WO2015140836A1 - 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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将起 遠藤
桜田　新哉
陽介 堀内
直幸 眞田
将也 萩原
忠彦 小林
剛史 小林
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株式会社 東芝
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Definitions

  • the invention of the embodiments relates to a permanent magnet, a motor, and a generator.
  • high performance rare earth magnet In recent years, interest in resources and the environment has increased, and research and development related to clean energy and energy conservation have attracted attention.
  • high performance rare earth magnets include Sm—Co magnets and Nd—Fe—B magnets. In these magnets, 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 (BH max ) of permanent magnets. ing.
  • BH max maximum magnetic energy product
  • a variable magnetic flux type motor has been proposed, which contributes to higher efficiency of the motor.
  • ⁇ Nd-Fe-B magnets have low heat resistance, and the magnet characteristics are remarkably deteriorated in high temperature use environments such as hybrid vehicles.
  • a method for increasing the heat resistance by adding Dy is known, but another solution is desired because Dy is expensive.
  • 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 the group consisting of Hf, p is a number satisfying 10 ⁇ p ⁇ 13.5 atomic%, q is a number satisfying 25 ⁇ q ⁇ 40 atomic%, and r is 0.88 ⁇ r ⁇ 7.2 atomic%, t is a number satisfying 3.5 ⁇ t ⁇ 13.5 atomic%) and a main component having a Th 2 Zn 17 type crystal phase.
  • a metal structure comprising a phase and a grain boundary phase provided between crystal grains constituting the main phase.
  • the formula 0.001 ⁇
  • 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 the group consisting of Zr, Ti, and Hf, and p satisfies 10 ⁇ p ⁇ 13.5 atomic%)
  • Q is a number satisfying 25 ⁇ q ⁇ 40 atomic%
  • r is a number satisfying 0.88 ⁇ r ⁇ 7.2 atomic%
  • t satisfies 3.5 ⁇ t ⁇ 13.5 atomic%
  • the composition represented by this is comprised.
  • 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 scandium (Sc) and yttrium (Y) can be used.
  • Sc scandium
  • Y yttrium
  • Sm samarium
  • Ce cerium
  • Nd neodymium
  • Pr Praseodymium
  • the performance of the magnet material for example, the coercive force
  • the coercive force can be increased by setting the content p of the R element to 10 atomic% or more and 13.5 atomic% or less. If the content p of the R element is too small, a large amount of ⁇ -Fe precipitates and the coercive force becomes small, and if the content p of the R element is too large, the saturation magnetization decreases. For this reason, the content p of the R element is set to 10 atom% or more and 13.5 atoms or less.
  • the content p of the R element is more preferably 10.2 atomic% or more and 13 atomic% or less, and further preferably 10.5 atomic% or more and 12.5 atomic% 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 content r of the M element is preferably 0.88 atomic% or more and 7.2 atomic% or less.
  • the M element for example, one or more elements selected from the group consisting of titanium (Ti), zirconium (Zr), and hafnium (Hf) are used.
  • Ti titanium
  • Zr zirconium
  • Hf hafnium
  • the content r of the M element is set to 0.88 atomic% or more and 7.2 atomic% or less.
  • the content r of the element M is more preferably 1.14 atom% or more and 3.58 atom% or less, and further preferably 1.49 atom% or more and 2.24 atom% or less.
  • the M element 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.
  • 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 t is preferably, for example, 3.5 atomic% or more and 13.5 atomic% or less. When the Cu content t is too large, the magnetization is remarkably reduced. If the Cu content t is too small, it is difficult to set the Cu concentration in the main phase to 5 atomic% or more, and it becomes difficult to obtain a high coercive force and a good squareness ratio. Therefore, the Cu content t is set to 3.5 atomic% or more and 13.5 atomic% or less.
  • the Cu content t is more preferably 3.9 atomic% or more and 9.0 atomic% or less, and further preferably 4.2 atomic% or more and 7.2 atomic% or less.
  • Fe is an element mainly responsible for the magnetization of the magnet material.
  • the Fe content q is preferably 25 atom% or more and 40 atom% or less. If the Fe content q is too small, the intended magnetic properties cannot be obtained. Further, the saturation magnetization of the magnet material can be increased by containing a large amount q of Fe, but if the amount is too large, it becomes difficult to obtain a desired crystal phase by precipitation of ⁇ -Fe or phase separation, The coercive force may be reduced. For this reason, the content q of Fe is set to 25 atom% or more and 40 atom% or less.
  • the Fe content q is more preferably 26 atom% or more and 36 atom% or less, and further 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 the thermal stability of the magnet characteristics can be improved. If the amount of Co is small, these effects are reduced. However, when Co is added excessively, the proportion of Fe is relatively reduced, and the magnetization is lowered. Further, by substituting 20 atomic% or less of Co with one or more elements selected from the group consisting of Ni, V, Cr, Mn, Al, Si, Ga, Nb, Ta, and W, magnet characteristics, for example, retention. Magnetic force can be increased.
  • the R—Fe—M—Cu—Co permanent magnet as described above includes a main phase having a hexagonal Th 2 Zn 17 type crystal phase (2-17 type crystal phase) and crystal grains constituting the main phase. And a grain boundary phase provided between the two-dimensional metal structure. Further, the main phase has a phase separation structure including a cell phase having a Th 2 Zn 17 type crystal phase and a cell wall phase. The cell phase is divided by the cell wall phase, and the above structure is also called a cell structure.
  • the cell wall phase has, for example, a hexagonal CaCu 5 type crystal phase (1-5 type crystal phase).
  • the phase separation structure is obtained by, for example, sintering a green compact of a raw material alloy, forming a precursor of a TbCu 7- type crystal phase (1-7-type crystal phase) by solution treatment, and further performing an aging treatment to obtain a phase. It is formed by performing separation.
  • the high coercive force of the permanent magnet of this embodiment is manifested by the two-phase separated structure.
  • it is important to set the cell phase to a single domain particle size or less (submicron order) and to set the cell wall phase to a domain wall width or more.
  • the operation of the cell phase will be described. By making the cell phase smaller than the single magnetic domain particle size, the probability of magnetic domain formation in the cell phase decreases. Thereby, a high coercive force close to the potential value expected from the magnetic anisotropy of the material can be obtained.
  • the operation of the cell wall phase will be described.
  • the cell wall phase has a higher magnetic anisotropy than the cell phase. Therefore, the magnetic anisotropy in the cell phase is improved by exchange coupling.
  • the phase separation structure depends on the stability of the TbCu 7 type crystal phase formed as a precursor in the solution treatment.
  • the formation region of the thermal equilibrium state of the precursor TbCu 7- type crystal phase is determined by, for example, the reciprocal of the atomic ratio of R element (1 / p x ), the heat treatment temperature T, and further the atomic ratio (q y ) of Fe.
  • a composition distribution exists a certain amount of alloy heterogeneous phase such as a Th 2 Zn 17 type crystal phase is generated.
  • This Th 2 Zn 17 type crystal phase has the same crystal structure as the cell phase, but the cell volume is significantly larger than the single domain grain size. Therefore, the probability of nucleation generation is high and the domain wall propagation is easy, resulting in a low coercive force.
  • the second factor is that a region having a relatively weak domain wall pinning effect is generated in the phase-separated structure. In that case, the domain wall easily propagates and the magnetization reversal is completed in a low magnetic field. As a result, distribution occurs in the coercive force between the cell phases, and the squareness ratio is reduced.
  • the squareness ratio depends on the magnetic anisotropy.
  • the magnetic anisotropy tends to decrease as the Fe concentration increases. Therefore, if the Fe concentration is not uniform between the crystal grains constituting the main phase or between the cell phases of the main phase, the variation in magnetic anisotropy becomes large and the squareness ratio deteriorates.
  • the R element has high volatility, and is easily volatilized from the crystal grain surface by heat treatment during production. For this reason, a compositional difference occurs between the inside and the surface of the crystal grains, and it becomes difficult to obtain a homogeneous TbCu 7 type crystal phase.
  • the permanent magnet of this embodiment has a small variation in R element in each crystal grain constituting the main phase, and satisfies the following formula (1).
  • p1 is the concentration (atomic%) of the R element in each crystal grain
  • p1 max is the maximum value in the above p1 in all crystal grains
  • p1 min is the minimum in the above p1 in all crystal grains. Value
  • the concentration of the R element not only between the crystal grains constituting the main phase but also between the cell phases of the main phase.
  • p2 is the concentration (atomic%) of R element in the whole cell phase in the crystal grain
  • p2 max is the maximum value in p2 in each cell phase of the crystal grain
  • p2 min is the crystal grain size. (It is the minimum value at p2 in all cell phases)
  • phase (4) is satisfied in each cell phase of the main phase.
  • q2 is the Fe concentration (atomic%) in each cell phase in the crystal grains
  • ⁇ q2 / (100-p2) ⁇ is the concentration of the constituent elements excluding p2 in each cell phase in the crystal grains.
  • the ratio of q2 to (atomic%), and ⁇ q2 / (100-p2) ⁇ max is the maximum value in the ratio ( ⁇ q2 / (100-p2) ⁇ ) in the whole cell phase of the crystal grains.
  • ⁇ Q2 / (100-p2) ⁇ min is the minimum value in the ratio ⁇ q2 / (100-p2) ⁇ in the whole cell phase of the crystal grains)
  • Satisfying the above formula (1) or (3) indicates that the variation in the concentration of the R element is small.
  • a homogeneous TbCu 7- type crystal phase precursor is easily formed in the entire metal structure, and the formation of a different phase Is suppressed. Therefore, a stable phase separation structure is formed.
  • variation in crystal characteristics of the main phase or magnet characteristics of the main phase is reduced. Therefore, it is possible to suppress nucleation and enhance the high domain wall pinning effect. Therefore, a squareness ratio can be obtained.
  • the ratio between the concentration of R element and the concentration of Fe is in the optimum range.
  • the formation region of the thermal equilibrium state of the precursor is determined by the concentration of the R element, the concentration of Fe, and the like.
  • the ratio of the concentration of the R element and the concentration of Fe is important in order to homogenize the Fe concentration.
  • the ratio of the concentration of R element and the concentration of Fe is in the optimum range, a stable phase separation structure is formed. Therefore, variation in composition, volume, and magnet characteristics in the crystal grains constituting the main phase or in the main phase can be reduced, and the squareness ratio can be increased.
  • the permanent magnet of this embodiment comprises the sintered compact provided with the said composition and metal structure.
  • the density of the sintered body is, for example, 8.2 ⁇ 10 3 kg / m 3 or more, preferably 8.25 ⁇ 10 3 kg / m 3 or more.
  • the density of the sintered body can be increased while reducing variations in the concentration of R element and the concentration of Fe.
  • the main phase may have a Cu-rich phase having a hexagonal CaCu 5 type crystal phase (1-5 type crystal phase).
  • the Cu rich phase is preferably formed so as to surround the cell phase, for example.
  • the above structure is also called a cell structure.
  • the cell wall phase may be a Cu rich phase.
  • 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. Note that “parallel” may include a state within ⁇ 10 degrees from the parallel direction (substantially parallel).
  • 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 concentration in the Cu-rich phase is preferably 1.2 times or more the Cu concentration in 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 composition of the macro structure such as crystal grains and grain boundary phases constituting the main phase, and the microstructure such as the cell phase and the cell wall phase is, for example, a scanning electron microscope (SEM), a transmission electron. Analysis can be performed using a microscope (Transmission Electron Microscope: TEM), energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX), or the like.
  • SEM scanning electron microscope
  • EDX energy dispersive X-ray spectroscopy
  • SEM-EDX capable of measurement over a wide range is used for the composition analysis of the crystal grains and the grain boundary phases constituting the main phase.
  • the measurement sample one obtained by cutting a sintered body into five or more pieces is used. At this time, the cut surface is arbitrary. Observe at a magnification of 400 to 1k.
  • the crystal grains constituting the main phase refer to a phase having the largest area ratio in the observation image obtained when the microscope is observed. At least 20 points or more are measured in the same crystal grain, and the average of the measured values excluding the maximum value and the minimum value for each element is taken as the composition value of the crystal grain.
  • the field of view can select at least 30 crystal grains, and the composition is determined by the above method.
  • one visual field is divided into 25 or more equal parts, and a composition analysis point is selected in each divided area.
  • Each of the measured R element concentrations (atomic%) in the 30 crystal grains is defined as p1, the maximum value in p1 in all crystal grains is defined as p1 max, and the minimum value in p1 of all crystal grains is defined as the above. p1 min .
  • each of the measured Fe concentrations (atomic%) in each of 30 crystal grains is set as q1, the maximum value in q1 in all crystal grains is set as q1 max, and the minimum value in q1 in all crystal grains is set. Is the q1 min .
  • TEM-EDX which is advantageous for measurement in a narrower range, is used for the composition analysis of the cell phase and the cell wall phase.
  • observation is performed at a magnification of 10k to 100k.
  • At least 20 points or more are measured in the same cell phase, and the average of the measured values excluding the maximum value and the minimum value for each element is taken as the composition value of the crystal grains.
  • at least 30 composition analysis points are arbitrarily selected in the visual field observed at the above magnification, and the composition is determined by the above method. At this time, one visual field is divided into 25 or more equal parts, and a composition analysis point is selected in each divided area.
  • Each of the measured R element concentrations (atomic%) within each of the 30 compositional analysis points (in the cell phase) is referred to as p2 above, the maximum value of p2 in all cell phases is referred to as p2 max, and The minimum value at p2 is defined as p2 min .
  • the concentrations of Fe in the 30 pieces of each composition analysis point measured (Cell Phase) (atomic%) and the q2, the maximum value of q2 in each cell phase and the q2 max, each cell phase the The minimum value in q2 is defined as q2 min .
  • the location of the grain boundary phase is specified, and the sample is processed so that the grain boundary phase enters the field of view using a focused ion beam (FIB).
  • FIB focused ion beam
  • the sample is a sample after aging treatment.
  • the sample is preferably an unmagnetized product.
  • a three-dimensional atom probe (3-Dimension Atom Probe: 3DAP) may be used for measuring the concentration of each phase element.
  • 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. Compared with TEM-EDX concentration measurement, the concentration of each element in the cell phase can be measured more accurately.
  • the analysis is not limited to 3DAP, and analysis by electron energy loss spectroscopy (Electron Energy Loss Spectroscopy: EELS) or analysis by a high angle scattering dark field (HAADF) image may be performed.
  • AP pick-up atom probe
  • Measurement by 3DAP is performed on the inside of the sintered body.
  • the measurement inside the sintered body is as follows. First, in the central part of the longest side in the surface having the maximum area, the composition is measured at the surface part and inside of the cross section cut perpendicularly to the side (in the case of a curve, perpendicular to the tangent to the central part). In the cross section, 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 that is 1/2 of 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 The 1% position is defined as the surface portion, and the 40% position is defined as the interior.
  • angular part has a curvature by chamfering etc., let the intersection which extended the adjacent edge
  • the reference line is a total of eight lines, each of the first reference line and the second reference line, and the measurement points are on the surface and inside. There are 8 places each. In the present embodiment, it is preferable that all of the eight portions in the surface portion and inside are within the above-described composition range, but it is sufficient that at least four portions in the surface portion and inside each are within the above-described composition range. In this case, the relationship between the surface portion and the inside at one reference line is not defined. Observation is performed after the observation surface inside the sintered body thus defined is polished and smoothed.
  • the permanent magnet of this embodiment is also used 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 manufacturing process of the permanent magnet in the present embodiment includes at least raw material alloy preparation, alloy powder preparation, green compact production, sintering, solution treatment, and aging treatment.
  • raw material alloy preparation a raw material alloy containing a predetermined element necessary for the synthesis of a permanent magnet is prepared. At this time, instead of using a mixture of a plurality of kinds of raw material alloys as a raw material alloy, by using only one kind of raw material alloy, in the produced permanent magnet, between crystal grains constituting the main phase or the main phase The variation in the concentration of R element and the concentration of Fe between the cell phases can be reduced. However, when only one kind of raw material alloy is used, a sufficient density may not be obtained in a sintered body obtained after sintering.
  • the raw material alloy in addition to the main raw material alloy, is prepared by adding a sintering aid having a higher R element concentration and lower Fe concentration than the main raw material alloy.
  • a sintering aid having a higher R element concentration and lower Fe concentration than the main raw material alloy.
  • the sintering aid for example, a material having a melting point lower than that of the main raw material alloy is preferably used. Thereby, since a raw material alloy becomes a liquid phase at the holding temperature at the time of sintering, sinterability can be improved. Moreover, it is preferable that the sintering aid has the same constituent elements as the main raw material alloy. By using the same constituent elements as the main raw material alloy, it becomes possible to apply the sintering aid without changing the basic technology cultivated through material research so far.
  • the addition amount of the sintering aid is preferably 5% or less by weight with respect to the main raw material alloy. More preferably, it is 4% or less by weight, and further preferably 3% or less by weight.
  • the interface of the fine powder derived from the main raw material alloy is covered with the liquid phase having a high R element composition, so that the R element is volatilized from the main raw material alloy which becomes a problem during sintering. Can be suppressed. Therefore, the uniformity of the concentration of the R element in the main raw material alloy fine powder, that is, the crystal grains constituting the main phase can be enhanced.
  • an alloy powder containing a predetermined element necessary for the synthesis of the permanent magnet is prepared using the raw material alloy.
  • an alloy powder can be prepared by producing a flaky alloy ribbon using a raw material alloy by a strip casting method or the like, 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 raw material alloy is pulverized into fine particles of the order of several ⁇ m, it is important to suppress the composition distribution between the fine powders. Therefore, for example, by using a homogeneous raw material alloy obtained by quenching the alloy powder using a strip casting method or the like, the homogeneity of the R element and Fe can be improved and the coercive force can be increased.
  • 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 diameter of 10 ⁇ m or more in the pulverized powder is 10% or less of the whole powder.
  • the Fe concentration is 25 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 25 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.
  • the elemental composition in the magnetic powder is obtained using a high frequency inductively coupled plasma (Inductively Coupled Plasma: ICP) emission spectroscopic analyzer.
  • the magnetic powder for measurement is preferably in a state of being pulverized by a jet mill or a ball mill. For example, measurement is performed 10 times, and an average value of the measurement values excluding the maximum value and the minimum value of the 10 measurement values is set as the measurement value. These analyzes may be performed on the powder before grinding. When two or more kinds of raw material powders with different composition ratios are mixed, the measured value is not the elemental composition calculated from each raw material powder, but the mixed powder selected from an arbitrary place after mixing thoroughly Used as
  • a powder compact with oriented crystal axes is produced by filling a mold placed in an electromagnet with an alloy powder and applying pressure molding while applying a magnetic field.
  • the green compact In sintering, the green compact is heat-treated by holding it at a temperature of 1215 ° C. or lower for 0.5 hours to 15 hours.
  • the temperature When the temperature is higher than 1215 ° C., the magnet characteristics may deteriorate due to excessive evaporation of the R element in the powder.
  • a more preferable holding temperature is 1205 ° C. or lower, and further, 1995 ° C. or lower.
  • the holding time is less than 0.5 hours, the density tends to be non-uniform, so the magnetization tends to decrease, and furthermore, the crystal grain size of the sintered body becomes smaller and the grain boundary phase ratio becomes higher. , Magnetization tends to decrease.
  • a more preferable holding time is 1 hour or more and 10 hours or less, and further preferably 1 hour or more and 4 hours or less.
  • concentration of Fe can be reduced by heat-processing in a high pressure inert gas atmosphere at the time of sintering.
  • the constituent elements of the raw material alloy are likely to volatilize. Thereby, even if it is the same composition, a difference arises in a constituent element density
  • the difference between the pressure in the processing chamber and the atmospheric pressure is preferably 1 kPa or more.
  • the pressure in the processing chamber may be adjusted by controlling the injection and discharge of the argon gas by PID program control using a pressure gauge without causing the Ar gas to flow.
  • PID program control is a control method for adjusting an error by proportional control (P control), integral control (I control), and differential control (D control).
  • the difference between the pressure in the processing chamber and the atmospheric pressure is preferably 3 kPa or more, more preferably 7 kPa or more, and further preferably 10 kPa or more.
  • the pressure of the sintered body is improved by maintaining a low-pressure (for example, 1 ⁇ 10 ⁇ 4 Torr or less) vacuum until it reaches the holding temperature, and then switching to a high-pressure inert gas atmosphere and holding it isothermally. be able to.
  • the degree of vacuum in the processing chamber in vacuum is preferably 9 ⁇ 10 ⁇ 2 Pa or less. When it exceeds 9 ⁇ 10 ⁇ 2 Pa, an oxide of R element is excessively formed, and the magnet characteristics may be deteriorated.
  • the solution treatment is a process for forming a TbCu 7- type crystal phase that becomes a precursor of a phase-separated structure.
  • a first solution treatment and a second solution treatment are performed.
  • the first solution treatment 0.5 hours or more and 20 hours or less in a temperature range where a liquid phase does not occur (a temperature lower than the holding temperature at the time of sintering and higher than the holding temperature at the time of the second solution treatment).
  • the heat treatment is performed.
  • heat treatment is performed by holding at a temperature of 1100 ° C. to 1200 ° C. for 0.5 hours to 40 hours.
  • the holding temperature at the time of the second solution treatment is less than 1100 ° C. or exceeds 1200 ° C., the ratio of the TbCu 7- type crystal phase present in the sample after the second solution treatment is small, and the magnet characteristics are deteriorated. There is a fear.
  • the holding temperature is preferably 1110 ° C. or higher and 1190 ° C. or lower, more preferably 1120 ° C. or higher and 1180 ° C. or lower.
  • the holding time during the second solution treatment is less than 0.5 hours, the constituent phases tend to be non-uniform, the coercive force tends to decrease, the crystal grain size of the metal structure tends to be small, The ratio of the field phase is increased and the magnetization is likely to be lowered. Further, if the holding temperature during the second solution treatment exceeds 40 hours, the magnet characteristics may be deteriorated due to evaporation of the R element in the sintered body.
  • the holding time is preferably 1 hour or more and 24 hours or less, and more preferably 1 hour or more and 12 hours or less.
  • the pressure in the processing chamber may be adjusted by controlling the injection and discharge of the inert gas by PID program control using a pressure gauge.
  • concentration of Fe can be reduced, and the homogeneity of a TbCu 7 type crystal phase can be improved.
  • the solution treatment may be performed in a vacuum.
  • rapid cooling is performed after isothermal holding.
  • the TbCu 7- type crystal phase can be stabilized and the coercive force is easily developed.
  • the cooling rate is less than 3 ° C./second, a Ce 2 Ni 7 type crystal phase (2-7 type crystal phase) is likely to be generated during cooling. Due to the presence of the 2-7 type crystal phase, the magnetization may decrease, and the coercive force may also decrease. This is because the 2-7 type crystal phase is often enriched with Cu, which lowers the concentration of Cu in the main phase and makes phase separation difficult due to aging treatment.
  • the cooling rate tends to be important in a composition containing an Fe concentration of 25 atomic% or more.
  • the cooling rate is preferably 5 ° C./second or more, more preferably 7 ° C./second or more.
  • An aging treatment is a treatment that increases the coercive force of a magnet by controlling the metal structure, and aims to phase-separate the metal structure of the magnet into a plurality of phases.
  • the temperature is gradually raised at a temperature rising rate of 0.5 ° C./min to 2 ° C./min, and the temperature is 10 ° C. or more and 40 ° C. or less lower than the set expected temperature for 40 hours or more and 80 hours.
  • heat treatment is performed by holding at a temperature of 750 ° C. to 900 ° C. for 4 hours to 40 hours. Thereby, the homogeneity of size and composition can be improved between crystal grains constituting the main phase and between main phases.
  • the holding temperature is higher than 900 ° C.
  • the cell phase becomes coarse, uniform phase separation is hindered, the composition and size of the phase separation structure tends to be nonuniform, and the squareness ratio tends to deteriorate.
  • the holding temperature is lower than 750 ° C.
  • a sufficient cell phase and cell wall phase cannot be obtained sufficiently, and it becomes difficult to develop coercive force.
  • the holding temperature is more preferably, for example, 760 ° C. or higher and 850 ° C. or lower, and further preferably 770 ° C. or higher and 830 or lower.
  • phase separation may be insufficient.
  • the total holding time is longer than 120 hours, the cell wall phase becomes excessively thick, and the squareness ratio may be deteriorated.
  • the cooling rate is more preferably 1.5 ° C./min or less, and further preferably 1 ° C./min or less. Note that cooling may be performed in multiple stages.
  • a sintered magnet can be obtained by the above process.
  • the homogeneity of the concentration of R element and Fe concentration is increased, for example, a high value of 8.2 ⁇ 10 3 kg / m 3 or more.
  • a sintered body having a density can be obtained.
  • 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. 1 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. 2 is a diagram 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. 3 shows the generator according to the present embodiment.
  • a generator 21 shown in FIG. 3 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 is weighed and mixed at a predetermined ratio so that the magnet material shown in Table 1 is obtained.
  • the R element and the M element are configured as follows.
  • Example 1 R element is 100% Sm and M element is 100% Zr.
  • Example 2 R element is 100% Sm, M element is 100% Zr.
  • Example 3 R element is 100% Sm, M element is 100% Zr.
  • Example 4 R element is 100% Sm, M element is 100% Zr.
  • Example 5 R element is 100% Sm, M element is 100% Zr.
  • Example 6 R element is 100% Sm, M element is 100% Zr.
  • Example 7 R element is 100% Sm, M element is 100% Zr.
  • Example 8 R element is 100% Sm, M element is 100% Zr.
  • Example 9 R element is 100% Sm, M element is 100% Zr.
  • Example 10 R element is 100% Sm and M element is 100% Zr.
  • Example 11 R element is 100% Sm and M element is 100% Zr.
  • Example 12 R element is 100% Sm, M element is 100% Zr.
  • Example 13 R element is 100% Sm, M element is 100% Zr.
  • Example 14 R element has Sm 80%, Nd 20%, M element Zr 100%.
  • Example 15 R element has Sm 80%, Ce 20%, M element Zr 100%.
  • Example 16 R element is 80% Sm, Tb is 20%, M element is Zr is 100%.
  • Example 17 R element has Sm of 80%, Tm of 20%, and M element has Zr of 100%.
  • Example 18 R element is 100% Sm, M element is 80% Zr, 20% Ti.
  • Example 19 R element is 100% Sm, M element is 80% Zr, and 20% Hf.
  • Example 1 10 kPa.
  • Example 2 3 kPa.
  • Example 3 10 kPa.
  • Example 4 5 kPa.
  • Example 5 3 kPa.
  • Example 6 10 kPa.
  • Example 7 10 kPa.
  • Example 8 10 kPa.
  • Example 9 10 kPa.
  • Example 10 10 kPa.
  • Example 11 10 kPa.
  • Example 12 10 kPa.
  • Example 13 10 kPa.
  • Example 14 10 kPa.
  • Example 15 10 kPa.
  • Example 16 10 kPa.
  • Example 17 10 kPa.
  • Example 18 10 kPa.
  • Example 19 10 kPa.
  • the temperature was raised to 1190 ° C. in an Ar atmosphere, and sintering was performed while maintaining the temperature at an ultimate temperature for 3 hours to 4 hours.
  • heat treatment was performed at 1180 ° C. for 4 hours as the first solution treatment, and solution treatment was performed at 1160 ° C. for 12 hours as the second solution treatment, followed by rapid cooling.
  • Example 1 The temperature was raised to 700 ° C. at a rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 1 hour (first heat treatment), and then held at 830 ° C. for 40 hours (second heat treatment). Heat treatment.
  • Example 2 The temperature was raised to 700 ° C. at a rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 1 hour, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Example 3 The temperature was raised to 700 ° C. at a rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 6 hours, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Example 4 Heated to 700 ° C.
  • Example 5 Heated to 700 ° C. at a temperature rising rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 6 hours, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Example 6 Heating up to 700 ° C. at a heating rate of 1.5 ° C./min, holding at the ultimate temperature for 1 hour, and then holding at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Example 7 Heated to 700 ° C. at a temperature rising rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 1 hour, and then held at 830 ° C.
  • Example 8 Heating up to 700 ° C. at a heating rate of 1.0 ° C./min, holding at the ultimate temperature for 1 hour, and then holding at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Example 9 Heating up to 740 ° C. at a heating rate of 1.5 ° C./min, holding at the ultimate temperature for 1 hour, and then holding at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Example 10 Heating up to 690 ° C. at a heating rate of 1.5 ° C./min, holding at the ultimate temperature for 1 hour, and then holding at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Example 11 Heating up to 740 ° C.
  • Example 12 Heated to 740 ° C. at a heating rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 1 hour, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Example 13 Heating up to 700 ° C. at a heating rate of 1.5 ° C./min, holding at the ultimate temperature for 1 hour, and then holding at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Example 14 Heated to 700 ° C. at a heating rate of 1.5 ° C./minute, held at the ultimate temperature for 1 hour, and then held at 830 ° C.
  • Example 15 Heated to 700 ° C. at a heating rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 1 hour, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Example 16 Heated to 700 ° C. at a heating rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 1 hour, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Example 17 Heating up to 700 ° C. at a heating rate of 1.5 ° C./min, holding at the ultimate temperature for 1 hour, and then holding at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Example 18 Heating up to 700 ° C.
  • Example 19 Heated to 700 ° C. at a heating rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 1 hour, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • the magnet was obtained by furnace-cooling to room temperature with the cooling rate of 0.5 degree-C / min.
  • 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 PFA volumetric flask and the volume was adjusted to obtain a sample solution.
  • 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.
  • the composition of the obtained magnet is as shown in Table 1.
  • 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 1160 ° C. and held at the ultimate temperature for 5 minutes, after which Ar gas is introduced and cooled Went.
  • the Ar gas amount was adjusted so that the pressure in the processing chamber was 1 kPa from the atmospheric pressure, and the temperature was raised to 1190 ° C. in an Ar gas atmosphere. Sintering was carried out while holding for at least 4 hours.
  • the first solution treatment was not performed, and the solution treatment was performed at 1160 ° C. for 12 hours as the second solution treatment, followed by rapid cooling.
  • the Ar gas amount was adjusted so that the difference between the pressure in the processing chamber and the atmospheric pressure was 10 kPa, the temperature was raised to 1190 ° C. in an Ar gas atmosphere, and the temperature reached 3 hours or more at the ultimate temperature. Sintering was performed while holding for less than an hour. Next, the first solution treatment was not performed, and the solution treatment was performed at 1160 ° C. for 12 hours as the second solution treatment, followed by rapid cooling.
  • Comparative Example 1 The temperature was raised to 700 ° C. at a heating rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 1 hour, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Comparative Example 2 The temperature was raised to 700 ° C. at a rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 1 hour, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Comparative Example 3 The temperature was raised to 720 ° C. at a rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 1 hour, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Comparative Example 4 The temperature was raised to 720 ° C. at a heating rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 1 hour, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Comparative Example 5 Heated to 780 ° C. at a heating rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 1 hour, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Comparative Example 6 Heated to 780 ° C. at a temperature rising rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 6 hours, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Comparative Example 7 Heated to 670 ° C.
  • Comparative Example 8 Heating was performed up to 700 ° C. at a temperature rising rate of 1.5 ° C./minute, held at the ultimate temperature for 1 hour, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Comparative Example 9 The temperature was raised to 700 ° C. at a rate of 1.5 ° C./min, held at the ultimate temperature for 1 hour, and then held at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • Comparative Example 10 Heat-up to 700 ° C. at a heating rate of 1.5 ° C./min, hold at the ultimate temperature for 1 hour, and then hold at 830 ° C. for 40 hours for heat treatment.
  • the magnet was obtained by furnace-cooling to room temperature with the cooling rate of 0.5 degree-C / min.
  • the permanent magnet of the example satisfying the formula (1) has a higher squareness ratio than the permanent magnet of the comparative example not satisfying the formula (1), and has a high squareness ratio exceeding 90%. Obtained.
  • the permanent magnet of the example satisfying the formula (2) has a squareness ratio higher than that of the permanent magnet of the comparative example not satisfying the formula (2), and is higher than 90%. A ratio was obtained.
  • the permanent magnet of the example satisfying the formula (3) has a higher squareness ratio than the permanent magnet of the comparative example not satisfying the formula (3), and is a high square shape exceeding 90%. A ratio was obtained. Further, as shown in FIG.
  • the permanent magnet of the example satisfying the formula (4) has a squareness ratio higher than that of the permanent magnet of the comparative example not satisfying the formula (4), and is a high square shape exceeding 90%. A ratio was obtained. From this, it can be seen that the permanent magnets of Examples 1 to 19 exhibit a good squareness ratio by satisfying the expressions (1) to (4).

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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からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素、ｐは１０≦ｐ≦１３．５原子％を満足する数、ｑは２５≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦７．２原子％を満足する数、ｔは３．５≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）で表される組成と、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備える金属組織とを具備する。結晶粒において、式：０．００１≦｜（１００／ｐ１ｍａｘ）－（１００／ｐ１ｍｉｎ）｜≦１．２（式中、ｐ１は各結晶粒内の前記Ｒ元素の濃度（原子％）であり、ｐ１ｍａｘは全結晶粒内の前記ｐ１における最大値であり、ｐ１ｍｉｎは全結晶粒内の前記ｐ１における最小値である）を満たす。

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。
　近年、資源や環境に対する関心が高まり、クリーンエネルギーや省エネルギーに関する研究開発が注目されている。その中の一つが高性能希土類磁石である。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。
　Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石は、耐熱性が低く、ハイブリッド自動車等の高温使用環境では磁石特性が著しく低下する。これに対し、Ｄｙを添加することにより耐熱性を高める方法が知られているが、Ｄｙは高価である等の問題から別の解決策が望まれている。
　一方、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悪化し、高耐熱性の利点が損なわれる傾向にあった。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からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素、ｐは１０≦ｐ≦１３．５原子％を満足する数、ｑは２５≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦７．２原子％を満足する数、ｔは３．５≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）で表される組成と、Ｔｈ２Ｚｎ１７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備える金属組織とを具備する。主相を構成する結晶粒において、式：０．００１≦｜（１００／ｐ１ｍａｘ）－（１００／ｐ１ｍｉｎ）｜≦１．２（式中、ｐ１は各結晶粒内のＲ元素の濃度（原子％）であり、ｐ１ｍａｘは全結晶粒内の上記ｐ１における最大値であり、ｐ１ｍｉｎは全結晶粒内の上記ｐ１における最小値である）を満たす。
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。 永久磁石の組成と角型比との関係を示す図である。 永久磁石の組成と角型比との関係を示す図である。 永久磁石の組成と角型比との関係を示す図である。 永久磁石の組成と角型比との関係を示す図である。
　以下、実施形態について、図面を参照して説明する。なお、図面は模式的なものであり、例えば厚さと平面寸法との関係、各層の厚さの比率等は現実のものとは異なる場合がある。また、実施形態において、実質的に同一の構成要素には同一の符号を付し説明を省略する。
（第１の実施形態）
　本実施形態の永久磁石について以下に説明する。
＜永久磁石の構成例＞
　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からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素、ｐは１０≦ｐ≦１３．５原子％を満足する数、ｑは２５≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦７．２原子％を満足する数、ｔは３．５≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）で表される組成を具備する。
　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、例えばスカンジウム（Ｓｃ）、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元素の含有量ｐを、１０原子％以上１３．５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元素の含有量ｐがあまり少ないと、多量のα－Ｆｅが析出して保磁力が小さくなり、Ｒ元素の含有量ｐがあまり多いと飽和磁化が低下する。このため、Ｒ元素の含有量ｐを、１０原子％以上１３．５原子以下とした。Ｒ元素の含有量ｐは、１０．２原子％以上１３原子％以下であることがより好ましく、さらに、１０．５原子％以上１２．５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元素の含有量ｒは、０．８８原子％以上７．２原子％以下であることが好ましい。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種または複数の元素が用いられる。Ｍ元素の含有量ｒがあまり多いと、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があまり少ないとＦｅ濃度を高める効果が小さくなりやすい。このため、Ｍ元素の含有量ｒを、０．８８原子％以上７．２原子％以下とした。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％以上２．２４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ｔは、例えば３．５原子％以上１３．５原子％以下であることが好ましい。Ｃｕの含有量ｔがあまり多いと磁化の低下が著しい。またＣｕの含有量ｔがあまり少ないと主相中のＣｕ濃度を５原子％以上とすることが困難となり、高い保磁力と良好な角型比を得ることが困難となる。このため、Ｃｕの含有量ｔを３．５原子％以上１３．５原子％以下とした。Ｃｕの含有量ｔは、３．９原子％以上９．０原子％以下であることがより好ましく、さらに４．２原子％以上７．２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の含有量ｑは、２５原子％以上４０原子％以下であることが好ましい。Ｆｅの含有量ｑがあまり少ないと意図する磁気特性が得られない。また、Ｆｅの含有量ｑを多く含有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、あまりにその量が多いと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恐れがある。このため、Ｆｅの含有量ｑを、２５原子％以上４０原子％以下とした。Ｆｅの含有量ｑは、２６原子％以上３６原子％以下であることがより好ましく、さらに２９原子％以上３４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。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種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。
　上記のようなＲ－Ｆｅ－Ｍ－Ｃｕ－Ｃｏ系永久磁石は、六方晶系のＴｈ２Ｚｎ１７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、を含む二次元の金属組織を具備する。さらに、主相は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を有するセル相と、セル壁相と、を含む相分離組織を具備する。セル相はセル壁相により区切られており、上記構造をセル構造ともいう。セル壁相は、例えば六方晶系のＣａＣｕ５型結晶相（１－５型結晶相）を有する。上記相分離組織は、例えば原料合金の圧粉体を焼結した後、溶体化処理によりＴｂＣｕ７型結晶相（１－７型結晶相）の前駆体を形成し、さらに時効処理を施して相分離を行うことにより形成される。
　本実施形態の永久磁石の高い保磁力は、上記の二相分離組織により発現する。この場合、セル相を単磁区粒径以下（サブミクロンオーダ）とし、さらにセル壁相を磁壁幅以上とすることが重要である。まずセル相の作用について述べる。セル相を単磁区粒径以下にすることにより、セル相内に磁区の生成確率が低下する。これにより、材料の磁気異方性から期待されるポテンシャル値に近い高い保磁力が得られることとなる。次に、セル壁相の作用について述べる。セル壁相は、セル相に比して高い磁気異方性を有している。そのため、交換結合により、セル相中の磁気異方性を向上させる。これがスプリングバック現象の物理的機構である。また、磁壁エネルギーが高いため、磁壁伝播を阻害する。これを磁壁ピニング効果ともいう。磁壁ピニング効果により、高い保磁力を得ることができる。
　しかしながら、結晶粒内において組成の不均一性がみられる場合、大きく分別すると、二つの要因により、保磁力と角型比が低下する。一つ目の要因は二相分離前駆体単体が得られないことである。相分離組織は、溶体化処理にて前駆体として形成されるＴｂＣｕ７型結晶相の安定性に依存する。前駆体であるＴｂＣｕ７型結晶相の熱平衡状態の形成領域は、例えばＲ元素の原子比の逆数（１／ｐｘ）と熱処理温度Ｔ、さらにはＦｅの原子比（ｑｙ）によって決まる。組成分布が存在する場合、ある一定量のＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相等の合金異相が生成される。このＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相はセル相と同一結晶構造であるが、セル体積が単磁区粒径よりも顕著に大きい。そのため、ニュークリエーション生成確率が高く、磁壁伝播が容易であるため、低保磁力となる。二つ目の要因は、相分離組織において、相対的に磁壁ピニング効果が弱い領域が生成されてしまうことである。その場合、磁壁が容易に伝播し、低磁場で磁化反転が完了してしまう。これらの結果、各セル相間の保磁力に分布が生じるため、角型比が低下する。
　また、角型比は、磁気異方性にも依存する。磁気異方性は、例えばＦｅの濃度が高くなると低下しやすくなる。よって、主相を構成する結晶粒間または主相のセル相間のＦｅの濃度が不均一であると、磁気異方性のばらつきが大きくなり、角型比が悪化する。
　また、Ｒ元素は、揮発性が高く、製造時の熱処理により結晶粒表面から揮発しやすい。このため、結晶粒の内部と表面との間に組成差が生じ、均質なＴｂＣｕ７型結晶相を得ることが困難となる。
　これに対し、本実施形態の永久磁石は、主相を構成する各結晶粒において、Ｒ元素のばらつきが小さく、下記式（１）を満たす。
　０．００１≦｜（１００／ｐ１ｍａｘ）－（１００／ｐ１ｍｉｎ）｜≦１．２・・・（１）
（式中、ｐ１は各結晶粒内のＲ元素の濃度（原子％）であり、ｐ１ｍａｘは全結晶粒内の上記ｐ１における最大値であり、ｐ１ｍｉｎは全結晶粒内の上記ｐ１における最小値である）
　このとき、本実施形態の永久磁石では、主相を構成する各結晶粒において、下記式（２）を満たすことが好ましい。
　０．００１≦｜｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍａｘ－｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍｉｎ｜≦０．０５・・・（２）
（式中、ｑ１は、各結晶粒内のＦｅの濃度（原子％）であり、｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝は、各結晶粒内の上記ｐ１を除く構成元素の濃度（原子％）に対する、上記ｑ１の比であり、｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍａｘは全結晶粒内の上記比（｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝）における最大値であり、｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍｉｎは全結晶粒内の上記比（｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍｉｎ）における最小値である）
　また、本実施形態の永久磁石では、主相を構成する結晶粒間だけでなく、主相のセル相間においても同様に、Ｒ元素の濃度のばらつきを小さくすることが好ましい。例えば、主相の各セル相において、下記式（３）を満たすことが好ましい。
　０．００１≦｜（１００／ｐ２ｍａｘ）－（１００／ｐ２ｍｉｎ）｜≦１．２・・・（３）
　（式中、ｐ２は結晶粒における全セル相内のＲ元素の濃度（原子％）であり、ｐ２ｍａｘは結晶粒の各セル相内の上記ｐ２における最大値であり、ｐ２ｍｉｎは結晶粒の全セル相内の上記ｐ２における最小値である）
　このとき、主相の各セル相において、下記式（４）を満たすことが好ましい。
　０．００１≦｜｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝ｍａｘ－｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝ｍｉｎ｜≦０．０５・・・（４）
（式中、ｑ２は、結晶粒における各セル相内のＦｅの濃度（原子％）であり、｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝は結晶粒における各セル相内のｐ２を除く構成元素の濃度（原子％）に対する上記ｑ２の比であり、｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝ｍａｘは上記結晶粒の全セル相内の上記比（｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝）における最大値であり、｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝ｍｉｎは上記結晶粒の全セル相内の上記比｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝における最小値である）
　上記式（１）または式（３）を満たすことは、Ｒ元素の濃度のばらつきが小さいことを表している。本実施形態の永久磁石では、主相を構成する結晶粒または主相の組成のばらつきが小さいため、例えば金属組織全体で均質なＴｂＣｕ７型結晶相の前駆体が形成されやすくなり、異相の形成が抑制される。よって、安定した相分離組織が形成される。また、主相を構成する結晶粒または主相の磁石特性のばらつきが低減される。従って、ニュークリエーションの抑制、また高い磁壁ピニング効果を高めることができる。よって、角型比を得ることができる。
　上記式（２）または式（４）を満たすことは、Ｒ元素の濃度とＦｅの濃度との割合が最適な範囲にあることを表している。前述したとおり、前駆体の熱平衡状態の形成領域は、Ｒ元素の濃度やＦｅの濃度等によって決まる。また、Ｒ元素の濃度が高いと相対的にＦｅの濃度が低下するため、Ｆｅの濃度を均質化するためにはＲ元素の濃度とＦｅの濃度との割合が重要となる。本実施形態の永久磁石は、Ｒ元素の濃度とＦｅの濃度との割合が最適な範囲であるため、安定した相分離組織が形成される。よって、主相を構成する結晶粒または主相中の組成や体積、磁石特性のばらつきが低減され、角型比を高めることができる。
　なお、本実施形態の永久磁石は、上記組成および金属組織を備える焼結体を具備する。焼結体の密度は、例えば８．２×１０３ｋｇ／ｍ３以上、好ましくは８．２５×１０３ｋｇ／ｍ３以上である。このように、本実施形態の永久磁石では、Ｒ元素の濃度およびＦｅの濃度のばらつきを小さくしつつ、焼結体の密度を高めることもできる。
　また、主相は、六方晶系のＣａＣｕ５型結晶相（１－５型結晶相）を有するＣｕリッチ相を有していてもよい。Ｃｕリッチ相は、例えば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、セル壁相がＣｕリッチ相であってもよい。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。なお、平行とは、平行方向から±１０度以内の状態（略平行）を含んでいてもよい。
　Ｃｕリッチ相は、Ｃｕ濃度が高い相である。Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度は、Ｔｈ２Ｚｎ１７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、Ｔｈ２Ｚｎ１７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）等が挙げられる。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。
　本実施形態において、主相を構成する結晶粒および粒界相等のマクロ組織や、セル相およびセル壁相等のミクロ組織の組成は、例えば走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）、エネルギー分散型Ｘ線分光法（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＸ）等を用いて分析することができる。
　主相を構成する結晶粒および粒界相の組成分析には、広範囲での測定が可能なＳＥＭ－ＥＤＸを用いる。測定サンプルは、焼結体を５個以上にカットしたものを用いる。このとき、切断面は任意である。また、４００倍～１ｋ倍の倍率で観察する。このとき、主相を構成する結晶粒とは、顕微鏡観察を行った際に得られる観察像において、最も面積比率が大きい相のことをいう。同一結晶粒内で少なくとも２０点以上を測定し、元素毎に最大値と最小値を除いた測定値の平均をその結晶粒の組成値とする。次に、４００倍～１ｋ倍の視野において、結晶粒を少なくとも３０個選択できる視野とし、上記の方法にて組成を決定する。このとき、一つの視野を２５等分以上に分割し、分割されたそれぞれの領域において組成分析点を選択する。測定した３０個の各結晶粒内のＲ元素の濃度（原子％）のそれぞれを上記ｐ１とし、全結晶粒内のｐ１における最大値を上記ｐ１ｍａｘとし、全結晶粒のｐ１における最小値を上記ｐ１ｍｉｎとする。また、測定した３０個の各結晶粒内のＦｅの濃度（原子％）のそれぞれを上記ｑ１とし、全結晶粒内のｑ１における最大値を上記ｑ１ｍａｘとし、全結晶粒内のｑ１における最小値を上記ｑ１ｍｉｎとする。
　セル相およびセル壁相の組成分析には、より狭範囲での測定に有利なＴＥＭ－ＥＤＸを用いる。このとき、１０ｋ倍～１００ｋ倍の倍率で観察する。同一セル相内で少なくとも２０点以上を測定し、元素毎に最大値と最小値を除いた測定値の平均をその結晶粒の組成値とする。次に上記倍率で観察した視野において、組成分析点を任意に少なくとも３０個選択し、上記の方法にて組成を決定する。このとき、一つの視野を２５等分以上に分割し、分割されたそれぞれの領域において組成分析点を選択する。測定した３０個の各組成分析点内（セル相内）のＲ元素の濃度（原子％）のそれぞれを上記ｐ２とし、全セル相内のｐ２における最大値を上記ｐ２ｍａｘとし、全セル相内のｐ２における最小値を上記ｐ２ｍｉｎとする。また、測定した３０個の各組成分析点（セル相）内のＦｅの濃度（原子％）のそれぞれを上記ｑ２とし、各セル相内のｑ２における最大値を上記ｑ２ｍａｘとし、各セル相内のｑ２における最小値を上記ｑ２ｍｉｎとする。
　このとき、予め走査型電子顕微鏡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。
　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、セル相内の各元素濃度をより正確に測定することができる。なお、３ＤＡＰに限定されず、電子エネルギー損失分光法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｅｎｅｒｇｙ　Ｌｏｓｓ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＥＬＳ）による分析や高角散乱環状暗視野（Ｈｉｇｈ　Ａｎｇｌｅ　Ａｎｎｕｌａｒ　Ｄａｒｋ　Ｆｉｅｌｄ：ＨＡＡＤＦ）像による分析を行ってもよい。
　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。
　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Ｈｃ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（５）により求められる。
（ＢＨ）ｍａｘ（計算値）＝Ｍｒ ２／４μ０・・・（５）
　角型比は、測定で得られる（ＢＨ）ｍａｘと（ＢＨ）ｍａｘ（計算値）の比により評価され、下記式（６）により求められる。
　（ＢＨ）ｍａｘ（実測値）／（ＢＨ）ｍａｘ（計算値）×１００・・・（６）
　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、例えば保磁力を１００ｋＡ／ｍ以上３５０ｋＡ／ｍ以下に収める必要がある。
＜永久磁石の製造方法＞
　次に、永久磁石の製造方法例について説明する。本実施形態における永久磁石の製造工程は、原料合金準備と、合金粉末調製と、圧粉体作製と、焼結と、溶体化処理と、時効処理と、を少なくとも具備する。
　原料合金準備としては、永久磁石の合成に必要な所定の元素を含む原料合金を準備する。このとき、原料合金として複数種の原料合金を混合したものを用いるのではなく、１種の原料合金のみを用いることにより、製造される永久磁石において、主相を構成する結晶粒間または主相のセル相間のＲ元素の濃度とＦｅの濃度のばらつきを低減することができる。しかしながら、１種の原料合金のみを用いる場合、焼結後に得られる焼結体において十分な密度が得られない場合がある。
　これに対し、本実施形態では、主原料合金に加え、主原料合金よりもＲ元素の濃度が高くＦｅの濃度が低い焼結助剤を添加することにより原料合金を調製する。上記焼結助剤を添加することにより、焼結により得られる焼結体の密度の低下を抑制することができる。
　焼結助剤としては、例えば主原料合金よりも融点が低い材料を用いることが好ましい。これにより、焼結時の保持温度において原料合金が液相となるため、焼結性を向上させることができる。また、焼結助剤は、主原料合金と構成元素が同じであることが好ましい。主原料合金と同じ構成元素にすることにより、これまでの材料研究により培った基盤技術を変更せずに焼結助剤を適用することが可能となる。焼結助剤の添加量は、主原料合金に対して重量比で５％以下にすることが好ましい。より好ましくは重量比で４％以下、さらに好ましくは重量比で３％以下である。上記焼結助剤を用いることにより、主原料合金由来の微粉の界面が高Ｒ元素組成の液相に覆われるため、焼結時に問題となる主原料合金からＲ元素が揮発してしまうことを抑制することができる。よって、主原料合金微粉内、つまり主相を構成する結晶粒のＲ元素の濃度の均質性を高めることができる。
　次に、上記原料合金を用いて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、原料合金を用いて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、結晶粒が微細化しすぎてしまう等、磁石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。
　本実施形態では、上記原料合金を数μｍオーダーの微粒子に粉砕するため、微粉間の組成分布を抑制することが重要である。そこで、例えばストリップキャスト法等を用いて合金粉末の急冷を施した均質な原料合金を用いることにより、Ｒ元素やＦｅの均質性を向上させ、保磁力を増大させることができる。
　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恐れがある。特に、Ｆｅの濃度が２５原子％以上の場合、粉砕後の粉末において、１０μｍ以上の粒径の粉末の割合が粉末全体の１０％以下であることが望ましい。Ｆｅの濃度が２５原子％以上の場合、原材料となるインゴット中における異相の量が増大する。この異相では、粉末の量が増大するだけでなく、粒径も大きくなる傾向にあり、粒径が２０μｍ以上になることがある。
　このようなインゴットを粉砕した際に例えば１５μｍ以上の粒径の粉末がそのまま異相の粉末となることがある。このような異相粗粉末を含んだ粉砕粉を磁場中でプレスし、焼結体とすると、異相が残存し、保磁力の低下、磁化の低下、角型性の低下等を引き起こす。角型性が低下すると着磁が難しくなる。特に、ロータなどへのアセンブリ後の着磁が困難となる。このように、１０μｍ以上の粒径の粉末を全体の１０％以下とすることにより２５原子％以上のＦｅを含む高い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。
　その後、高周波誘導結合プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ：ＩＣＰ）発光分光分析装置を用いて磁性粉末中の元素組成を求める。測定するための磁性粉末は、ジェットミルやボールミルにて粉砕された状態のものであることが好ましい。例えば、１０回測定し、１０回の測定値の最大値と最小値を除いた測定値の平均値を測定値とする。これらの分析は粉砕前の粉末に対して行なってもよい。組成比の異なる原料粉末を２種類以上混合している場合には、各原料粉末から計算される元素組成ではなく、十分に混合した後に、任意の場所から選出した混合粉末の測定結果を測定値として用いる。
　圧粉体作製としては、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作製する。
　焼結では、上記圧粉体に対し、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。１２１５℃よりも高い場合、粉末中のＲ元素が過剰に蒸発する等で磁石特性が低下する場合がある。より好ましい保持温度は１２０５℃以下、さらには１９９５℃以下である。一方、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、磁石特性が低下する恐れがある。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。
　なお、焼結時に高圧不活性ガス雰囲気で熱処理を行うことにより、焼結体のＲ元素の濃度およびＦｅの濃度のばらつきを低減することができる。通常の焼結では、原料合金の構成元素が揮発しやすい。これにより、同じ組成であっても、焼結体の表面付近、さらには焼結体を構成する各微粒子の中心と表面近傍とで構成元素濃度に差が生じる。これに対し、本実施形態で示す製造方法のように高圧不活性ガス雰囲気で焼結を行うことにより、原料合金の構成元素の揮発が抑制され、焼結体のＲ元素の濃度およびＦｅの濃度について、本実施形態の永久磁石を得ることができる。
　焼結時の不活性ガスとしては、例えばＡｒガスを用いることができる。Ａｒガスを用いることにより、酸化を防止することができる。また、処理室内の圧力と大気圧との差は、１ｋＰａ以上になることが好ましい。例えば、Ａｒガスをフロー状態とせず、圧力計によるＰＩＤプログラム制御でアルゴンガスの注入および吐出を制御することにより、処理室内の圧力を調整してもよい。ＰＩＤプログラム制御とは、比例制御（Ｐ制御）、積分制御（Ｉ制御）、および微分制御（Ｄ制御）により誤差の調整を行う制御方法である。処理室内の圧力と大気圧との差は、好ましくは３ｋＰａ以上、さらに好ましくは７ｋＰａ以上、さらに好ましくは１０ｋＰａ以上である。また、保持温度近くになるまでの間、低圧（例えば１×１０－４Ｔｏｒｒ以下）の真空を維持し、その後高圧不活性ガス雰囲気に切り替え、等温保持することにより焼結体の密度を向上させることができる。真空中での処理室の真空度は、９×１０－２Ｐａ以下であることが好ましい。９×１０－２Ｐａを超える場合、Ｒ元素の酸化物が過剰に形成され、磁石特性が低下する場合がある。
　溶体化処理は、相分離組織の前駆体となるＴｂＣｕ７型結晶相を形成する処理である。溶体化処理では、第１の溶体化処理および第２の溶体化処理を行う。第１の溶体化処理では、液相が生じない温度域（焼結時の保持温度よりも低く、第２の溶体化処理時の保持温度よりも高い温度）で０．５時間以上２０時間以下の熱処理を行う。第１の溶体化処理を行うことにより、焼結により粒成長した主原料合金と焼結助剤との組成差を緩和することができる。
　第２の溶体化処理では、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。第２の溶体化処理時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、第２の溶体化処理後の試料中に存在するＴｂＣｕ７型結晶相の割合が少なく、磁石特性が低下する恐れがある。保持温度は、好ましくは１１１０℃以上１１９０℃以下、さらに好ましくは１１２０℃以上１１８０℃以下である。また、第２の溶体化処理時における保持時間が０．５時間未満の場合、構成相が不均一になりやすく、保磁力が低下しやすくなり、金属組織の結晶粒径が小さくなりやすく、粒界相の比率が高くなり磁化が低下しやすい。また、第２の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石特性が低下する恐れがある。保持時間は、好ましくは１時間以上２４時間以下であり、さらに好ましくは１時間以上１２時間以下である。
　なお、溶体化処理時に焼結時と同様の条件の高圧不活性ガス雰囲気で熱処理を行うことにより、酸化を抑制し、Ｒ元素の濃度およびＦｅの濃度のばらつきを低減することができる。例えば、圧力計によるＰＩＤプログラム制御で不活性ガスの注入および吐出を制御することにより、処理室内の圧力を調整してもよい。これにより、Ｒ元素の濃度およびＦｅの濃度のばらつきを低減することができ、ＴｂＣｕ７型結晶相の均質性を高めることができる。また、真空中で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。例えば、冷却速度を３℃／秒以上として急冷を行うことにより、ＴｂＣｕ７型結晶相を安定化させることができ保磁力が発現しやすくなる。冷却速度が３℃／秒未満の場合、冷却中にＣｅ２Ｎｉ７型結晶相（２－７型結晶相）が生成されやすくなる。２－７型結晶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型結晶相はＣｕが濃化されていることが多く、これにより主相中のＣｕの濃度が低下し、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の濃度を２５原子％以上含む組成では冷却速度が重要となりやすい。冷却速度は、好ましくは、５℃／秒以上、さらに好ましくは７℃／秒以上である。
　時効処理とは、金属組織を制御して磁石の保磁力を高める処理であり、磁石の金属組織を複数の相に相分離させることを目的としている。時効処理では、０．５℃／分以上２℃／分以下の昇温速度で徐々に昇温させていき、設定した到達予定温度よりも１０℃以上４０℃以下低い温度で４０時間以上８０時間以下保持した後、７５０℃以上９００℃以下の温度で４時間以上４０時間以下保持することにより、熱処理を行う。これにより、主相を構成する結晶粒間や主相間において、サイズや組成の均質性を高めることができる。
　保持温度が９００℃よりも高い場合、セル相が粗大になり、均一な相分離が阻害され、相分離組織の組成やサイズが不均一になりやすく、角型比が悪くなりやすい。また、保持温度が７５０℃未満の場合、均質なセル相およびセル壁相が十分に得られず、保磁力の発現が困難となる。保持温度は、例えば７６０℃以上８５０℃以下であることがより好ましく、さらに７７０℃以上８３０以下であることが好ましい。また、保持時間の合計が４４時間未満の場合、相分離が不十分となる場合がある。また、保持時間の合計が１２０時間よりも長い場合、セル壁相が過剰に厚くなり、角型比が悪化する可能性がある。
　その後、２℃／分以下の冷却速度で室温まで冷却する。このとき、冷却速度が２℃／分を超えると均質な相分離組織が得られず、良好な磁石特性が得られない。冷却速度は、より好ましくは１．５℃／分以下、さらに好ましくは１℃／分以下である。なお、多段で冷却を行ってもよい。
　以上の工程により焼結体磁石を得ることができる。本実施形態では、焼結助剤を用いることに加え、熱処理条件を調整することによりＲ元素の濃度およびＦｅ濃度の均質性を高めつつ、例えば８．２×１０３ｋｇ／ｍ３以上の高密度の焼結体を得ることができる。
（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１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１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２は本実施形態による可変磁束モータを示す図である。図２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２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３は本実施形態による発電機を示している。図３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ないし実施例１９）
　永久磁石に用いられる各原料を表１に示す磁石材料が得られるよう所定の比率で秤量して混合する。ここでＲ元素およびＭ元素は次のとおり構成している。
　実施例１：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例２：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例３：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例４：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例５：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例６：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例７：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例８：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例９：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例１０：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例１１：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例１２：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例１３：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例１４：Ｒ元素はＳｍが８０％、Ｎｄが２０％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例１５：Ｒ元素はＳｍが８０％、Ｃｅが２０％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例１６：Ｒ元素はＳｍが８０％、Ｔｂが２０％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例１７：Ｒ元素はＳｍが８０％、Ｔｍが２０％、Ｍ元素はＺrが１００％。
　実施例１８：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが８０％、Ｔｉが２０％。
　実施例１９：Ｒ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺrが８０％、Ｈｆが２０％。
　その後、エタノール媒体中に浸し、遊星ボールミルを用いて合金粉末を作製した。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、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１１６０℃まで昇温させ到達温度で５分間保持し、その後にＡｒガスを導入し、冷却を行った。次に、処理室内の圧力と大気圧との差を各実施例で次の通りになるようにＡｒガスを調整した。
　実施例１：１０ｋＰａ。
　実施例２：３ｋＰａ。
　実施例３：１０ｋＰａ。
　実施例４：５ｋＰａ。
　実施例５：３ｋＰａ。
　実施例６：１０ｋＰａ。
　実施例７：１０ｋＰａ。
　実施例８：１０ｋＰａ。
　実施例９：１０ｋＰａ。
　実施例１０：１０ｋＰａ。
　実施例１１：１０ｋＰａ。
　実施例１２：１０ｋＰａ。
　実施例１３：１０ｋＰａ。
　実施例１４：１０ｋＰａ。
　実施例１５：１０ｋＰａ。
　実施例１６：１０ｋＰａ。
　実施例１７：１０ｋＰａ。
　実施例１８：１０ｋＰａ。
　実施例１９：１０ｋＰａ。
　そして、Ａｒ雰囲気中で１１９０℃まで昇温させ、到達温度で３時間以上４時間以下保持して焼結を行った。次に、第１の溶体化処理として１１８０℃で４時間の熱処理を行い、第２の溶体化処理として１１６０℃で１２時間の溶体化処理を行い、その後急冷を行った。
　次に、時効処理を次の条件で行った。
　実施例１：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持（第１の熱処理）し、その後８３０℃で４０時間保持（第２の熱処理）して熱処理。
　実施例２：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例３：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で６時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例４：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で６時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例５：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で６時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例６：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例７：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例８：１．０℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例９：１．５℃／分の昇温速度で７４０℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例１０：１．５℃／分の昇温速度で６９０℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例１１：１．５℃／分の昇温速度で７４０℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例１２：１．５℃／分の昇温速度で７４０℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例１３：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例１４：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例１５：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例１６：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例１７：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例１８：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　実施例１９：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　その後、各実施例において０．５℃／分の冷却速度で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（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。
　次に、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。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。また、｜（１００／ｐ１ｍａｘ）－（１００／ｐ１ｍｉｎ）｜、｜｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍａｘ－｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍｉｎ｜、｜（１００／ｐ２ｍａｘ）－（１００／ｐ２ｍｉｎ）｜、｜｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝ｍａｘ－｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝ｍｉｎ｜、保磁力ＨｃＪ（ｋＡ／ｍ）、残留磁化Ｂｒ（Ｔ）、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ（ｋＪ／ｍ３）、角型比（％）を測定した。その結果を表２に示す。なお、測定装置として、日立ハイテク製ＨＤ２３００を使用した。
（比較例１ないし比較例１０）
　永久磁石に用いられる各原料を表１に示す磁石材料が得られるよう所定の比率で秤量して混合する。ここで、いずれの比較例もＲ元素はＳｍが１００％、Ｍ元素はＺｒが１００％で構成している。その後、エタノール媒体中に浸し、遊星ボールミルを用いて合金粉末を作製した。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、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１１６０℃まで昇温させ到達温度で５分間保持し、その後にＡｒガスを導入し、冷却を行った。次に、比較例１および比較例２は処理室内の圧力を大気圧との差が１ｋＰａになるようにＡｒガス量を調整し、Ａｒガス雰囲気中で１１９０℃まで昇温させ、到達温度で３時間以上４時間以下保持して焼結を行った。次に、第１の溶体化処理を行わず、第２の溶体化処理として１１６０℃で１２時間の溶体化処理を行い、その後急冷を行った。比較例３ないし比較例１０は処理室内の圧力を大気圧との差が１０ｋＰａになるようにＡｒガス量を調整し、Ａｒガス雰囲気中で１１９０℃まで昇温させ、到達温度で３時間以上４時間以下保持して焼結を行った。次に、第１の溶体化処理を行わず、第２の溶体化処理として１１６０℃で１２時間の溶体化処理を行い、その後急冷を行った。
　次に、時効処理を次の条件で行った。
　比較例１：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　比較例２：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　比較例３：１．５℃／分の昇温速度で７２０℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　比較例４：１．５℃／分の昇温速度で７２０℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　比較例５：１．５℃／分の昇温速度で７８０℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　比較例６：１．５℃／分の昇温速度で７８０℃まで昇温し、到達温度で６時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　比較例７：１．５℃／分の昇温速度で６７０℃まで昇温し、到達温度で６時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　比較例８：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　比較例９：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
　比較例１０：１．５℃／分の昇温速度で７００℃まで昇温し、到達温度で１時間保持し、その後８３０℃で４０時間保持して熱処理。
その後、各比較例において０．５℃／分の冷却速度で室温まで炉冷することにより、磁石を得た。また、実施例と同様に各比較例の｜（１００／ｐ１ｍａｘ）－（１００／ｐ１ｍｉｎ）｜、｜｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍａｘ－｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍｉｎ｜、｜（１００／ｐ２ｍａｘ）－（１００／ｐ２ｍｉｎ）｜、｜｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝ｍａｘ－｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝ｍｉｎ｜、保磁力ＨｃＪ（ｋＡ／ｍ）、残留磁化Ｂｒ（Ｔ）、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ（ｋＪ／ｍ３）、角型比（％）を測定した。その結果を表２に示す。
　表２に示すように、実施例１ないし実施例１９において、高保磁力、高磁化、高エネルギー積が得られることがわかる。一方、本発明の範囲外の組成で作製した比較例３ないし比較例１０は、低保磁力、低残留磁化、低エネルギー積となることがわかる。さらに、図４ないし図７は、実施例１ないし実施例１９、並びに比較例１ないし比較例１０における組成と角型比との関係を示す図である。図４ないし図７では、横軸が式（１）の｜（１００／ｐ１ｍａｘ）－（１００／ｐ１ｍｉｎ）｜、式（２）の｜｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍａｘ－｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍｉｎ｜、式（３）の｜（１００／ｐ２ｍａｘ）－（１００／ｐ２ｍｉｎ）｜、式（４）の｜｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝ｍａｘ－｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝ｍｉｎ｜のいずれかであり、縦軸が角型比である。また、それぞれの近似曲線を実線で示す。
　図４に示すように、式（１）を満たす実施例の永久磁石は、式（１）を満たしていない比較例の永久磁石よりも角型比が高く、９０％を超える高い角型比が得られた。また、図５に示すように、式（２）を満たす実施例の永久磁石は、式（２）を満たしていない比較例の永久磁石よりも角型比が高く、９０％を超える高い角型比が得られた。また、図６に示すように、式（３）を満たす実施例の永久磁石は、式（３）を満たしていない比較例の永久磁石よりも角型比が高く、９０％を超える高い角型比が得られた。また、図７に示すように、式（４）を満たす実施例の永久磁石は、式（４）を満たしていない比較例の永久磁石よりも角型比が高く、９０％を超える高い角型比が得られた。このことから、実施例１ないし実施例１９の永久磁石では、式（１）ないし式（４）を満たすことにより、良好な角型比を発現していることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002

Claims (10)

  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からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素、ｐは１０≦ｐ≦１３．５原子％を満足する数、ｑは２５≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦７．２原子％を満足する数、ｔは３．５％≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）
    で表される組成と、
    　Ｔｈ２Ｚｎ１７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とを備える金属組織とを具備する永久磁石であって、
    　前記主相を構成する結晶粒において、
    　式：０．００１≦｜（１００／ｐ１ｍａｘ）－（１００／ｐ１ｍｉｎ）｜≦１．２
    　（式中、ｐ１は各結晶粒内の前記Ｒ元素の濃度（原子％）であり、ｐ１ｍａｘは全結晶粒内の前記ｐ１における最大値であり、ｐ１ｍｉｎは全結晶粒内の前記ｐ１における最小値である）
    を満たす永久磁石。
  2. 　前記主相を構成する結晶粒において、
    　式：０．００１≦｜｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍａｘ－｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍｉｎ｜≦０．０５
    （式中、ｑ１は、各結晶粒内の前記Ｆｅの濃度（原子％）であり、｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝は、各結晶粒内の前記ｐ１を除く構成元素の濃度（原子％）に対する、前記ｑ１の比であり、｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍａｘは全結晶粒内の前記比における最大値であり、｛ｑ１／（１００－ｐ１）｝ｍｉｎは全結晶粒内の前記比における最小値である）
    を満たす、請求項１に記載の永久磁石。
  3. 　前記主相は、前記Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を有するセル相と、前記セル相を区切るように設けられたセル壁相とを具備し、
    　前記セル相において、
    　式：０．００１≦｜（１００／ｐ２ｍａｘ）－（１００／ｐ２ｍｉｎ）｜≦１．２
    （式中、ｐ２は前記結晶粒における各セル相内の前記Ｒ元素の濃度（原子％）であり、ｐ２ｍａｘは前記結晶粒における全セル相内の前記ｐ２における最大値であり、ｐ２ｍｉｎは前記結晶粒における全セル相内の前記ｐ２における最小値である）
    を満たす、請求項１に記載の永久磁石。
  4. 　前記セル相において、
    　式：０．００１≦｜｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝ｍａｘ－｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝ｍｉｎ｜≦０．０５
    （式中、ｑ２は、前記結晶粒における各セル相内の前記Ｆｅの濃度（原子％）であり、｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝は前記結晶粒における各セル相内の前記ｐ２を除く構成元素の濃度（原子％）に対する前記ｑ２の比であり、｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝ｍａｘは前記結晶粒における全セル相内の前記比における最大値であり、｛ｑ２／（１００－ｐ２）｝ｍｉｎは前記結晶粒における全セル相内の前記比における最小値である）
    を満たす、請求項３に記載の永久磁石。
  5. 　前記組成と前記金属組織とを備える焼結体を具備し、
    　前記焼結体の密度が８．２×１０３ｋｇ／ｍ３以上である、請求項１に記載の永久磁石。
  6. 　前記主相のＣｕ濃度が５原子％以上である、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。
  8. 　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からなる群より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。
  9. 　請求項１に記載の永久磁石を具備するモータ。
  10. 　請求項１に記載の永久磁石を具備する発電機。
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