣｕ_５型結晶相とを少なくとも含む相分離組織を形成する処理である。

溶体化処理工程（Ｓ３）を行うことにより焼結体全体に均質なＴｂＣｕ_７型結晶相を形成することが好ましい。ＴｂＣｕ７型結晶相を母相として、時効処理工程（Ｓ４）を行うことにより、金属組織がＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相とＣａＣｕ_５型結晶相とを含む複数の相に分離し、セル構造が形成されるためである。しかしながら、Ｆｅ濃度を２７原子％以上に高めた場合、溶体化処理工程（Ｓ３）において均質なＴｂＣｕ_７型結晶相が得られにくくなる。前述のとおり、セル構造が十分に形成されないと保磁力等の磁石特性が低下しやすくなる。

２７原子％以上のＦｅ濃度を有するＳｍ−Ｃｏ系永久磁石となる焼結体において、溶体化処理により均質なＴｂＣｕ_７型結晶相を得るためには、溶体化処理において、熱処理後に高い冷却速度で当該焼結体を冷却する、いわゆる急冷を行うことが重要である。

加熱された焼結体の冷却速度は、例えば冷却機構の冷却能力および焼結体の総重量によって変化する。例えば、実験室レベル、すなわち数十ｇ程度の重量の焼結体であれば、従来の冷却機構を具備する熱処理炉を用いて高い冷却速度を実現することができる場合がある。しかしながら、例えば量産設備で製造可能な数百ｇ〜数ｋｇの重量を有する複数の焼結体に対して急冷を行う場合、焼結体の総熱容量が高いため冷却能力が不足し、従来の熱処理炉では十分な冷却速度を得ることができない。よって、高保磁力等の高い磁気特性を有する磁石を量産するためには、溶体化処理において、大量の焼結体を十分な冷却速度で冷却することが求められる。

そこで、本願発明の永久磁石の製造方法では、多層構造の冷却部材を用いて溶体化処理時の冷却を行う。これにより、大量の焼結体に対して溶体化処理を行う場合であっても、十分な冷却速度で冷却を行うことができる。

多層構造の冷却部材を用いる場合の溶体化処理の例についてさらに説明する。まず、本実施形態の永久磁石の製造方法に適用可能な永久磁石の製造装置の構成例について図２を参照して説明する。図２に示す永久磁石の製造装置１０は、側壁等にカーボンヒータ等の加熱体１１を有する加熱室１と、加熱室１に隣接する冷却室２と、加熱室１の内部と外部との間で被処理体５１と冷却部材５２とを搬送する搬送機構３と、搬送機構３の搬送動作を制御する制御機構４と、を少なくとも具備する。なお、必ずしも冷却室２を設けなくてもよい。また、焼結工程（Ｓ２）や時効処理工程（Ｓ４）においても溶体化処理（Ｓ３）に用いられる製造装置を用いてもよい。

被処理体５１は、磁場中で加圧成形された１以上の合金粉末の焼結体を有する。被処理体５１は、例えば複数の焼結体と複数の焼結体を収容する耐熱トレイとを有する。被処理体５１の厚さは、例えば４ｍｍ以上である。

冷却部材５２は、第１の層５２ａと、第１の層５２ａ上に積層された第２の層５２ｂと、を有する。さらに、冷却部材５２の構造例について図３を参照して説明する。

第１の層５２ａは、被処理体５１から放射された熱を吸収する機能を有する。第１の層５２ａは、第１の熱放射率を有する。第１の熱放射率は例えば０．５以上であることが好ましい。第１の層５２ａとしては、例えば炭素、金属炭化物、金属酸化物、または耐火レンガ等を用いることができる。また、急冷のために必要な熱容量を得るためには、第１の層５２ａの厚さを例えば３０ｍｍ以上にすることが好ましい。

第２の層５２ｂは、加熱体１１から放射された熱を反射する機能を有する。第２の層５２ｂは、第１の層５２ａよりも低い第２の熱放射率を有する。第２の熱放射率は例えば０．５未満であることが好ましい。第２の層５２ｂとしては、例えばステンレス鋼、銅、モリブデン、タングステン、チタン等を用いることができる。図３において、第２の層５２ｂは、第１の層５２ａと離間しているが、これに限定されず、第２の層５２ｂが第１の層５２ａに接していてもよい。

図３に示す冷却部材５２は橋型形状を有する。これに限定されず、冷却部材５２は、例えば加熱体１１と被処理体５１との間に冷却部材５２を配置したときに、被処理体５１と第１の層５２ａとの間における熱放射の形態係数が０．５以上となる形状を有していればよい。例えば、被処理体５１と第１の層５２ａとの間隔を短くする、被処理体５１側に位置する第１の層５２ａの面の面積を増大させる、または被処理体５１側に位置する第１の層５２ａの面の形状を、上に凸の曲面形状にする等により熱放射の形態係数を小さくすることができる。

図４は、冷却部材５２の他の構造例を示す図である。図４に示す冷却部材５２は、第１の層５２ａおよび第２の層５２ｂが被処理体５１の上面および側面を囲むことができるカップ型構造を有する。

図５は、冷却部材５２の他の構造例を示す図である。図５に示す冷却部材５２は、被処理体の上面、下面、および一対の側面を囲むことができる筒型構造を有する。

図４および図５に示す冷却部材５２を用いることにより、被処理体５１と冷却部材５２との重畳面積を大きくすることができるため、冷却部材５２による冷却能力をさらに高めることができる。以上が冷却部材５２の例の説明である。

搬送機構３は、被処理体５１を搬送する搬送機構３ａと、冷却部材５２を搬送する搬送機構３ｂとを有する。なお、一つの搬送機構により被処理体５１および冷却部材５２を搬送してもよい。

制御機構４は、例えば、搬送機構３により加熱室１の内部に被処理体５１を搬入する動作と、搬送機構３により加熱室１の内部に冷却部材５２を搬入する動作と、搬送機構３により加熱室１の内部にある被処理体５１を冷却部材５２とともに加熱室１の外部に搬出する動作と、の実行を制御する。制御機構４には、例えばプロセッサ等を用いたハードウェアを用いる。なお、各動作を動作プログラムとしてメモリ等のコンピュータ読み取りが可能な記録媒体に保存しておき、ハードウェアにより記録媒体に記憶された動作プログラムを適宜読み出すことで各動作を実行してもよい。

次に、図３に示す製造装置１０を使用した永久磁石の溶体化処理工程（Ｓ３）の例について説明する。

溶体化処理工程（Ｓ３）は、図１に示すように、熱処理工程（Ｓ３−１）と、冷却部材搬送工程（Ｓ３−２）と、被処理体搬送・急冷工程（Ｓ３−３）と、を備える。さらに、各工程について図６を参照して説明する。図６は、溶体化処理工程（Ｓ３）を説明するための模式図である。

熱処理工程（Ｓ３−１）では、加熱室１の内部において、被処理体５１に対し、焼結工程（Ｓ２）における本焼結工程時の熱処理温度よりも低い温度Ｔ_ＳＴで熱処理を行う。溶体化処理（Ｓ３）のみに図３に示す製造装置１０を用いる場合、搬送機構３ｂにより被処理体５１を加熱室１の内部に搬入する。熱処理工程（Ｓ３−１）では、例えば温度１１００℃以上１２００℃以下の温度で、０．５時間以上４０時間以下保持することにより熱処理を行う。

熱処理工程（Ｓ３−１）における保持温度が１１００℃未満の場合および１２００℃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、保磁力等の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１１１０℃以上１１９０℃以下、さらには１１２０℃以上１１８０℃以下である。

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る。また、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。さらに、溶体化処理時における保持温度が４０時間を超える場合、焼結体中のＲ元素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１０時間以上１８時間以下である。なお、真空中やアルゴンガス等の不活性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。

このとき、冷却部材５２は、加熱室１から離れた位置、例えば冷却室２に配置されていることが好ましい。また、冷却部材５２は、熱処理工程（Ｓ３−１）の温度Ｔ_ＳＴよりも低い温度、例えば２５℃等の室温であることが好ましい。なお、冷却部材５２を冷却するために、熱交換器や冷却水配管等の冷却機構を用いて冷却部材５２を予め冷却してもよい。

冷却部材搬送工程（Ｓ３−２）では、図６（ａ）に示すように、搬送機構３ａにより、冷却部材５２を加熱室１の内部に搬入し、図６（ｂ）に示すように、被処理体５１側に第１の層５２ａが位置するように冷却部材５２を加熱体１１と被処理体５１との間に配置する。換言すると、被処理体５１の少なくとも一部に冷却部材５２を重畳させる。なお、熱処理工程（Ｓ３−１）の後であって、冷却部材搬送工程（Ｓ３−２）の前に加熱体１１による加熱を停止する。

被処理体搬送・急冷工程（Ｓ３−３）では、図６（ｃ）に示すように、搬送機構３ａおよび搬送機構３ｂにより、被処理体５１を冷却部材５２とともに加熱室１の外部（ここでは冷却室２）に搬出しつつ、被処理体５１の温度がＴ_ＳＴ−２００℃よりも低い温度（例えば２５℃等の室温）になるまで被処理体５１を冷却する。被処理体５１の温度がＴ_ＳＴ−２００℃になるまでの冷却速度は、５℃／ｓ以上である。なお、上記冷却速度は、７℃／ｓ以上、１０℃／ｓ以上、さらには１２℃／ｓ以上であることがより好ましい。また、冷却速度の上限値は特に限定されないが、例えば２０℃／ｓ以下であってもよい。加熱室１の外部に搬出された冷却部材５２は、例えば２５℃等の室温に再び冷却される。

なお、ここでの冷却速度は、被処理体５１の初期温度と最終温度との差を、温度変化にかかった時間で除することにより算出される。すなわち、温度Ｔ_ＳＴからＴ_ＳＴ−２００℃まで５℃／ｓの冷却速度で冷却するということは、温度Ｔ_ＳＴから冷却を開始し、Ｔ_ＳＴ−２００℃まで２０秒以内に到達することに相当する。また、被処理体５１の温度は、例えば被処理体５１に耐熱性接着剤等で接着させた熱電対等により測定される。

以上のように、本実施形態の永久磁石の製造方法では、冷却部材５２の第１の層５２ａにより被処理体５１から放出された熱を吸収しつつ、第２の層５２ｂにより加熱体１１から放射された熱を反射させる。冷却部材５２を用いない従来の構成の場合、加熱室１の内部から外部に搬出する際に被処理体５１が徐冷されてしまい冷却速度が低くなる。これに対し、冷却部材５２を用いることにより、例えば２００ｇ以上２０００ｇ以下の総重量を有する圧縮成形体の焼結体において被処理体５１の温度がＴ_ＳＴ−２００℃になるまでの冷却速度を５℃／ｓ以上にすることができる。以上が溶体化処理の説明である。

なお、焼結工程（Ｓ２）と溶体化処理（Ｓ３）との間に高質化処理を行ってもよい。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、焼結時の熱処理温度よりも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。焼結時の熱処理温度よりも１０℃以上低い温度で熱処理を行わない場合、焼結中に生成した液相由来の異相を十分に除去できない。この異相の配向性は低いことが多く、当該異相が存在すると結晶粒の結晶方位が磁化容易軸に対してずれやすくなり、角型比が低下するだけでなく磁化も低下しやすい。また、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、角型比の改善が望めない。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１１３０℃以上１１９０℃以下であることが好ましい。１１３０℃未満の場合および１１９０℃を超える場合、角型比が低下する場合がある。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、角型比改善の効果が小さい。また、１２時間を超える場合、Ｓｍ等のＲ元素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雰囲気中で高質化処理を行うことが好ましい。

このとき、高質化処理におけるチャンバ内の圧力を正圧にすることにより、異相の生成を抑制する効果が高まる。チャンバ内の圧力は、例えば０．１５ＭＰａ以上１５ＭＰａ以下、さらには０．２ＭＰａ以上１０ＭＰａ以下、さらには１．０ＭＰａ以上５．０ＭＰａ以下であることが好ましい。

なお、高質化処理後に溶体化処理を行う際の冷却は、溶体化処理後の急冷よりも緩やかであること、すなわち徐冷であることが好ましい。徐冷を行うことにより、金属組織のばらつきを低減することができ、角型比をより改善することができる。

時効処理工程（Ｓ４）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２．０℃／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９００℃よりも高い場合、セル相が粗大になり、角型比が低下しやすい。また、保持温度が７００℃未満の場合、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７８０℃以上８４０℃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、角型比が劣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、２．０℃／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、３５０℃未満まで徐冷する場合、上述したような低温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８時間を超える場合、低温異相が生成し、十分な磁気特性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。上記徐冷時の保持や予備時効処理により、より角型比を高めることができる。

上記製造方法により得られる永久磁石において、金属組織の９０体積％以上がＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相およびＣａＣｕ_５型結晶相であることが好ましい。なお、ＴｂＣｕ_７型結晶相が存在する場合には、金属組織の９０体積％以上がＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相、ＣａＣｕ_５型結晶相、およびＴｂＣｕ_７型結晶相であってもよい。

溶体化処理（Ｓ３）における冷却速度が低いと、均質なＴｂＣｕ_７型結晶相を得ることができず、粗いＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相からなる結晶粒が形成される場合がある。均質なＴｂＣｕ_７型結晶相からなる結晶粒の径が３００ｎｍを超えると、主相内部で磁区構造を形成することができ、永久磁石の保磁力の低下を招く。永久磁石の高い保磁力を維持するためには、磁石中に存在する全結晶粒のうち、３００ｎｍ以上の径を有するＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相からなる結晶粒で構成される領域が５体積％未満であることが好ましい。

上記永久磁石の製造方法により製造される永久磁石では、保持力等の磁石特性が高い。例えば、永久磁石において、１０００ｋＡ／ｍ以上、１２００ｋＡ／ｍ以上、さらには１５００ｋＡ／ｍ以上の保磁力（ｉＨｃ）を発現させることができる。

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 Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）、ＴＥＭ−ＥＤＸ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ−Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＴＥＭ−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。

また、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相、ＣａＣｕ_５型結晶相等のＣｕリッチ相、ＴｂＣｕ_７型結晶相等の金属組織は、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

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、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相、ＣａＣｕ_５型結晶相等のＣｕリッチ相、ＴｂＣｕ_７型結晶相等の径は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Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相からなる結晶粒の粒径は、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。なお、ＳＥＭ−ＥＢＳＰによる測定は、３ＤＡＰによる測定と同様に焼結体の内部に対して行うことができる。

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、結晶粒とみ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。

３００ｎｍ以上の径を有する結晶粒で構成される領域の同定は、例えばＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）を用いて行うことができる。ＴＥＭ観察は１００ｋ〜２００ｋの倍率で行うことが好ましい。ＴＥＭ観察により得られたＴＥＭ像から均一なＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相からなり、３００ｎｍ以上の粒径を有する結晶粒を探し出す。さらに、ＴＥＭ−ＥＤＸ等により元素の組成を同定し、および回折像から同定される結晶系を合わせることにより、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を同定することができる。

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。

（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、例えば特開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、上記永久磁石を具備するモータと発電機について、図面を参照して説明する。図７は本実施形態における永久磁石モータを示す図である。図７に示す永久磁石モータ２１では、ステータ（固定子）２２内にロータ（回転子）２３が配置されている。ロータ２３の鉄心２４中には、第１の実施形態の永久磁石である永久磁石２５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２１の高効率化、小型化、低コスト化等を図ることができる。

図８は本実施形態による可変磁束モータを示す図である。図８に示す可変磁束モータ３１において、ステータ（固定子）３２内にはロータ（回転子）３３が配置されている。ロータ３３の鉄心３４中には、第１の実施形態の永久磁石が固定磁石３５および可変磁石３６として配置されている。可変磁石３６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３６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３３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３６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３５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３６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８に示す可変磁束モータ３１においては、固定磁石３５および可変磁石３６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３１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９は本実施形態による発電機を示している。図９に示す発電機４１は、上記永久磁石を用いたステータ（固定子）４２を備えている。ステータ（固定子）４２の内側に配置されたロータ（回転子）４３は、発電機４１の一端に設けられたタービン４４とシャフト４５を介して接続されている。タービン４４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４４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４５を回転させることも可能である。ステータ４２とロータ４３には、各種公知の構成を採用することができる。

シャフト４５はロータ４３に対してタービン４４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４３の回転により発生した起電力が発電機４１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４１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４３にはタービン４４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４１はロータ４３の帯電を放電させるためのブラシ４６を備えている。

以上のように、上記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、実施例および比較例における磁石の組成は、Ｓｍ_１２Ｆｅ_３０Ｚｒ_２Ｃｕ_５Ｃｏ_５１とする。

（実施例１ないし実施例４）
永久磁石に用いられる各原料を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。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プレス成形して圧縮成形体を作製した。

次に、表１に示すように総重量２００ｇの合金粉末の圧縮成形体を量産焼結炉チャンバ内に配置し、仮焼結工程として、チャンバ内を９．０×１０^−２Ｐａ以下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、その後に本焼結工程としてＡｒガスを導入し、Ａｒ雰囲気中で１２０５℃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、溶体化処理を行った。溶体化処理では、１１４５℃で４時間保持して熱処理を行い、その後炭素を用いた第１の層とステンレス鋼を用いた第２の層とを有する実施形態の冷却部材を被処理体に重畳するようにチャンバ内に配置しつつ、冷却部材とともに被処理体をチャンバの外部に搬出し、被処理体が室温になるまで冷却を行った。このとき、１１４５℃（Ｔ_ＳＴ）から９４５℃（Ｔ_ＳＴ−２００℃）までの冷却速度は、表１に示すように実施例１では５℃／ｓであり、実施例２では７℃／ｓであり、実施例３では１０℃／ｓであり、実施例４では１２℃／ｓであった。

次に、チャンバ内において溶体化処理後の焼結体を、７５０℃まで昇温し、到達温度で２時間保持した後に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。

また、誘導結合発光プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ：ＩＣＰ）法により磁石の組成分析を実施した。なお、ＩＣＰ法による組成分析を以下の手順により行った。まず、記述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。

さらに、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。また、Ｂ−Ｈトレーサにより永久磁石の磁気特性を評価し、その結果から保磁力を算出した。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。

（実施例５）
圧縮成形体の総重量を表１に示すように２０００ｇ（２ｋｇ）として実施例１と同様の方法により磁石を得た。溶体化処理における１１４５℃（Ｔ_ＳＴ）から９４５℃（Ｔ_ＳＴ−２００℃）までの冷却速度は５℃／ｓであった。また、他の実施例と同様に保磁力を算出した。

（比較例１、３）
焼成炉を従来の冷却機構を搭載した実験炉を用いて実施例１と同様の方法により磁石を得た。溶体化処理における１１４５℃（Ｔ_ＳＴ）から９４５℃（Ｔ_ＳＴ−２００℃）までの冷却速度は４℃／ｓと３℃／ｓであった。また、他の実施例と同様に保磁力を算出した。

（比較例２）
実施形態の冷却部材を用いずに実施例１と同様の方法により磁石を得た。溶体化処理における１１４５℃（Ｔ_ＳＴ）から９４５℃（Ｔ_ＳＴ−２００℃）までの冷却速度は１℃／ｓであった。また、他の実施例と同様に保磁力を算出した。

（参考例１）
表１に示すように圧縮成形体の総重量を１００ｇとし、焼成炉として従来の冷却機構を搭載した実験炉を用いて実施例１と同様の方法により磁石を得た。溶体化処理における１１４５℃（Ｔ_ＳＴ）から９４５℃（Ｔ_ＳＴ−２００℃）までの冷却速度は２０℃／ｓであった。また、他の実施例と同様に保磁力を算出した。

参考例１の保磁力を１としたときの各実施例および各比較例の保磁力の相対比を表１に示す。表１から明らかなように、本実施形態の冷却部材を用いた永久磁石の製造方法では、２００ｇ以上の大量の焼結体に対して溶体化処理を行う場合であっても、Ｔ_ＳＴからＴ_ＳＴ−２００℃になるまでの冷却速度を５℃／ｓ以上にすることができることがわかる。また、溶体化処理における冷却速度を高くすることにより製造される永久磁石の保磁力の低下を抑制することができる。

Claims (8)

1. 合金粉末を磁場中で加圧成形して圧縮成形体を作製する工程と、前記圧縮成形体を焼結して焼結体を形成する工程と、前記焼結体に対して溶体化処理を行う工程と、前記溶体化処理後の焼結体に対して時効処理を行う工程と、を少なくとも行うことにより永久磁石を製造する永久磁石の製造方法であって、
   前記溶体化処理は、
   加熱体を有する加熱室の内部において、１１００℃以上１２００℃以下の温度Ｔ_ＳＴで前記焼結体を有する被処理体の熱処理を行う工程と、
   前記熱処理の後に、第１の熱放射率を有する第１の層と、前記第１の層上に設けられ、前記第１の熱放射率よりも低い第２の熱放射率を有する第２の層と、を有する冷却部材を前記加熱室の内部に搬入し、前記被処理体側に前記第１の層が位置するように前記冷却部材を前記加熱体と前記被処理体との間に配置する工程と、
   前記冷却部材とともに前記被処理体を前記加熱室の外部に搬出し、前記被処理体の温度が温度Ｔ_ＳＴ−２００℃よりも低い温度になるまで前記被処理体を冷却する工程と、を備え、
   前記被処理体を冷却する工程において、前記被処理体の温度が温度Ｔ_ＳＴ−２００℃になるまでの冷却速度は５℃／ｓ以上である、永久磁石の製造方法。
2. 前記永久磁石は、
   組成式：Ｒ_ｐＦｅ_ｑＭ_ｒＣｕ_ｓＣｏ_{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１０．５≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２７≦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４．５≦ｔ≦１０．７原子％を満足する数である）
   で表される組成を備える、請求項１に記載の永久磁石の製造方法。
3. 前記組成式における元素Ｒ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２に記載の永久磁石。
4. Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有する主相と、前記主相を構成する結晶粒の間に設けられた粒界相を含む金属組織と、をさらに具備し、
   前記主相は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相を有するセル相と、ＣａＣｕ_５型結晶相を有するＣｕリッチ相と、を有する、請求項２に記載の永久磁石の製造方法。
5. 前記金属組織の９０体積％以上が前記Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相および前記ＣａＣｕ_５型結晶相であり、
   前記永久磁石に存在する結晶粒のうち、３００ｎｍ以上の径を有するＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶相からなる結晶粒で構成される領域が５体積％未満である、請求項４に記載の永久磁石の製造方法。
6. 前記第１の層は、炭素、金属炭化物、金属酸化物、または耐火レンガを有し、
   前記第２の層は、銅、モリブデン、タングステン、チタン、またはステンレス鋼を有する、請求項１に記載の永久磁石の製造方法。
7. 前記圧縮成形体の総重量が２００ｇ以上２０００ｇ以下である、請求項１に記載の永久磁石の製造方法。
8. 加熱体を有する加熱室と、
   第１の熱放射率を有する第１の層と、前記第１の層上に設けられ、前記第１の熱放射率よりも低い第２の熱放射率を有する第２の層とを有する冷却部材と、
   前記加熱室の内部と外部との間において、磁場中で加圧成形された合金粉末の焼結体を有する被処理体と前記冷却部材とを搬送する搬送機構と、
   前記搬送機構により前記被処理体を前記加熱室の内部に搬入する動作と、前記搬送機構により前記加熱室の内部に前記冷却部材を搬入し、前記被処理体側に前記第１の層が位置するように前記冷却部材を前記加熱体と前記被処理体との間に配置する動作と、前記搬送機構により前記加熱室の内部にある前記被処理体を前記冷却部材とともに前記加熱室の外部に搬出する動作と、の実行を制御する制御機構と、を具備する、永久磁石の製造装置。

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