WO2015044974A1 - 永久磁石、モータ、および発電機 - Google Patents

永久磁石、モータ、および発電機 Download PDF

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rich platelet
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陽介 堀内
桜田　新哉
佳子 岡本
将也 萩原
剛史 小林
将起 遠藤
忠彦 小林
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株式会社 東芝
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    • C22C2202/02—Magnetic

Definitions

  • the invention of the embodiments relates to a permanent magnet, a motor, and a generator.
  • high-performance rare earth magnets Sm—Co magnets, Nd—Fe—B magnets, and the like are known.
  • Fe and Co contribute to an increase in saturation magnetization.
  • these magnets contain rare earth elements such as Nd and Sm, and bring about a large magnetic anisotropy due to the behavior of 4f electrons of the rare earth elements in the crystal field. Thereby, a large coercive force is obtained and a high-performance magnet is realized.
  • Such high performance magnets are mainly used in electric devices such as motors, speakers, and measuring instruments.
  • demands for reducing the size and weight of various electrical devices and reducing power consumption have increased, and in order to meet these demands, there has been a demand for higher performance permanent magnets that improve the maximum magnetic energy product (BHmax) of permanent magnets.
  • BHmax maximum magnetic energy product
  • a variable magnetic flux type motor has been proposed, which contributes to higher efficiency of the motor.
  • Sm—Co magnets have a high Curie temperature, it is possible to achieve good motor characteristics at high temperatures. However, further enhancement of coercivity and magnetization, and improvement in squareness ratio are desired. It is considered that increasing the concentration of Fe is effective for increasing the magnetization of the Sm—Co-based magnet, but in the conventional manufacturing method, the squareness ratio tends to decrease by increasing the concentration of Fe. For this reason, in order to realize a magnet for a high-performance motor, a technique is required that enables the expression of a favorable squareness ratio while improving the magnetization at a high Fe concentration composition.
  • the problem to be solved by the present invention is to provide a high-performance permanent magnet by controlling the metal structure of the Sm—Co magnet.
  • the permanent magnet of the embodiment the composition formula: R p Fe q M r Cu t Co 100-p-q-r-t (wherein, at least one element R selected from rare earth elements, M is Zr, Ti And at least one element selected from Hf, p is a number satisfying 10.5 ⁇ p ⁇ 12.5 atomic%, q is a number satisfying 23 ⁇ q ⁇ 40 atomic%, and r is 0.88 ⁇ a cell phase having a Th 2 Zn 17 type crystal phase and a composition represented by the following formula: r ⁇ 4.5 atomic%, t is a number satisfying 4.5 ⁇ t ⁇ 10.7 atomic% If, Th 2 and the cell wall phase formed so as to separate the Zn 17 crystal phase is formed perpendicular to the c axis of the Th 2 Zn 17 crystal phase, a high concentration of M-rich plate element M than the cell phase It is formed along the let phase and the M rich platelet phase, and the Cu concentration is higher than the cell phase. And a metal
  • Permanent magnet of this embodiment the composition formula: R p Fe q M r Cu t Co 100-p-q-r-t Wherein R is at least one element selected from rare earth elements, M is at least one element selected from Zr, Ti, and Hf, and p satisfies 10.5 ⁇ p ⁇ 12.5 atomic% Number, q satisfies 23 ⁇ q ⁇ 40 atomic%, r satisfies 0.88 ⁇ r ⁇ 4.5 atomic%, and t satisfies 4.5 ⁇ t ⁇ 10.7 atomic% It is a number).
  • R in the above composition formula is an element that can bring a large magnetic anisotropy to the magnet material.
  • the R element for example, one or more elements selected from rare earth elements including yttrium (Y) can be used.
  • Y yttrium
  • Sm samarium
  • Ce cerium
  • Nd neodymium
  • Pr praseodymium
  • the performance of the magnet material for example, the coercive force, can be increased by setting the Sm concentration to 50 atomic% or more of the total elements applicable as the R element.
  • the concentration of the element applicable as the R element is set to 10.5 atomic% or more and 12.5 atomic% or less, thereby providing a coercive force. Can be increased.
  • concentration of the element applicable as the R element is less than 10.5 atomic%, a large amount of ⁇ -Fe is precipitated to reduce the coercive force, and the concentration of the element applicable as the R element is 12.5 atomic%.
  • saturation magnetization falls.
  • the concentration of the element applicable as the R element is preferably 10.7 atomic percent or more and 12.3 atomic percent or less, and more preferably 10.9 atomic percent or more and 12.1 atomic percent or less.
  • M in the above composition formula is an element capable of expressing a large coercive force with a composition having a high Fe concentration.
  • the M element for example, one or more elements selected from titanium (Ti), zirconium (Zr), and hafnium (Hf) are used.
  • Ti titanium
  • Zr zirconium
  • Hf hafnium
  • the content r of the M element is 4.5 atomic% or more, a heterogeneous phase containing an excessive amount of the M element is likely to be generated, and both the coercive force and the magnetization are likely to be reduced.
  • the content r of the M element is less than 0.88 atomic%, the effect of increasing the Fe concentration tends to be small.
  • the content r of the M element is preferably 0.88 atomic% or more and 4.5 atomic% or less of the total amount of elements other than the R element (Fe, Co, Cu, M). Furthermore, the content r of the element M is preferably 1.14 atomic% or more and 3.58 atomic% or less, more preferably 1.49 atomic% or more and 2.24 atomic% or less.
  • the M element may be any of Ti, Zr, and Hf, but preferably contains at least Zr.
  • the coercive force of the permanent magnet can be increased by using 50 atomic% or more of the M element as Zr.
  • Hf is particularly expensive among the M elements, it is preferable that the amount used is small even when Hf is used.
  • the Hf content is preferably less than 20 atomic% of the M element.
  • the Cu is an element that can exhibit a high coercive force in a magnet material.
  • the Cu content is preferably 3.5 atomic percent or more and 10.7 atomic percent or less of the total amount of Fe, Co, Cu, and M elements. When the amount is larger than this, the magnetization is remarkably lowered, and when the amount is smaller than this, it is difficult to obtain a high coercive force and a good squareness ratio.
  • the Cu content t is preferably 3.9 atomic% or more and 9.0 atomic% or less of the total amount of Fe, Co, Cu, and M elements, and 4.3% of the total amount of Fe, Co, Cu, and M elements. An atomic% or more and 5.8 atomic% or less are preferable.
  • Fe is an element mainly responsible for the magnetization of the magnet material.
  • the saturation magnetization of the magnet material can be increased by blending a large amount of Fe.
  • the Fe content q is preferably 23 atomic percent or more and 40 atomic percent or less of the total amount of Fe, Co, Cu, and M elements.
  • the Fe content q is preferably 26 atom% or more and 36 atom% or less, and more preferably 29 atom% or more and 34 atom% or less.
  • Co is an element that bears the magnetization of the magnet material and can exhibit a high coercive force. Further, when a large amount of Co is blended, a high Curie temperature is obtained, and it also has a function of improving the thermal stability of the magnet characteristics. If the amount of Co is small, these effects are reduced. However, if Co is added excessively, the proportion of Fe is relatively reduced, and there is a possibility that the magnetization is lowered. Further, by substituting 20 atomic% or less of Co with Ni, V, Cr, Mn, Al, Si, Ga, Nb, Ta, and W, magnet characteristics such as coercive force can be enhanced. However, the amount of substitution is preferably 20 atomic% or less of Co because there is a possibility that magnetization will be reduced by excessive substitution.
  • the permanent magnet of this embodiment includes a metal structure including a plurality of hexagonal Th 2 Zn 17- type crystal phases (2-17-type crystal phases) and a plurality of Cu-rich phases.
  • an Sm—Co magnet has a cell phase having a Th 2 Zn 17 type crystal phase (2-17 type crystal phase) and a hexagonal CaCu 5 type crystal phase (1-5 type crystal phase).
  • a two-dimensional metal structure including a cell wall phase and a platelet phase is provided.
  • the cell wall phase is one of the Cu-rich phases, and the cell phase is separated by the cell wall phase.
  • the above structure is also called a cell structure.
  • the platelet phase when the Zr concentration of the platelet phase is higher than the Th 2 Zn 17 type crystal phase, the platelet phase is also referred to as a Zr rich platelet phase.
  • the c-axis of the Th 2 Zn 17 type crystal phase is described.
  • the c-axis of the Th 2 Zn 17- type crystal phase is parallel to the c-axis in the TbCu 7- type crystal phase that is the easy axis of magnetization. That is, the c-axis of the Th 2 Zn 17- type crystal phase exists parallel to the easy magnetization axis.
  • the Cu rich phase is a phase having a high Cu concentration.
  • the Cu concentration of the Cu rich phase is higher than the Cu concentration of the Th 2 Zn 17 type crystal phase.
  • the Cu-rich phase exists, for example, in the form of a line or a plate in the cross section including the c-axis in the Th 2 Zn 17 type crystal phase.
  • the structure of the Cu rich phase is not particularly limited, and examples thereof include a hexagonal CaCu 5 type crystal phase (1-5 type crystal phase).
  • the permanent magnet of the present embodiment may have a plurality of Cu-rich phases having different phases.
  • the domain wall energy of the Cu-rich phase is higher than the domain wall energy of the Th 2 Zn 17 type crystal phase, and the difference in domain wall energy becomes a barrier for domain wall movement. That is, when the Cu rich phase functions as a pinning site, domain wall movement between a plurality of cell phases can be suppressed. This is also called a domain wall pinning effect.
  • the Cu concentration of the Cu rich phase is preferably 30 atomic% or more.
  • the Cu concentration of the Cu-rich phase is likely to vary. For example, a Cu-rich phase having a large domain wall pinning effect and a Cu-rich phase having a small domain wall pinning effect are generated. descend.
  • a more preferable Cu concentration is 35 atomic% or more, and further preferably 40 atomic% or more.
  • the magnetization When the domain wall outside the pinning site moves, the magnetization is reversed by the amount moved, so that the magnetization is lowered. If the domain wall simultaneously deviates from the pinning site at a certain constant magnetic field when an external magnetic field is applied, the magnetization is not lowered by the application of the magnetic field in the middle of the application of the magnetic field, and a favorable squareness ratio is obtained. In other words, when a magnetic field is applied, if the pinning site deviates with a magnetic field lower than the coercive force and the domain wall moves, magnetization is reduced by the amount of movement, leading to deterioration of the squareness ratio.
  • the Cu rich phase formed along the M-rich platelet phase is also referred to as a Cu-rich platelet phase.
  • the Cu concentration in the Cu-rich platelet phase is preferably 7.5 atomic percent or more.
  • the Sm concentration of the Cu rich platelet phase is higher than that of the Th 2 Zn 17 type crystal phase.
  • the crystal structure of the Cu rich platelet phase may be a CaCu 5 type crystal phase. Note that “parallel” may include a state within ⁇ 10 degrees from the parallel direction (substantially parallel).
  • the Cu rich platelet phase magnetically divides the Th 2 Zn 17 type crystal phase.
  • each of the Th 2 Zn 17- type crystal phases divided by the Cu-rich platelet phase becomes a single magnetic domain, and magnetization reversal hardly occurs in each of the Th 2 Zn 17- type crystal phases. That is, the Cu-rich platelet phase can function as a pinning site because it can be a barrier for domain wall movement.
  • the number of pinning sites is increased, so that the domain wall pinning effect is enhanced, and a good squareness ratio, high coercive force, and High magnetization can be realized simultaneously.
  • the squareness ratio, coercive force, etc. can be further improved by controlling the precipitation density of the Cu-rich platelet phase.
  • the number of Cu-rich platelet phases present in the region per 1 ⁇ m width of the metal structure in the direction perpendicular to the M-rich platelet phase is preferably 10 or more and 70 or less. At this time, the width direction of the metal structure is the same as the direction perpendicular to the M-rich platelet phase.
  • the number of Cu-rich platelet phases is less than 10
  • the effect of improving the squareness ratio and the coercive force is small.
  • the number is larger than 70, the Cu concentration in the cell wall phase is lowered, and the coercive force is reduced. .
  • a more preferable range of the number of Cu-rich platelet phases present in a region per 1 ⁇ m width of the metal structure in a direction perpendicular to the M-rich platelet phase is 12 or more and 60 or less, and more preferably 15 or more and 55 or less.
  • the term “vertical” may include a state within ⁇ 10 degrees from the vertical direction (substantially vertical).
  • the Cu-rich platelet phase may be thinner than other Cu-rich phases, making it difficult to analyze.
  • a three-dimensional atom probe (3-Dimension Atom Probe: 3DAP) should be used. Can be analyzed relatively easily.
  • the analysis method using 3DAP is an analysis method in which an observation sample is field-evaporated by applying a voltage, and an atomic arrangement is specified by detecting a field-evaporated ion with a two-dimensional detector. By identifying the ion species from the time of flight until reaching the two-dimensional detector, continuously detecting the individually detected ions in the depth direction, and arranging (reconstructing) the ions in the detected order A three-dimensional atomic distribution can be obtained.
  • the analysis of the Cu rich platelet phase by 3DAP in the present embodiment is performed according to the following procedure.
  • a sample is thinned by dicing, and a needle-like sample for a pickup atom probe (AP) is produced therefrom by using a focused ion beam (FIB).
  • FIB focused ion beam
  • an atomic map is created on the basis of the plane spacing (approximately 0.4 nm) of the atomic plane (0003) of the Th 2 Zn 17 type crystal phase parallel to the M-rich platelet phase.
  • Examples of the Zr, Cu, and Sm concentration profiles created based on the atom probe data created in this way are shown in FIGS. 1 (A), 1 (B), and 1 (C), respectively.
  • a Zr-rich phase is formed in a direction perpendicular to the c-axis of the Th 2 Zn 17- type crystal phase.
  • an angle of 45 degrees or more and less than 180 degrees with respect to the Zr-rich phase is formed.
  • a Cu-rich phase having (non-parallel) is formed.
  • the Zr rich phase corresponds to a Zr rich platelet phase
  • the Cu rich phase corresponds to a cell wall phase.
  • the Sm concentration tends to be higher than that of the Th 2 Zn 17 type crystal phase in the same region as the Cu rich platelet phase.
  • a Cu rich phase is also formed in a portion adjacent along the Zr rich phase.
  • the Cu rich phase corresponds to a Cu rich platelet phase.
  • Cu rich phase used as a cell wall phase is in contact with Cu rich phase used as Cu rich platelet phase, for example, Th 2 Zn 17 by Cu rich phase (cell wall phase and Cu rich platelet phase).
  • the effect of suppressing the domain wall motion can be further enhanced by surrounding the mold crystal phase.
  • a plurality of Cu-rich platelet phases are formed for one Zr-rich platelet phase.
  • the present invention is not limited to this, and at least for one Zr-rich platelet phase. It is only necessary that one Cu-rich platelet phase is formed. Further, three or more Cu-rich platelet phases may be formed for one Zr-rich platelet phase.
  • the Cu rich platelet phase is defined as follows, for example. First, the Cu concentration profile in the direction perpendicular to the Zr-rich platelet phase is analyzed. The concentration profile analysis range is preferably 15 nm ⁇ 15 nm ⁇ 15 nm, or 10 nm ⁇ 10 nm ⁇ 10 nm. A schematic diagram of the Cu concentration profile obtained by the above analysis is shown in FIG. In FIG. 2, the horizontal axis represents the measurement distance in the direction perpendicular to the c-axis of the Th 2 Zn 17 type crystal phase, and the vertical axis represents the Cu concentration. Next, the value PCu having the lowest Cu concentration in the Cu concentration profile shown in FIG. 2 is obtained (5.0 atomic% in FIG. 2).
  • the above analysis and analysis are performed five times on the same sample, and the average value is defined as the Cu concentration C Cu-cell in the cell phase.
  • 1.5 times the concentration of C Cu-cell is obtained in the same region (7.5 atomic% in FIG. 2).
  • a region having a Cu concentration of 1.5 times or more of C Cu-cell is defined as a Cu-rich platelet phase.
  • FIG. 2 it can be said that two Cu-rich platelet phases exist because there are two peaks in a region having a Cu concentration 1.5 times or more that of C Cu-cell .
  • an improvement in magnet properties is observed.
  • FIG. 3 shows another example of the schematic diagram of the Cu concentration profile obtained by the above analysis.
  • Cu concentration in the region between the peaks is not less than 1.5 times the C Cu-cell, 2 peaks in the region is a Cu concentration of 1.5 times or more of C Cu-cell is continuous . Therefore, in the case of FIG. 3, it can be considered that one Cu rich platelet phase exists.
  • the Cu rich platelet phase can be observed using TEM-energy dispersive X-ray spectroscopy (TEM-EDX) mapping using a transmission electron microscope (TEM-Energy Dispersive X-ray spectroscopy). can do.
  • the mapping is preferably performed at a magnification of 200k, for example.
  • TEM-EDX TEM-energy dispersive X-ray spectroscopy
  • TEM-Energy Dispersive X-ray spectroscopy TEM-Energy Dispersive X-ray spectroscopy
  • the mapping is preferably performed at a magnification of 200k, for example.
  • a permanent magnet made of a sintered body oriented in a magnetic field a cross section including the c-axis of the Th 2 Zn 17 type crystal phase is observed.
  • a mapping image is created for each element, it can be confirmed that a Cu-rich platelet phase is formed along the Zr-rich platelet phase.
  • analysis by 3DAP and observation by TEM are performed on the inside of the sintered body.
  • the surface of the sintered body in the center of the longest side of the surface having the largest area, the surface of the cross section cut perpendicular to the longest side (in the case of a curve, perpendicular to the normal of the center)
  • the composition is measured at and inside.
  • the measurement point is a corner of the first reference line drawn to the end perpendicular to the side and extending to the end, starting from a position 1/2 of each side, and the center of each corner.
  • a second reference line drawn inward toward the end at a position half the inner angle of the first angle, and the length of the reference line from the start point of the first reference line and the second reference line is 1
  • the position of% is defined as the surface portion, and the position of 40% is defined as the inside.
  • side is defined as an edge part (center of a corner
  • the Cu rich platelet phase density is defined as follows, for example. In the direction perpendicular to the M-rich platelet phase shown by the analysis by 3DAP, the operation of counting the number of Cu-rich platelet phases present in the region per 1 ⁇ m width of the metal structure is performed at five locations. The average value of the number of the Cu-rich platelet phases at the five locations is defined as Cu-rich platelet phase density n (number of Cu-rich platelet phases per unit area).
  • the squareness ratio is defined as follows. First, DC magnetization characteristics at room temperature are measured with a DC BH tracer. Next, determine the measurement result from the basic characteristics of the magnet from the BH curve obtained residual magnetization M r and coercivity i H C and the maximum energy product (BH) max. At this time, the theoretical maximum value by using the M r (BH) max is obtained by the following equation (1).
  • (BH) max (theoretical value) M r 2 / 4 ⁇ 0 ⁇ (1)
  • the squareness ratio is evaluated by the ratio of (BH) max and (BH) max (theoretical value) obtained by measurement, and is obtained by the following formula (2).
  • the permanent magnet of this embodiment is used also as a bond magnet, for example.
  • the magnet material of this embodiment for the variable magnet in the variable magnetic flux drive system as disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-29148 or 2008-43172, the efficiency of the system is improved and the size is reduced. And cost reduction.
  • the permanent magnet of this embodiment it is necessary to change the aging treatment conditions so that the coercive force is 100 kA / M or more and 350 kA / M or less.
  • an alloy powder containing a predetermined element necessary for the synthesis of a permanent magnet is prepared.
  • an alloy powder can be prepared by preparing a flake-like alloy ribbon by a strip casting method and then pulverizing the alloy ribbon.
  • the molten alloy was poured into a cooling roll rotating at a peripheral speed of 0.1 m / second or more and 20 m / second or less to continuously solidify to a thickness of 1 mm or less.
  • a ribbon can be produced. When the peripheral speed is less than 0.1 m / second, composition variations tend to occur in the ribbon.
  • an alloy powder can be prepared by pulverizing an alloy ingot obtained by casting after arc melting or high frequency melting. Further, the alloy powder may be prepared using a mechanical alloying method, a mechanical grinding method, a gas atomizing method, a reducing diffusion method, or the like.
  • the material can be homogenized by subjecting the alloy powder or the material of the alloy before grinding to a heat treatment.
  • the material can be pulverized using a jet mill, a ball mill, or the like.
  • the powder can be prevented from being oxidized by grinding the material in an inert gas atmosphere or an organic solvent.
  • the degree of orientation becomes high, and the coercive force is increased. growing.
  • pulverization by a jet mill is preferable.
  • the ratio of the powder having a particle size of 10 ⁇ m or more in the pulverized powder is 10% or less of the whole powder.
  • the Fe concentration is 23 atomic% or more, the amount of heterogeneous phase in the ingot as a raw material increases. In this different phase, not only the amount of powder increases but also the particle size tends to increase, and the particle size may be 20 ⁇ m or more.
  • a powder having a particle diameter of 15 ⁇ m or more may be directly converted into a different-phase powder.
  • the pulverized powder containing such a heterogeneous coarse powder is pressed in a magnetic field to form a sintered body, the heterogeneous phase remains, causing a decrease in coercive force, a decrease in magnetization, a decrease in squareness, and the like.
  • the squareness decreases, magnetization becomes difficult. In particular, it is difficult to magnetize the rotor after assembly.
  • the coercive force can be increased while suppressing the decrease in the squareness ratio in a high Fe concentration composition containing 23 atomic% or more of Fe by making the powder having a particle diameter of 10 ⁇ m or more 10% or less of the whole. it can.
  • a green compact with oriented crystal axes is manufactured by filling an alloy powder in a mold installed in an electromagnet and press-molding while applying a magnetic field. Furthermore, a dense sintered body can be obtained by sintering the green compact at 1100 ° C. or higher and 1210 ° C. or lower for 1 hour or longer and 15 hours or shorter. For example, when the sintering temperature is less than 1100 ° C., the density of the produced sintered body tends to be low. On the other hand, when the temperature is higher than 1210 ° C., the magnetic properties may be deteriorated due to excessive evaporation of Sm in the powder. A more preferable sintering temperature is 1150 ° C. or higher and 1205 ° C.
  • the sintering time is less than 1 hour, the density tends to be non-uniform, so the magnetization is likely to decrease, and further, the crystal grain size of the sintered body is reduced and the grain boundary ratio is increased, Magnetization tends to decrease.
  • the sintering time exceeds 15 hours, evaporation of the R element in the powder becomes excessive, and the magnetic properties may be deteriorated. More preferable sintering time is 2 hours or more and 13 hours or less, and further preferably 4 hours or more and 10 hours or less. Note that oxidation can be suppressed by performing heat treatment in vacuum or argon gas. Moreover, a sintered compact density can be improved by maintaining a vacuum until it becomes close to sintering temperature, switching to Ar atmosphere after that, and maintaining isothermal.
  • a solution treatment is performed on the obtained sintered body to control the crystal structure. For example, by performing solution treatment at 1100 ° C. or more and 1190 ° C. or less and 3 hours or more and 28 hours or less, a TbCu 7 type crystal phase that is a precursor of a phase separation structure can be easily obtained.
  • the heat treatment temperature is preferably 1110 ° C. or higher and 1180 ° C. or lower, more preferably 1120 ° C. or higher and 1170 ° C. or lower.
  • the heat treatment time is less than 3 hours, the constituent phases tend to be non-uniform, the coercive force tends to decrease, the crystal grain size of the sintered body tends to decrease, the crystal grain boundary ratio increases, and the magnetization decreases. It's easy to do. Further, when the heat treatment temperature exceeds 28 hours, the magnetic properties may be deteriorated due to evaporation of the R element in the sintered body.
  • the heat treatment time is preferably 4 hours or more and 24 hours or less, and more preferably 10 hours or more and 18 hours or less.
  • the oxidation of the powder can be suppressed by performing a solution treatment in a vacuum or in an inert atmosphere such as argon gas. Further, a solution treatment may be performed continuously with the sintering.
  • the TbCu 7- type crystal phase can be maintained even at room temperature.
  • the rapid cooling rate is set to 170 ° C./min or more, the TbCu 7- type crystal phase can be stabilized and the coercive force is easily developed.
  • a Ce 2 Ni 7 type crystal phase (2-7 phase) is likely to be generated during cooling. Due to the presence of the 2-7 phase, the magnetization may decrease, and the coercive force may also decrease. This is because the 2-7 phase is often enriched with Cu, which lowers the Cu concentration in the main phase and makes phase separation difficult due to aging treatment.
  • the cooling rate is likely to be important in a composition containing an Fe concentration of 23 atomic% or more.
  • the aging treatment is a treatment for increasing the coercive force of the magnet by controlling the metal structure, and for the purpose of phase-separating the metal structure of the magnet into a plurality of phases such as a Th 2 Zn 17 type crystal phase and a Cu rich phase. Yes.
  • an M-rich platelet phase precipitates, and then the TbCu 7- type crystal phase is phase-separated into a plurality of phases such as a Th 2 Zn 17- type crystal phase and a Cu-rich phase.
  • the M-rich platelet phase is said to act as an element diffusion path at the grain interface with the TbCu 7- type crystal phase, and is said to be an effective phase for obtaining a coercive force.
  • the precipitation of the M-rich platelet phase may not be lattice matched with the Th 2 Zn 17 type crystal phase.
  • the aging treatment is divided into a preliminary aging treatment and a main aging treatment, and it is relaxed to strictly control the holding temperature and time or the slow cooling rate after holding in the preliminary aging treatment. Has been found to be effective in generating
  • the pre-aging temperature is preferably lower than the temperature at which the M-rich platelet phase is easily generated.
  • the preliminary aging treatment temperature is preferably lower than the main aging treatment temperature by a certain temperature or more.
  • the frequency of nucleation is increased, and a Cu-rich phase can be densely formed in the entire parent phase.
  • the diffusion rate of elements is slow, there is a possibility that nucleation is difficult. Therefore, nucleation can be promoted by holding at a low temperature for a long time.
  • concentration of a Cu rich phase became high by slowing the slow cooling rate after a preliminary aging treatment.
  • Cu-rich nuclei are generated in the entire parent phase, and in the subsequent aging treatment, many Cu-rich nuclei grow as cell wall phases, but some Cu nuclei grow.
  • the rich nucleus stays at the interface between the platelet phase and the parent phase when the M-rich platelet phase is generated, and forms a Cu-rich phase.
  • the Cu rich phase corresponds to a Cu rich platelet phase.
  • the solution is gradually cooled to 20 ° C. or more and 350 ° C. or less at a cooling rate of 0.9 ° C./min or less.
  • the pre-aging temperature is lower than 550 ° C.
  • the density of the Cu rich phase increases, the volume fraction of the Cu rich phase increases, and the Cu concentration for each Cu rich phase decreases.
  • the domain wall pinning effect is lowered, and the coercive force is hardly increased even if the aging treatment is performed thereafter, and the squareness ratio may be deteriorated or the magnetization may be lowered.
  • the pre-aging temperature is more preferably 550 ° C. or higher and 750 ° C. or lower, and further preferably 600 ° C. or higher and 710 ° C. or lower.
  • the squareness ratio is further improved by lowering the pre-aging temperature, it is difficult to increase the coercive force.
  • One possible cause of the decrease in coercive force is that the cell wall phase is not sufficiently formed by this aging treatment.
  • the aging treatment temperature is raised to promote element diffusion. Specifically, by setting the difference between the pre-aging temperature and the main aging temperature to 130 ° C. or higher, the Cu concentration of the Cu-rich platelet phase can be increased even in a composition containing Fe of 23 atomic% or higher. it can. Therefore, a good squareness ratio, high coercive force, and high magnetization can be realized simultaneously.
  • the coercive force can be improved by maintaining the temperature at 300 ° C. or more and 650 ° C. or less for a certain period of time.
  • the holding time at this time is preferably 1 hour or more and 6 hours or less.
  • the number of Cu-rich platelet phases per unit area can be increased by setting the slow cooling rate after the aging treatment to less than 0.5 ° C./min. Therefore, the squareness ratio can be further improved, the coercive force can be increased, and the magnetization can be increased.
  • the oxidation of the sintered body can be suppressed by performing the pre-aging treatment and the main aging treatment in a vacuum or an inert gas such as argon.
  • a permanent magnet can be manufactured by the above.
  • the permanent magnet of the first embodiment can be used for various motors and generators. Further, it can be used as a fixed magnet or a variable magnet of a variable magnetic flux motor or a variable magnetic flux generator. Various motors and generators are configured by using the permanent magnet of the first embodiment.
  • the permanent magnet of the first embodiment is applied to a variable magnetic flux motor, the technology disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 2008-29148 and 2008-43172 is used for the configuration and drive system of the variable magnetic flux motor. Can be applied.
  • FIG. 4 is a diagram showing a permanent magnet motor in the present embodiment.
  • a rotor (rotor) 3 is disposed in a stator (stator) 2.
  • the permanent magnet 5 which is the permanent magnet of the first embodiment is arranged.
  • FIG. 5 is a view showing a variable magnetic flux motor according to the present embodiment.
  • a rotor (rotor) 13 is disposed in a stator (stator) 12.
  • the permanent magnets of the first embodiment are arranged as a fixed magnet 15 and a variable magnet 16.
  • the magnetic flux density (magnetic flux amount) of the variable magnet 16 can be varied. Since the magnetization direction of the variable magnet 16 is orthogonal to the Q-axis direction, it is not affected by the Q-axis current and can be magnetized by the D-axis current.
  • the rotor 13 is provided with a magnetized winding (not shown). By passing a current from the magnetization circuit through the magnetization winding, the magnetic field directly acts on the variable magnet 16.
  • a coercive force suitable for the fixed magnet 15 can be obtained.
  • the coercive force is 100 kA / m or more and 500 kA / m or less by changing various conditions (such as aging treatment conditions) of the manufacturing method described above. Should be controlled within the range.
  • the permanent magnet of the first embodiment can be used for both the fixed magnet 15 and the variable magnet 16, but the first embodiment is used for either one of the magnets. Permanent magnets may be used. Since the variable magnetic flux motor 11 can output a large torque with a small device size, the variable magnetic flux motor 11 is suitable for a motor such as a hybrid vehicle or an electric vehicle that requires high output and miniaturization of the motor.
  • FIG. 6 shows the generator according to the present embodiment.
  • a generator 21 shown in FIG. 6 includes a stator (stator) 22 using the permanent magnet of the present embodiment.
  • a rotor (rotor) 23 disposed inside the stator (stator) 22 is connected to a turbine 24 provided at one end of the generator 21 via a shaft 25.
  • the turbine 24 is rotated by fluid supplied from the outside, for example.
  • the shaft 25 can be rotated by transmitting dynamic rotation such as regenerative energy of an automobile instead of the turbine 24 rotated by a fluid.
  • Various known configurations can be employed for the stator 22 and the rotor 23.
  • the shaft 25 is in contact with a commutator (not shown) disposed on the side opposite to the turbine 24 with respect to the rotor 23, and an electromotive force generated by the rotation of the rotor 23 is used as an output of the generator 21 as a phase separation bus.
  • the power is boosted to the system voltage and transmitted through a main transformer (not shown).
  • the generator 21 may be either a normal generator or a variable magnetic flux generator. Note that the rotor 23 is charged by static electricity from the turbine 2 or a shaft current accompanying power generation. Therefore, the generator 21 is provided with a brush 26 for discharging the charge of the rotor 23.
  • Example 1 Each raw material used for the permanent magnet was weighed and mixed at a predetermined ratio, and then melted in an Ar gas atmosphere to produce an alloy ingot.
  • the alloy ingot was held at 1175 ° C. for 8 hours for heat treatment, and then the alloy ingot was coarsely pulverized and pulverized by a jet mill to prepare an alloy powder as a magnet raw material powder.
  • the alloy powder was press molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • the compacted body of the alloy powder is placed in a sintering furnace chamber, and after the chamber is evacuated, the temperature is raised to 1180 ° C. and held for 1 minute, after which Ar gas is introduced, The temperature was raised to 1195 ° C. and held at that temperature for 6 hours for main sintering.
  • the sintered body was held at 1160 ° C. for 8 hours for solution treatment.
  • the cooling rate after the solution treatment was ⁇ 220 ° C./min.
  • the solution after the solution treatment was held at 710 ° C. for 6 hours as a preliminary aging treatment, and then gradually cooled to 300 ° C. at a rate of 0.9 ° C./min.
  • the aging treatment was held at 845 ° C. for 20 hours.
  • the sintered body subjected to the aging treatment under such conditions was gradually cooled to 420 ° C. at a rate of 0.7 ° C./min and held at that temperature for 2 hours.
  • the magnet was obtained by furnace-cooling to room temperature.
  • the composition of the obtained magnet is as shown in Table 1.
  • the composition analysis of the magnet was performed by the inductively coupled light emission plasma (ICP) method.
  • ICP method was performed according to the following procedure. First, a sample collected from the described measurement location was pulverized with a mortar, and a certain amount of the pulverized sample was weighed and placed in a quartz beaker. Further, mixed acid (acid containing nitric acid and hydrochloric acid) was put into the beaker and heated to about 140 ° C. on a hot plate to completely dissolve the sample in the beaker. After further cooling, it was transferred to a polyethyl acrylate (PEA) volumetric flask and the volume was adjusted to obtain a sample solution.
  • PEA polyethyl acrylate
  • the components contained in the sample solution were quantified by a calibration curve method using an ICP emission spectroscopic analyzer.
  • an ICP emission spectroscopic analyzer SPS4000 manufactured by SII Nano Technology was used.
  • Example 3 Example 4, Example 5
  • Each raw material was weighed and mixed at a predetermined ratio, and then melted at a high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot. After roughly pulverizing the alloy ingot, heat treatment was performed at 1170 ° C. for 1 hour, and the alloy ingot was cooled to room temperature by rapid cooling. Further, coarse pulverization and pulverization with a jet mill were carried out to prepare an alloy powder as a raw material powder for the magnet. Further, the alloy powder was press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • the compacted compact of the alloy powder is placed in a sintering furnace chamber, the inside of the chamber is evacuated to a vacuum degree of 8.5 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, heated to 1160 ° C., and held for 15 minutes. After that, Ar gas was introduced into the chamber. The temperature in the chamber in the Ar atmosphere was raised to 1185 ° C. and held for 4 hours to perform the main sintering. Next, a solution treatment was performed by holding the sintered body at 1125 ° C. for 12 hours. The cooling rate after the solution treatment was ⁇ 180 ° C./min.
  • the sintered body after solution treatment was kept at 685 ° C. for 8 hours as a pre-aging treatment, and then gradually cooled to 200 ° C. at a rate of 0.7 ° C./min. Then, as this aging treatment, it hold
  • the magnet was obtained by holding at that temperature for 2 hours and then cooling to room temperature.
  • the composition of the magnet is as shown in Table 1. In addition, the composition of the said magnet was confirmed by ICP method like other Examples.
  • Example 6 Each raw material was weighed and mixed at a predetermined ratio, and then melted at a high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot. After subjecting the alloy ingot to coarse pulverization, heat treatment was performed at 1170 ° C. for 6 hours, followed by rapid cooling to cool to room temperature. Further, coarse pulverization and pulverization with a jet mill were carried out to prepare an alloy powder as a raw material powder for the magnet. Further, the alloy powder was press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • the compacted compact of the alloy powder is placed in the chamber of the sintering furnace, the inside of the chamber is evacuated to a vacuum degree of 7.0 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, heated to 1165 ° C., and held for 20 minutes. After that, Ar gas was introduced into the chamber. The temperature in the chamber in the Ar atmosphere was raised to 1195 ° C. and held for 4 hours to perform the main sintering. Next, solution treatment was performed by holding the sintered body at 1130 ° C. for 12 hours. The cooling rate after the solution treatment was ⁇ 260 ° C./min.
  • the sintered body after the solution treatment was maintained at 680 ° C. for 10 hours as a pre-aging treatment, and gradually cooled to 350 ° C. at a rate of 0.6 ° C./min.
  • the magnet is held at 820 ° C. for 35 hours, gradually cooled to 360 ° C. at a rate of 0.8 ° C./min, held for 1.5 hours, and then cooled to room temperature in a furnace. Obtained.
  • the composition of the obtained magnet is shown in Table 1.
  • the composition of the said magnet was confirmed by ICP method like other Examples.
  • Example 7 Each raw material was weighed and mixed at a predetermined ratio, and then melted at a high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot. After roughly pulverizing the alloy ingot, heat treatment was performed at 1170 ° C. for 10 hours, followed by rapid cooling to cool to room temperature. Further, coarse pulverization and pulverization with a jet mill were carried out to prepare an alloy powder as a raw material powder for the magnet. Further, the alloy powder was press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • the compacted body of the alloy powder is placed in a sintering furnace chamber, the inside of the chamber is evacuated to a vacuum degree of 9.0 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, heated to 1155 ° C., and held for 60 minutes. After that, Ar gas was introduced into the chamber. The temperature in the chamber in the Ar atmosphere was raised to 1180 ° C. and held for 12 hours to perform the main sintering. Next, solution treatment was performed by holding the sintered body at 1120 ° C. for 16 hours. The cooling rate after the solution treatment was ⁇ 280 ° C./min.
  • the sintered body after solution treatment was kept at 670 ° C. for 15 hours as a preliminary aging treatment, and then gradually cooled to 300 ° C. at a rate of 0.5 ° C./min. Thereafter, as the aging treatment, the magnet is held at 840 ° C. for 35 hours, gradually cooled to 400 ° C. at a rate of 0.6 ° C./min, held for 1.5 hours, and then cooled to room temperature in a furnace. Obtained.
  • the composition of the obtained magnet is shown in Table 1.
  • the composition of the said magnet was confirmed by ICP method like other Examples.
  • Example 8 Each raw material was weighed and mixed at a predetermined ratio, and then melted at a high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot.
  • the alloy ingot was coarsely pulverized, then subjected to heat treatment at 1160 ° C. for 8 hours, and cooled rapidly to room temperature. Further, an alloy powder was prepared as a raw material powder for the magnet by coarse pulverization and pulverization by a jet mill. Further, the alloy powder was press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • the compacted compact of the alloy powder is placed in the chamber of the sintering furnace, the inside of the chamber is evacuated to a vacuum degree of 8.0 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, heated to 1165 ° C., and held for 30 minutes. After that, Ar gas was introduced into the chamber. The temperature in the chamber in the Ar atmosphere was raised to 1120 ° C. and held for 4 hours to perform the main sintering. Next, solution treatment was performed by holding the sintered body at 1140 ° C. for 12 hours. The cooling rate after the solution treatment was ⁇ 180 ° C./min.
  • the sintered body after the liquefaction treatment was kept at 675 ° C. for 6 hours as a preliminary aging treatment and then gradually cooled to 300 ° C. at a rate of 0.9 ° C./min. Thereafter, as the aging treatment, the magnet is held at 830 ° C. for 30 hours, gradually cooled to 400 ° C. at a rate of 0.55 ° C./min, held as it is for 1.5 hours, and then cooled to room temperature to obtain a magnet. It was.
  • the composition of the obtained magnet is as shown in Table 1. In addition, the composition of the said magnet was confirmed by ICP method like other Examples.
  • Example 9 An alloy powder having the same composition as in Example 8 was used as a raw material, and press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • This compression molded body was placed in a chamber of a firing furnace, and after the inside of the chamber was evacuated to a vacuum degree of 9.0 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, main sintering and solution treatment were performed in the same manner as in Example 8. It was.
  • Example 9 the sample was kept at 675 ° C. for 15 hours as a preliminary aging treatment and then slowly cooled to 300 ° C. at a rate of 0.9 ° C./min.
  • the preliminary aging treatment was performed. After holding at 675 ° C. for 6 hours, it was gradually cooled to 300 ° C. at a rate of 0.6 ° C./min. Thereafter, as the aging treatment, the magnet is held at 830 ° C. for 30 hours, gradually cooled to 400 ° C. at a rate of 0.55 ° C./min, held as it is for 1.5 hours, and then cooled to room temperature to obtain a magnet. It was.
  • the composition of each obtained magnet is as shown in Table 1.
  • each said magnet was confirmed by ICP method like other Examples. Further, the presence or absence of the Cu-rich platelet phase of the magnet, the number of Cu-rich platelet phases existing in the region per 1 ⁇ m width of the metal structure in the direction perpendicular to the M-rich platelet phase, squareness ratio, coercive force, Table 3 shows the residual magnetization.
  • Example 11 An alloy powder having the same composition as in Example 8 was used as a raw material, and press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • This compression molded body was placed in a chamber of a firing furnace, and after the inside of the chamber was evacuated to a vacuum degree of 9.0 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, main sintering and solution treatment were performed in the same manner as in Example 8. It was.
  • Example 2 As a pre-aging treatment, it was kept at 675 ° C. for 15 hours and then gradually cooled to 300 ° C. at a rate of 0.6 ° C./min. Thereafter, the aging treatment was held at 830 ° C. for 30 hours, and in Example 11, it was gradually cooled to 400 ° C. at a rate of 0.55 ° C./min. In Example 12, the rate of 0.35 ° C./min to 400 ° C. Slowly cooled. Furthermore, it kept for 1.5 hours as it was, and then the furnace was cooled to room temperature to obtain a magnet. The composition of each obtained magnet is as shown in Table 1. In addition, the composition of each said magnet was confirmed by ICP method like other Examples.
  • Example 13 An alloy powder having the same composition as in Example 8 was used as a raw material, and press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body. This compression molded body was placed in a chamber of a firing furnace, and after the inside of the chamber was evacuated to a vacuum degree of 9.0 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, main sintering and solution treatment were performed in the same manner as in Example 8. It was.
  • the sample was kept at 675 ° C. for 6 hours as a preliminary aging treatment and then slowly cooled to 300 ° C. at a rate of 2.1 ° C./min. For 30 hours, slowly cooled to 400 ° C. at a rate of 0.55 ° C./min, held for 1.5 hours, and then cooled to room temperature to obtain a magnet.
  • each magnet is as shown in Table 1.
  • the composition of the said magnet was confirmed by ICP method like other Examples.
  • the presence or absence of the Cu-rich platelet phase of each magnet, the number of Cu-rich platelet phases present in the region per 1 ⁇ m width of the metal structure in the direction perpendicular to the M-rich platelet phase, squareness ratio, coercive force Table 3 shows the residual magnetization.
  • the permanent magnets of Examples 1 to 13 are, for example, the permanent magnet of Comparative Example 1 having a Sm concentration of 12.93% and the Zr concentration of 5.28%. Compared with the permanent magnet of Example 2, a Cu-rich platelet phase is formed, and all exhibit good squareness ratio, high coercive force, and high magnetization. From this, it can be seen that the magnet characteristics can be improved by adjusting the amount of each element constituting the permanent magnet.
  • a Cu-rich platelet phase is formed as compared with, for example, the permanent magnet of Comparative Example 3 in which the pre-aging time is 2 hours. Ratio, high coercive force, and high magnetization. This shows that the magnet characteristics can be improved by controlling the time after the preliminary aging treatment.
  • a Cu rich platelet phase is formed as compared with the permanent magnet of Comparative Example 4 in which the slow cooling rate after the preliminary aging treatment is 2.1 ° C./min, for example. All of them exhibit a good squareness ratio, high coercive force, and high magnetization. From this, it is understood that the magnet characteristics can be improved by controlling the slow cooling rate after the preliminary aging treatment.
  • the permanent magnets of Examples 8 to 11 are compared with the permanent magnet of Comparative Example 5 in which the actual aging treatment temperature is 790 ° C. and the temperature difference between the preliminary aging treatment temperature and the actual aging treatment temperature is 115 ° C.
  • the magnet characteristics can be enhanced by controlling the main aging temperature and the temperature difference between the preliminary aging temperature and the main aging temperature.
  • the permanent magnets of Examples 1 to 13 have a good squareness ratio and high coercive force even when the Fe concentration is 23% or more by having a Cu-rich platelet phase. , And express high magnetization. From this, it can be seen that the permanent magnets of Examples 1 to 13 are excellent in magnet characteristics.

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Abstract

　高性能な永久磁石を提供する。組成式：ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｔＣｏ１００－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種の元素、ＭはＺｒ、Ｔｉ、およびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素、ｐは１０．５≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２３≦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）で表される組成と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を有するセル相と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を区切るように形成されたセル壁相と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸と垂直に形成され、セル相よりもＭ元素の濃度が高いＭリッチプレートレット相と、Ｍリッチプレートレット相に沿って形成され、セル相よりもＣｕ濃度が高いＣｕリッチプレートレット相と、を有する金属組織と、を具備する。

Description

永久磁石、モータ、および発電機
　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角型比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良好な角型比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：ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｔＣｏ１００－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種の元素、ＭはＺｒ、Ｔｉ、およびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素、ｐは１０．５≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２３≦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）で表される組成と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を有するセル相と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を区切るように形成されたセル壁相と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸と垂直に形成され、セル相よりもＭ元素の濃度が高いＭリッチプレートレット相と、Ｍリッチプレートレット相に沿って形成され、セル相よりもＣｕ濃度が高いＣｕリッチプレートレット相と、を含む金属組織と、を具備する。
ＴＥＭによる明視野像の一例を示す図である。 ＴＥＭ－ＥＤＸによるマッピング結果の一例を示す図である。 ＴＥＭ－ＥＤＸによるマッピング結果の一例を示す図である。 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。
（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＞
　本実施形態の永久磁石は、組成式：ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｔＣｏ１００－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種の元素、ＭはＺｒ、Ｔｉ、およびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素、ｐは１０．５≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２３≦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種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はいずれも磁石材料に大きな磁気異方性をもたらし、例えばＲ元素として適用可能な元素の濃度を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、１０．７原子％以上１２．３原子％以下であることが好ましく、さらに１０．９原子％以上１２．１原子％以下であることが好ましい。
　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）から選ばれる１種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％以上であると、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、Ｒ元素以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ）の総量の０．８８原子％以上４．５原子％以下であることが好ましい。さらに、元素Ｍの含有量ｒは、１．１４原子％以上３．５８原子％以下であることが好ましく、さらに１．４９原子％よりも大きく２．２４原子％以下であることが好ましい。
　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、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＭ元素の総量の３．５原子％以上１０．７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、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＭ元素の総量の３．９原子％以上９．０原子％以下が好ましく、さらにＦｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＭ元素の総量の４．３原子％以上５．８原子％以下が好ましい。
　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、Ｆｅ、Ｃｏ、ＣｕおよびＭ元素の総量の２３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、２６原子％以上３６原子％以下が好ましく、さらに２９原子％以上３４原子％以下が好ましい。
　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働きも有している。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。しかしながら、過剰の置換により磁化の低下を招くおそれがあるため、置換量はＣｏの２０原子％以下であることが好ましい。
　さらに、本実施形態の永久磁石は、複数の六方晶系のＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相（２－１７型結晶相）と複数のＣｕリッチ相とを含む金属組織を具備する。
　一般的にＳｍ－Ｃｏ系磁石は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相（２－１７型結晶相）を有するセル相と、六方晶系のＣａＣｕ５型結晶相（１－５型結晶相）を有するセル壁相と、プレートレット相と、を含む２次元の金属組織を具備する。例えば、セル壁相は、上記Ｃｕリッチ相の一つであり、セル壁相によりセル相は区切られている。上記構造をセル構造ともいう。また、プレートレット相は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相よりもＺｒ等の元素Ｍの濃度が高いＭリッチプレートレット相であり、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸と垂直に形成される。例えば、プレートレット相のＺｒ濃度がＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相よりも高い場合、該プレートレット相をＺｒリッチプレートレット相ともいう。なお、本実施形態では、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸として説明している。このＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸は磁化容易軸であるＴｂＣｕ７型結晶相におけるｃ軸と平行である。すなわち、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸は磁化容易軸と平行に存在している。
　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、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のＣｕ濃度よりも高い。Ｃｕリッチ相は、例えばＴｈ２Ｚｎ１７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ＣａＣｕ５型結晶相（１－５型結晶相）などが挙げられる。また、本実施形態の永久磁石は、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、Ｔｈ２Ｚｎ１７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。これを磁壁ピニング効果ともいう。
　２３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、３０原子％以上であることが好ましい。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の大きいＣｕリッチ相と磁壁ピニング効果の小さいＣｕリッチ相とが生じ、保磁力および角型比が低下する。より好ましいＣｕ濃度は３５原子％以上、さらに好ましくは４０原子％以上である。
　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、磁場の印加に対し、途中の磁場の印加により磁化が低下せず、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。角型比の悪化を抑制するためには、磁壁ピニング効果を大きくし、あるピニングサイトを仮に外れても別のピニングサイトで改めて磁壁のピニングを行い、磁化反転する領域を最小限に留めることが重要であると考えられる。
　さらに、本実施形態の永久磁石では、セル壁相だけでなく、Ｍリッチプレートレット相に沿った方向（例えばＭリッチプレートレット相に平行な方向（０００１面））にもＣｕリッチ相を形成することができることを見出した。なお、Ｍリッチプレートレット相に沿って形成されるＣｕリッチ相をＣｕリッチプレートレット相ともいう。Ｃｕリッチプレートレット相のＣｕ濃度は、７．５原子％以上であることが好ましい。また、Ｃｕリッチプレートレット相のＳｍ濃度は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相よりも高いことが好ましい。また、Ｃｕリッチプレートレット相の結晶構造は、ＣａＣｕ５型結晶相であってもよい。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。
　Ｃｕリッチプレートレット相は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を磁気的に分断する。このとき、Ｃｕリッチプレートレット相により分断されたＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相のそれぞれが単磁区となり、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のそれぞれにおいて磁化の反転は起きにくい。つまり、Ｃｕリッチプレートレット相は、磁壁移動の障壁となりうるため、ピニングサイトとして機能することができる。以上のように、Ｍリッチプレートレット相に沿ってＣｕリッチプレートレット相を形成することにより、ピニングサイトの数が多くなるため、磁壁ピニング効果が高くなり、良好な角型比、高保磁力、および高磁化を同時に実現することができる。
　また、Ｃｕリッチプレートレット相の析出密度を制御することにより、さらに角型比、保磁力等を改善することができる。例えば、Ｍリッチプレートレット相に垂直な方向において、金属組織の幅１μｍあたりの領域内に存在するＣｕリッチプレートレット相の数は、１０以上７０以下が好ましい。このとき、金属組織の幅方向は、Ｍリッチプレートレット相に垂直な方向と同じ方向とする。Ｃｕリッチプレートレット相の数が１０未満のときは角型比、保磁力の改善効果が少なく、７０よりも大きい場合、セル壁相でのＣｕ濃度が低くなり、かえって保磁力が減少してしまう。Ｍリッチプレートレット相と垂直な方向における金属組織の幅１μｍあたりの領域内に存在するＣｕリッチプレートレット相の数のより好ましい範囲は、１２以上６０以下、さらに好ましくは１５以上５５以下である。なお、垂直とは、垂直方向から±１０度以内の状態（略垂直）も含んでいてもよい。
　実際のサンプルにおいて、Ｃｕリッチプレートレット相は、他のＣｕリッチ相よりも厚さが薄い場合があり分析が困難であるが、例えば三次元アトムプローブ（３－Ｄｉｍｅｎｓｉｏｎ　Ａｔｏｍ　Ｐｒｏｂｅ：３ＤＡＰ）を用いることにより比較的容易に分析することができる。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。
　本実施形態における３ＤＡＰによるＣｕリッチプレートレット相の分析は、以下の手順で行われる。まず、試料をダイシングにより薄片化し、そこから収束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ　Ｉｏｎ　Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）でピックアップ・アトムプローブ（ＡＰ）用針状試料を作製する。さらに、作製した針状試料を用い、Ｍリッチプレートレット相に平行なＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相の原子面（０００３）の面間隔（およそ０．４ｎｍ）を基準にして、原子マップを作成する。そのように作成したアトムプローブデータをもとに作成されたＺｒ、Ｃｕ、およびＳｍの濃度プロファイルの例を図１（Ａ）、図１（Ｂ）、図１（Ｃ）にそれぞれ示す。
　図１（Ａ）において、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸と垂直な方向にＺｒリッチ相が形成され、図１（Ｂ）において、Ｚｒリッチ相に対し４５度以上１８０度未満の角度を有する（非平行である）Ｃｕリッチ相が形成されている。上記Ｚｒリッチ相がＺｒリッチプレートレット相に相当し、Ｃｕリッチ相がセル壁相に相当する。また、図１（Ｃ）では、Ｃｕリッチプレートレット相と同領域において、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相よりもＳｍ濃度が高い傾向が見られる。
　さらに、図１（Ｂ）において、Ｚｒリッチ相に沿って隣接する部分にもＣｕリッチ相が形成されている。上記Ｃｕリッチ相がＣｕリッチプレートレット相に相当する。なお、セル壁相となるＣｕリッチ相は、Ｃｕリッチプレートレット相となるＣｕリッチ相に接していることが好ましく、例えばＣｕリッチ相（セル壁相およびＣｕリッチプレートレット相）によりＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相を取り囲むことにより磁壁移動の抑制効果をさらに高めることができる。また、図１（Ｂ）では、１つのＺｒリッチプレートレット相に対して複数のＣｕリッチプレートレット相が形成されているが、これに限定されず、１つのＺｒリッチプレートレット相に対して少なくとも１つのＣｕリッチプレートレット相が形成されていればよい。また、１つのＺｒリッチプレートレット相に対して３以上のＣｕリッチプレートレット相が形成されていてもよい。
　上記Ｃｕリッチプレートレット相は、例えば以下のように定義される。まず、Ｚｒリッチプレートレット相に垂直な方向におけるＣｕ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１５ｎｍ×１５ｎｍ×１５ｎｍ、または１０ｎｍ×１０ｎｍ×１０ｎｍとすることが好ましい。上記解析により得られるＣｕの濃度プロファイルの模式図を図２に示す。図２において、横軸は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸と垂直な方向の測定距離を表しており、縦軸は、Ｃｕ濃度を表している。次に、図２に示すＣｕの濃度プロファイルのうち、最もＣｕ濃度の低い値ＰＣｕを求める（図２では５．０原子％）。さらに、上記の分析および解析を同一試料において５回行い、その平均値をセル相におけるＣｕ濃度ＣＣｕ－ｃｅｌｌと定義する。次に、同領域においてＣＣｕ－ｃｅｌｌの１．５倍の濃度を求める（図２では７．５原子％）。ＣＣｕ－ｃｅｌｌの１．５倍以上のＣｕ濃度である領域をＣｕリッチプレートレット相と定義する。図２の場合、ＣＣｕ－ｃｅｌｌの１．５倍以上のＣｕ濃度である領域内にピークが２つ存在するため、２つのＣｕリッチプレートレット相が存在するといえる。上記Ｃｕリッチプレートレット相が観察される場合、磁石特性の改善が認められる。
　また、上記解析により得られるＣｕの濃度プロファイルの模式図の他の例について図３に示す。図３の場合、ＣＣｕ－ｃｅｌｌの１．５倍以上のＣｕ濃度である領域内にピークが２つ存在する。しかしながら、ピーク間の領域においてもＣｕ濃度がＣＣｕ－ｃｅｌｌの１．５倍以上であり、ＣＣｕ－ｃｅｌｌの１．５倍以上のＣｕ濃度である領域内で２つのピークが連続している。よって、図３の場合、１つのＣｕリッチプレートレット相が存在するとみなすことができる。
　なお、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いたＴＥＭ－エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＴＥＭ－Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＴＥＭ－ＥＤＸ）によるマッピングを用いてもＣｕリッチプレートレット相を観察することができる。マッピングは、例えば２００ｋ倍の倍率で行うことが好ましい。磁場配向させた焼結体からなる永久磁石では、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸を含む断面を観察する。各元素についてマッピング像を作成すると、Ｚｒリッチプレートレット相に沿ってＣｕリッチプレートレット相が形成されていることを確認することができる。
　本実施形態では、３ＤＡＰによる分析およびＴＥＭによる観察を焼結体の内部に対して行う。例えば、焼結体の表面のうち、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、最長の辺に垂直（曲線の場合は中央部の法線と垂直）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、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）と定義する。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なる。
　また、Ｃｕリッチプレートレット相密度は、例えば以下のように定義される。３ＤＡＰによる分析により示されるＭリッチプレートレット相と垂直な方向において、金属組織の幅１μｍあたりの領域内に存在するＣｕリッチプレートレット相の数を計数する動作を、５箇所で行う。その５箇所のＣｕリッチプレートレット相の数の平均値をＣｕリッチプレートレット相密度ｎ（単位面積あたりのＣｕリッチプレートレット相の数）と定義する。
　なお、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Ｍｒと保磁力ｉＨＣおよび最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを求める。このとき、Ｍｒ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）＝Ｍｒ ２／４μ０・・・（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）
　なお、本実施形態の永久磁石は、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本実施形態の磁石材料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。本実施形態の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、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。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、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ことができる。ストリップキャスト法を用いた合金薄帯の作製では、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、結晶粒が単磁区サイズ以下に微細化してしまう等、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。また、アーク溶解や高周波溶解後に鋳造する等により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もできる。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。
　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ＴｂＣｕ７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２３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２３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２３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。
　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。さらにこの圧粉体を、１１００℃以上１２１０℃以下、１時間以上１５時間以下で焼結することにより緻密な焼結体が得られる。例えば、焼結温度が１１００℃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、１２１０℃よりも高い場合、粉末中のＳｍが過剰に蒸発する等で磁気特性が低下する場合がある。より好ましい焼結温度は１１５０℃以上１２０５℃以下であり、さらに好ましくは１１６５℃以上１１９５℃以下である。一方、焼結時間が１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、かつ結晶粒界比率が高くなることにより、磁化が低下しやすい。また、焼結時間が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。より好ましい焼結時間は２時間以上１３時間以下であり、さらに好ましくは４時間以上１０時間以下である。なお、真空中またはアルゴンガス中で熱処理を行うことにより酸化を抑制することができる。また、焼結温度近くになるまで真空を維持し、その後Ａｒ雰囲気に切り替え、等温維持することにより焼結体密度を向上させることができる。
　次に、得られた焼結体に対して、溶体化処理を施して結晶組織を制御する。例えば、１１００℃以上１１９０℃以下、３時間以上２８時間以下で溶体化処理を行うことにより、相分離組織の前駆体であるＴｂＣｕ７型結晶相が得られやすい。
　熱処理温度が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ＴｂＣｕ７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。熱処理温度は、好ましくは１１１０℃以上１１８０℃以下、さらに好ましくは１１２０℃以上１１７０℃以下である。
　また、熱処理時間が３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、焼結体の結晶粒径が小さくなりやすく、結晶粒界比率が高くなり磁化が低下しやすい。また、熱処理温度が２８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。熱処理時間は、好ましくは４時間以上２４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。また、焼結と連続して溶体化処理を行ってもよい。
　さらに、等温保持後に急冷を行う。急冷を行うことにより、室温であってもＴｂＣｕ７型結晶相を維持させることができる。急冷速度を１７０℃／分以上とすることによりＴｂＣｕ７型結晶相が安定化させることができ保磁力が発現しやすくなる。例えば、冷却速度が１７０℃／分未満の場合、冷却中にＣｅ２Ｎｉ７型結晶相（２－７相）が生成されやすくなる。２－７相の存在により磁化が低下する場合があり、また、保磁力も低下する場合がある。２－７相はＣｕが濃化されていることが多く、これにより主相中のＣｕ濃度が低下し、時効処理による相分離が起きにくくなるためである。特にＦｅ濃度を２３原子％以上含む組成では冷却速度が重要となりやすい。
　次に、急冷後の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、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相やＣｕリッチ相等の複数の相に相分離させることを目的としている。
　一般的なＳｍ－Ｃｏ系磁石では、Ｍリッチプレートレット相が析出し、その後ＴｂＣｕ７型結晶相がＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相やＣｕリッチ相等の複数の相に相分離するといわれている。このとき、Ｍリッチプレートレット相は、ＴｂＣｕ７型結晶相との粒界面における元素拡散パスとして働くとされており、保磁力を得るために有効な相であるといわれている。しかしながら、Ｍリッチプレートレット相の析出は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相と格子整合しないおそれがある。格子不整合部があると磁化反転核が形成されやすくなり、保磁力の低下や角型比の悪化の原因となる。これに対し、Ｍリッチプレートレット相とＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相とのひずみを緩和させるような相（緩和相）を生成させることができれば、保磁力や角型比が改善される可能性が高い。しかしながら、上記緩和相を生成するためには、Ｍリッチプレートレット相に先だってＣｕリッチ相を生成させる必要がある。
　そこで、本実施形態では、溶体化処理の後、時効処理を予備時効処理と本時効処理に分け、予備時効処理において保持温度や時間、または保持後の徐冷速度を厳密に制御することが緩和の生成に有効であることを見出した。
　例えば、予備時効処理温度は、Ｍリッチプレートレット相が生成しやすい温度よりも低いことが好ましい。これにより、Ｍリッチプレートレット相に先だってＣｕリッチ相を析出させることができる。また、予備時効処理温度は、本時効処理温度よりも一定温度以上低いことが好ましい。これにより、核生成頻度が高くなり、母相全体にＣｕリッチ相を緻密に形成することができる。一方で、元素の拡散速度が遅いため、核生成しにくくなるおそれもある。そこで、低温で長時間保持することにより核生成を促進させることができる。さらに、予備時効処理後の徐冷速度を遅くすることにより、Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度が高くなることを見出した。
　また、上記予備時効処理を行うと、Ｃｕリッチな核が母相全体に生成され、その後の本時効処理において、多くのＣｕリッチな核はセル壁相として成長していくが、一部のＣｕリッチな核はＭリッチプレートレット相が生成する際にプレートレット相と母相の界面にとどまり、Ｃｕリッチ相を形成する。上記Ｃｕリッチ相がＣｕリッチプレートレット相に相当する。
　例えば、予備時効処理では、５５０℃以上８５０℃以下で４時間以上２０時間以下保持した後、０．９℃／分以下の冷却速度で２０℃以上３５０℃以下まで徐冷する。なお、予備時効処理温度が５５０℃よりも低いと、Ｃｕリッチ相の密度が高くなり、Ｃｕリッチ相の体積分率が大きくなり、さらに、Ｃｕリッチ相毎のＣｕ濃度が低くなる。これにより、かえって磁壁ピニング効果が低くなり、その後本時効処理を行っても保磁力が上がりにくくなってしまい、また、角型比の悪化や、磁化の低下等が起こる場合がある。これは元素の拡散挙動が関与していると考えられる。例えば、Ｃｕリッチ相の体積分率が高くなると磁化を担う相であるＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相の体積分率が減るため、磁化が低下する。また、予備時効温度が８５０℃よりも高くなると、角型比改善効果が小さくなる場合がある。より好ましい予備時効温度は５５０℃以上７５０℃以下であり、さらに好ましくは６００℃以上７１０℃以下である。
　また、上記時効処理では、予備時効処理温度と本時効処理温度の関係に注意しなければならない。予備時効処理温度を低くすることにより角型比がさらに改善されるが、保磁力を大きくすることが困難となる。保磁力低下の原因の一つとしては、本時効処理によりセル壁相が十分に形成されないことが考えられる。これに対し、例えば本時効処理温度を上げて元素拡散を促成させる。具体的には予備時効処理温度と本時効処理温度の差を１３０℃以上に設定することにより、２３原子％以上のＦｅを含む組成においても、Ｃｕリッチプレートレット相のＣｕ濃度を高くすることができる。よって、良好な角型比、高保磁力、および高磁化を同時に実現することができる。
　さらに、本時効処理では、７５０℃以上８８０℃以下で２時間以上８０時間以下保持した後、０．２℃／分以上２℃／分以下の冷却速度で３００℃以上６５０℃以下まで徐冷する。このとき、３００℃以上６５０℃以下で一定時間保持することにより保磁力を改善することもできる。このときの保持時間は１時間以上６時間以下が好ましい。
　また、上述の予備時効処理および本時効処理に加え、本時効処理後の徐冷速度を０．５℃／分未満とすることにより、単位面積あたりのＣｕリッチプレートレット相の数を増やすことができるため、さらに角型比を良好にすることができ、保磁力を高めることができ、磁化を高めることができる。
　また、真空中またはアルゴン等の不活性ガス中で予備時効処理および本時効処理を行うことにより、焼結体の酸化を抑制することができる。
　以上により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、本実施形態のモータと発電機について、図面を参照して説明する。図４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４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５は本実施形態による可変磁束モータを示す図である。図５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５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６は本実施形態による発電機を示している。図６に示す発電機２１は、本実施形態の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。
（実施例１、実施例２）
　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。上記合金インゴットを１１７５℃で８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。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、合金粉末の圧縮成形体を焼結炉チャンバ内に配置し、チャンバ内を真空状態にした後に１１８０℃まで昇温させそのまま１分間保持し、その後にＡｒガスを導入し、Ａｒ雰囲気中で１１９５℃まで昇温させ、その温度で６時間保持して本焼結を行った。
　本焼結工程に引き続いて、焼結体を１１６０℃で８時間保持して溶体化処理を行った。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、表２に示すように、予備時効処理として７１０℃で６時間保持した後に３００℃まで０．９℃／分の速度で徐冷し、さらに本時効処理として８４５℃で２０時間保持した。このような条件下で時効処理を行った焼結体を４２０℃まで０．７℃／分の速度で徐冷し、その温度で２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。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。
　また、誘導結合発光プラズマ（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、ポリエチルアクリレート（ＰＥＡ）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、上記磁石のＣｕリッチプレートレット相の有無、Ｍリッチプレートレット相に垂直な方向における金属組織の幅１μｍあたりの領域内に存在するＣｕリッチプレートレット相の数、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（実施例３、実施例４、実施例５）
　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１１７０℃、１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プレス成形して圧縮成形体を作製した。
　次に、合金粉末の圧縮成形体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度８．５×１０－３Ｐａの真空状態にした後に１１６０℃まで昇温させ、そのまま１５分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１８５℃まで昇温し、そのまま４時間保持して本焼結を行った。次に、焼結体を１１２５℃で１２時間保持して溶体化処理を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を－１８０℃／分とした。
　次に、溶体化処理後の焼結体を、表２に示すように予備時効処理として６８５℃で８時間保持した後に２００℃まで０．７℃／分の速度で徐冷した。その後、本時効処理として８３０℃で３０時間保持し、３９０℃まで０．４５℃／分で徐冷した。その温度で２時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。上記磁石の組成は表１に示す通りである。なお、他の実施例と同様に上記磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。また、上記磁石のＣｕリッチプレートレット相の有無、Ｍリッチプレートレット相に垂直な方向における金属組織の幅１μｍあたりの領域内に存在するＣｕリッチプレートレット相の数、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（実施例６）
　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１１７０℃、６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プレス成形して圧縮成形体を作製した。
　次に、合金粉末の圧縮成形体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度７．０×１０－３Ｐａの真空状態にした後に１１６５℃まで昇温させ、そのまま２０分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１９５℃まで昇温させ、そのまま４時間保持して本焼結を行った。次に、焼結体を１１３０℃で１２時間保持して溶体化処理を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を－２６０℃／分とした。
　次に、溶体化処理後の焼結体を、表２に示すように予備時効処理として６８０℃で１０時間保持し、３５０℃まで０．６℃／分の速度で徐冷した。その後、本時効処理として８２０℃で３５時間保持し、３６０℃まで０．８℃／分の速度で徐冷を行い、そのまま１．５時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。得られた磁石の組成は表１の通りである。なお、他の実施例と同様に上記磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。また、上記磁石のＣｕリッチプレートレット相の有無、Ｍリッチプレートレット相に垂直な方向における金属組織の幅１μｍあたりの領域内に存在するＣｕリッチプレートレット相の数、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（実施例７）
　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１１７０℃、１０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プレス成形して圧縮成形体を作製した。
　次に、合金粉末の圧縮成形体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度９．０×１０－３Ｐａの真空状態にした後に１１５５℃まで昇温させ、そのまま６０分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１８０℃まで昇温させ、そのまま１２時間保持して本焼結を行った。次に、焼結体を１１２０℃で１６時間保持して溶体化処理を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を－２８０℃／分とした。
　次に、溶体化処理後の焼結体を、表２に示すように予備時効処理として６７０℃で１５時間保持した後に３００℃まで０．５℃／分の速度で徐冷した。その後、本時効処理として８４０℃で３５時間保持し、４００℃まで０．６℃／分の速度で徐冷を行い、そのまま１．５時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。得られた磁石の組成は表１の通りである。なお、他の実施例と同様に上記磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。また、上記磁石のＣｕリッチプレートレット相の有無、Ｍリッチプレートレット相に垂直な方向における金属組織の幅１μｍあたりの領域内に存在するＣｕリッチプレートレット相の数、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（実施例８）
　各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波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に対し粗粉砕を実施した後に１１６０℃、８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プレス成形して圧縮成形体を作製した。
　次に、合金粉末の圧縮成形体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度８．０×１０－３Ｐａの真空状態にした後に１１６５℃まで昇温させ、そのまま３０分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１２０℃まで昇温させ、そのまま４時間保持して本焼結を行った。次に、焼結体を１１４０℃で１２時間保持して溶体化処理を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を－１８０℃／分とした。
　次に、液体化処理後の焼結体を、表２に示すように予備時効処理として６７５℃で６時間保持した後に３００℃まで０．９℃／分の速度で徐冷した。その後、本時効処理として８３０℃で３０時間保持し、４００℃まで０．５５℃／分の速度で徐冷し、そのまま１．５時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。なお、他の実施例と同様に上記磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。また、上記磁石のＣｕリッチプレートレット相の有無、Ｍリッチプレートレット相に垂直な方向における金属組織の幅１μｍあたりの領域内に存在するＣｕリッチプレートレット相の数、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（実施例９、実施例１０）
　実施例８と同組成の合金粉末を原料に用い、磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度９．０×１０－３Ｐａの真空状態にした後に実施例８と同様の方法で本焼結および溶体化処理を行った。
　さらに表２に示すように、実施例９では、予備時効処理として６７５℃で１５時間保持した後に３００℃まで０．９℃／分の速度で徐冷し、実施例１０では、予備時効処理として６７５℃で６時間保持した後に３００℃まで０．６℃／分の速度で徐冷した。その後、本時効処理として８３０℃で３０時間保持し、４００℃まで０．５５℃／分の速度で徐冷し、そのまま１．５時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。得られた各磁石の組成は表１に示す通りである。なお、他の実施例と同様に上記各磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。また、上記磁石のＣｕリッチプレートレット相の有無、Ｍリッチプレートレット相に垂直な方向における金属組織の幅１μｍあたりの領域内に存在するＣｕリッチプレートレット相の数、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（実施例１１、実施例１２）
　実施例８と同組成の合金粉末を原料に用い、磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度９．０×１０－３Ｐａの真空状態にした後に実施例８と同様の方法で本焼結および溶体化処理を行った。
　さらに表２に示すように、予備時効処理として６７５℃で１５時間保持した後に３００℃まで０．６℃／分の速度で徐冷した。その後、本時効処理として８３０℃で３０時間保持し、実施例１１では４００℃まで０．５５℃／分の速度で徐冷し、実施例１２では、４００℃まで０．３５℃／分の速度で徐冷した。さらに、そのまま１．５時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。得られた各磁石の組成は表１に示す通りである。なお、他の実施例と同様に上記各磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。また、上記磁石のＣｕリッチプレートレット相の有無、Ｍリッチプレートレット相に垂直な方向における金属組織の幅１μｍあたりの領域内に存在するＣｕリッチプレートレット相の数、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（実施例１３）
　実施例８と同組成の合金粉末を原料に用い、磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度９．０×１０－３Ｐａの真空状態にした後に実施例８と同様の方法で本焼結および溶体化処理を行った。
　さらに表２に示すように、予備時効処理として６７５℃で１５時間保持した後に３００℃まで０．６℃／分の速度で徐冷した。その後、本時効処理として８３０℃で３０時間保持し、４００℃まで０．２２℃／分の速度で徐冷し、そのまま１．５時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。得られた各磁石の組成は表１に示す通りである。なお、他の実施例と同様に上記各磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。また、上記磁石のＣｕリッチプレートレット相の有無、Ｍリッチプレートレット相に垂直な方向における金属組織の幅１μｍあたりの領域内に存在するＣｕリッチプレートレット相の数、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（比較例１、比較例２）
　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のそれぞれと同一の方法で作製した。上記各磁石のＣｕリッチプレートレット相の有無、Ｍリッチプレートレット相に垂直な方向における金属組織の幅１μｍあたりの領域内に存在するＣｕリッチプレートレット相の数、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
（比較例３ないし比較例５）
　実施例８と同組成の合金粉末を原料に用い、磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。この圧縮成形体を焼成炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空度９．０×１０－３Ｐａの真空状態にした後に実施例８と同様の方法で本焼結および溶体化処理を行った。
　さらに、表２に示すように、比較例３では、予備時効処理として６７５℃で２時間保持した後に３００℃まで０．９℃／分の速度で徐冷し、その後、本時効処理として８３０℃で３０時間保持し、４００℃まで０．５５℃／分の速度で徐冷し、そのまま１．５時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。
　また、表２に示すように、比較例４では、予備時効処理として６７５℃で６時間保持した後に３００℃まで２．１℃／分の速度で徐冷し、その後、本時効処理として８３０℃で３０時間保持し、４００℃まで０．５５℃／分の速度で徐冷し、そのまま１．５時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。
　また、表２に示すように、比較例５では、予備時効処理として６７５℃で６時間保持した後に３００℃まで０．９℃／分の速度で徐冷し、その後、本時効処理として７９０℃で３０時間保持し、４００℃まで０．５５℃／分の速度で徐冷し、そのまま１．５時間保持し、その後、室温まで炉冷することにより磁石を得た。
　上記各磁石の組成は表１に示す通りである。なお、他の実施例と同様に上記磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。また、上記各磁石のＣｕリッチプレートレット相の有無、Ｍリッチプレートレット相に垂直な方向における金属組織の幅１μｍあたりの領域内に存在するＣｕリッチプレートレット相の数、角型比、保磁力、および残留磁化を表３に示す。
　表１ないし表３から明らかなように、実施例１ないし実施例１３の永久磁石では、例えばＳｍ濃度が１２．９３％である比較例１の永久磁石やＺｒ濃度が５．２８％である比較例２の永久磁石と比較して、Ｃｕリッチプレートレット相が形成され、いずれも良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、永久磁石を構成する各元素の量を調整することにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
　また、実施例８ないし実施例１１の永久磁石では、例えば予備時効処理時間が２時間である比較例３の永久磁石と比較して、Ｃｕリッチプレートレット相が形成され、いずれも良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、予備時効処理後時間を制御することにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
　また、実施例８ないし実施例１１の永久磁石では、例えば予備時効処理後の徐冷速度が２．１℃／分である比較例４の永久磁石と比較して、Ｃｕリッチプレートレット相が形成され、いずれも良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、予備時効処理後の徐冷速度を制御することにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
　また、実施例８ないし実施例１１の永久磁石では、本時効処理温度が７９０℃であり、予備時効処理温度と本時効処理温度との温度差が１１５℃である比較例５の永久磁石と比較して、Ｃｕリッチプレートレット相があり、いずれも良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、本時効処理温度、および予備時効処理温度と本時効処理温度との温度差を制御することにより、磁石特性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１３の永久磁石では、Ｃｕリッチプレートレット相を有することにより、Ｆｅ濃度が２３％以上の場合であっても、いずれも良好な角型比、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、実施例１ないし実施例１３の永久磁石は、磁石特性に優れていることが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　１…永久磁石モータ、２…ステータ、３…ロータ、４…鉄心、５…永久磁石、１１…可変磁束モータ、１２…ステータ、１３…ロータ、１４…鉄心、１５…固定磁石、１６…可変磁石、２１…可変磁束発電機、２２…ステータ、２３…ロータ、２４…タービン、２５…シャフト、２６…ブラシ。

Claims (9)

  1. 　組成式：ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｔＣｏ１００－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種の元素、ＭはＺｒ、Ｔｉ、およびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素、ｐは１０．５≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２３≦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）
    で表される組成と、
    　Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を有するセル相と、前記Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を区切るように形成されたセル壁相と、前記Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸と垂直に形成され、前記セル相よりもＭ元素の濃度が高いＭリッチプレートレット相と、前記Ｍリッチプレートレット相に沿って形成され、前記セル相よりもＣｕ濃度が高いＣｕリッチプレートレット相と、を含む金属組織と、
    を具備する永久磁石。
  2. 　前記Ｍリッチプレートレット相に垂直な方向において、前記金属組織の幅１μｍあたりの領域内に存在する前記Ｃｕリッチプレートレット相の数が１０以上７０以下である、請求項１に記載の永久磁石。
  3. 　前記Ｃｕリッチプレートレット相のＳｍ濃度が前記セル相よりも高い、請求項１に記載の永久磁石。
  4. 　前記Ｃｕリッチプレートレット相がＣａＣｕ５型結晶相である、請求項１に記載の永久磁石。
  5. 　前記Ｃｕリッチプレートレット相のＣｕ濃度が７．５原子％以上である、請求項１に記載の永久磁石。
  6. 　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。
  7. 　前記組成式におけるＣｏの２０原子％以下がＮｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、およびＷから選ばれる少なくとも１種の元素で置換されている、請求項１に記載の永久磁石。
  8. 　請求項１に記載の永久磁石を具備するモータ。
  9. 　請求項１に記載の永久磁石を具備する発電機。
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