WO2015141205A1 - 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機 - Google Patents

永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機 Download PDF

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将也 萩原
桜田　新哉
陽介 堀内
忠彦 小林
剛史 小林
将起 遠藤
直幸 眞田
岡村　正巳
沢　孝雄
圭一 布施
悟 土生
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Definitions

  • Embodiments of the present invention relate to a permanent magnet and a motor and a generator using the permanent magnet.
  • rare earth magnets such as Sm—Co magnets and Nd—Fe—B magnets are known.
  • HEV Hybrid Electric Vehicle
  • EV Electric Vehicle
  • railway vehicle etc.
  • permanent magnets are used in which a part of Nd (neodymium) in Nd—Fe—B magnets is replaced with Dy (dysprosium) to improve heat resistance. Since Dy is one of rare elements, there is a demand for a permanent magnet that does not use Dy.
  • the Sm—Co magnet Since the Sm—Co magnet has a high Curie temperature, it is known to exhibit excellent heat resistance in a composition system that does not use Dy, and it is expected to realize good operating characteristics at high temperatures. However, the Sm—Co magnet has a lower magnetization than the Nd—Fe—B magnet, and the maximum magnetic energy product ((BH) max ) cannot realize a sufficient value. In order to increase the magnetization of the Sm—Co magnet, it is effective to replace part of Co with Fe and increase the Fe concentration. However, in the composition region where the Fe concentration is high, the coercive force of the Sm—Co magnet tends to decrease. Therefore, there is a demand for Sm—Co magnets having a high Fe concentration composition to exhibit a sufficient coercive force while maintaining high magnetization.
  • the problem to be solved by the present invention is to provide a permanent magnet having a further improved coercive force while maintaining high magnetization of the Sm—Co based magnet, and a motor and a generator using the permanent magnet.
  • the permanent magnet of the embodiment is Formula: R (Fe p M q Cu r C t Co 1-p-q-r-t) z
  • R is at least one element selected from the group consisting of rare earth elements
  • M is at least one element selected from the group consisting of Ti, Zr, and Hf
  • p is 0.27 ⁇ p ⁇ 0.45 Number satisfying (atomic ratio)
  • q is a number satisfying 0.01 ⁇ q ⁇ 0.05 (atomic ratio)
  • r is a number satisfying 0.01 ⁇ r ⁇ 0.1 (atomic ratio)
  • t is (A number satisfying 0.002 ⁇ t ⁇ 0.03 (atomic ratio)
  • z is a number satisfying 6 ⁇ z ⁇ 9 (atomic ratio))
  • a metal structure including a main phase including a Th 2 Zn 17- type crystal phase and a sub-phase of M element having an M element concentration of 30 atomic% or more.
  • the sub-phase of the M element is precipitated in the metal structure, and
  • the permanent magnet of this embodiment is Formula: R (Fe p M q Cu r C t Co 1-p-q-r-t) z ... (1)
  • R is at least one element selected from the group consisting of rare earth elements
  • M is at least one element selected from the group consisting of Ti, Zr and Hf
  • p satisfies 0.27 ⁇ p ⁇ 0.45 Number (atomic ratio)
  • q is a number satisfying 0.01 ⁇ q ⁇ 0.05 (atomic ratio)
  • r is a number satisfying 0.01 ⁇ r ⁇ 0.1 (atomic ratio)
  • t is 0 (A number satisfying .002 ⁇ t ⁇ 0.03 (atomic ratio)
  • z is a number satisfying 6 ⁇ z ⁇ 9 (atomic ratio)
  • a metal structure including a main phase including a Th 2 Zn 17- type crystal phase and a sub-phase of M element having an M element concentration of 30 atomic% or more.
  • the R element is an element that brings a large magnetic anisotropy to the permanent magnet and imparts a high coercive force.
  • the R element it is preferable to use at least one selected from samarium (Sm), cerium (Ce), neodymium (Nd), and praseodymium (Pr), and it is particularly preferable to use Sm.
  • Sm samarium
  • Ce cerium
  • Nd neodymium
  • Pr praseodymium
  • the R element has an atomic ratio between the R element and other elements (Fe, Co, M, Cu, C) in the range of 1: 6 to 1: 9 (z value in the range of 6 to 9). Contained in If the atomic ratio z between the R element and the other elements exceeds 9, a large amount of ⁇ -Fe phase precipitates and a sufficient coercive force cannot be obtained. When the atomic ratio z is less than 6, the saturation magnetization is significantly reduced.
  • the atomic ratio z is preferably 6.5 or more, more preferably 7 or more. Furthermore, the atomic ratio z is preferably 8.5 or less, more preferably 8 or less.
  • Iron (Fe) is an element mainly responsible for the magnetization of the permanent magnet. By containing a large amount of Fe, the saturation magnetization of the permanent magnet can be increased. However, if the Fe content becomes excessive, the coercive force decreases due to precipitation of the ⁇ -Fe phase.
  • the content of Fe is in the range of 0.27 ⁇ p ⁇ 0.45 as an atomic ratio when the total amount of elements other than the R element (Fe, Co, Cu, M, C) is 1.
  • the content of Fe is more preferably 0.29 ⁇ p ⁇ 0.43, and further preferably 0.30 ⁇ p ⁇ 0.40.
  • the M element at least one element selected from titanium (Ti), zirconium (Zr), and hafnium (Hf) is used.
  • a large coercive force can be expressed with a composition having a high Fe concentration.
  • the content of M element is in the range of 0.01 ⁇ q ⁇ 0.05 as an atomic ratio when the total amount of elements other than R element (Fe, Co, Cu, M, C) is 1.
  • the q value exceeds 0.05, the magnetization is remarkably reduced. If the q value is less than 0.01, the effect of increasing the Fe concentration is small.
  • the content of M element is more preferably 0.012 ⁇ q ⁇ 0.03, and further preferably 0.015 ⁇ q ⁇ 0.025.
  • the M element may be any of Ti, Zr, and Hf, but preferably contains at least Zr.
  • the effect of increasing the coercive force of the permanent magnet can be further improved.
  • Hf is particularly expensive among the M elements, it is preferable to reduce the amount used even when Hf is used.
  • the Hf content is preferably less than 20 atomic% of the M element.
  • Copper (Cu) is an element for causing a permanent magnet to exhibit a high coercive force.
  • the Cu content is in the range of 0.01 ⁇ r ⁇ 0.1 as an atomic ratio when the total amount of elements other than the R element (Fe, Co, Cu, M, C) is 1. When the r value exceeds 0.1, the magnetization is remarkably reduced. If the r value is less than 0.01, it is difficult to obtain a high coercive force.
  • the Cu content is more preferably 0.02 ⁇ r ⁇ 0.1, and further preferably 0.03 ⁇ r ⁇ 0.08.
  • Co Co
  • Co Cobalt
  • the Co content is in the range defined by p, q, r, and t (1-pqrt).
  • Co nickel (Ni), vanadium (V), chromium (Cr), manganese (Mn), aluminum (Al), silicon (Si), gallium (Ga), niobium (Nb), tantalum (Ta) And at least one element A selected from tungsten (W).
  • substitution elements contribute to improvement of magnet characteristics, for example, coercive force.
  • the substitution amount by element A is preferably in the range of 20 atomic% or less of Co.
  • the permanent magnet of the embodiment contains a trace amount of carbon (C).
  • C trace amount of carbon
  • the presence of a small amount of carbon in the Sm—Co magnet improves the mechanical strength of the permanent magnet.
  • the carbon content is in the range of 0.002 ⁇ t ⁇ 0.03 as an atomic ratio where the total amount of elements other than the R element (Fe, Co, Cu, M, C) is 1.
  • the t value exceeds 0.03
  • the amount of carbides precipitated becomes excessive, the magnetization is remarkably lowered, and the amount of M element in the main phase is reduced, so that the coercive force is hardly expressed.
  • the t value is less than 0.002, the amount of carbide precipitated becomes too small, making it difficult to obtain sufficient mechanical strength.
  • the content of carbon is more preferably 0.003 ⁇ t ⁇ 0.02, and further preferably 0.004 ⁇ t ⁇ 0.01.
  • the permanent magnet of embodiment accept
  • the permanent magnet of the embodiment is preferably a sintered magnet made of a sintered body having a composition represented by the formula (1).
  • the Sm—Co based sintered magnet has a region including a Th 2 Zn 17 type crystal phase (2-17 phase) as a main phase.
  • the main phase of the permanent magnet means a phase having the largest volume ratio among all constituent phases.
  • the volume ratio of the main phase is preferably 70% or more, and more preferably 90% or more.
  • FIG. 1 shows an example of a scanning electron microscope (SEM) image of the Sm—Co magnet of the embodiment. As shown in FIG.
  • the Sm—Co-based magnet in addition to the main phase composed of Sm 2 Co 17 phase crystal grains, the Sm—Co-based magnet has a grain boundary phase forming a grain boundary, a sub-phase of M element (mainly M element A phase containing carbide), an oxide phase of R element such as Sm, a low melting point phase such as Sm 2 Co 7 phase, and the like as sub-phases.
  • M element mainly M element A phase containing carbide
  • R element oxide phase of R element
  • Sm 2 Co 7 phase a low melting point phase
  • sub-phases mainly M element A phase containing carbide
  • the composition of the permanent magnet is ICP (Inductively Coupled Plasma) emission spectroscopy, SEM-EDX (Scanning Electron Microscope-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy: SEM-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy), TEM- It can be measured by EDX (transmission electron microscope-energy dispersive X-ray spectroscopy: Transmission Electron Microscope-EDX) or the like.
  • the volume ratio of each phase is comprehensively determined by combining observation with an electron microscope or an optical microscope and X-ray diffraction, etc., but can be obtained by area analysis of an electron micrograph obtained by photographing a cross section of a permanent magnet. it can.
  • As the cross section of the permanent magnet a cross section at a substantially central portion of the surface having the maximum area of the sample is used.
  • the main phase is a phase responsible for the magnet characteristics, and the nanoscale of the nanoscale formed by subjecting the TbCu 7- type crystal phase (1-7 phase), which is a high-temperature phase, as a precursor to the aging treatment.
  • the phase separation structure is composed of a cell phase composed of a Th 2 Zn 17 type crystal phase (2-17 phase), a cell wall phase composed of a CaCu 5 type crystal phase (1-5 phase), etc., and a platelet phase. ing.
  • the metal structure after the phase separation has a secondary structure called a cell structure. Since the domain wall energy of the cell wall phase is larger than that of the cell phase, this domain wall energy difference becomes a barrier for domain wall movement.
  • Sm—Co based magnet it is considered that a domain wall pinning type coercive force is exhibited by a cell wall phase having a large domain wall energy acting as a pinning site.
  • the cell wall phase is a phase that exists in a plate shape at the boundary of the cell phase, and the phase width is about several nm to 10 nm.
  • the difference in domain wall energy between the cell phase and the cell wall phase is considered to be mainly caused by the difference in Cu concentration. If the Cu concentration in the cell wall phase is higher than the Cu concentration in the cell phase, it is considered that coercive force appears. In the permanent magnet of the embodiment, it is preferable that the Cu concentration in the cell wall phase is at least twice as high as that in the cell phase. As a specific example, in a sample having a cell phase Cu concentration of about 3 atomic%, the cell wall phase Cu concentration is about 20 atomic%.
  • the platelet phase is a plate-like phase that crosses a plurality of crystal grains, and exists perpendicular to the c-axis direction of the cell phase. For this reason, platelet phases are observed in parallel in one domain.
  • the M element concentration of the platelet phase is preferably several times higher than that of the cell phase.
  • the Zr concentration of the platelet phase is about 4.5 atomic% in the sample having the Zr concentration of the cell phase of about 1.5 atomic%.
  • the platelet phase is considered to play a role of an atomic diffusion path when forming a phase-separated structure. Phase separation proceeds by the formation of the platelet phase. Since the platelet phase is rich in M elements, it is important to control the M element concentration of the main phase in order to develop the coercive force of the Sm—Co magnet.
  • the grain boundary phase is a phase that exists around the crystal grains as the main phase, and is a phase that is formed during sintering and has a lower melting point than the main phase.
  • the grain boundary phase is mainly composed of an Sm 2 Co 7 phase, an SmCo 5 phase, or the like.
  • the low melting point phase such as the Sm 2 Co 7 phase is formed by growing greatly from the crystal grain boundary.
  • the low melting point phase may form part of the metal structure.
  • the low melting point phase tends to have a higher Cu concentration and M element concentration than the main phase.
  • the low melting point phase is composed of substantially the same elements as the main phase, but has a higher concentration of Cu and M elements than the main phase, and is a nonmagnetic phase. For this reason, when a large amount of the low melting point phase is formed, the Cu concentration and M element concentration of the main phase are lowered, and the coercive force and squareness of the Sm—Co based magnet are lowered.
  • the sub-phase of the M element is a phase precipitated in the crystal grains or grain boundaries of the main phase, and is formed mainly by the M element (especially Zr) in the main phase reacting with carbon and precipitating.
  • the sub-phase of the M element includes a carbide of M element such as ZrC.
  • the sub-phase of element M (hereinafter also referred to as a phase containing M carbide) precipitates in a granular form having a diameter of about 0.5 to 5 ⁇ m.
  • the phase containing M carbide is substantially composed of M element and carbon, and the M element concentration is 30 atomic% or more. Since the phase containing M carbide is a nonmagnetic phase like the low melting point phase, it is considered that the precipitation causes a decrease in magnetization.
  • the M element concentration in the main phase is reduced around the phase containing M carbide, the platelet phase is hardly formed. For this reason, it is expected that the diffusion path of the element in the main phase is reduced, the cell structure is hardly formed, and the difference in Cu concentration between the cell phase and the cell wall phase is difficult to occur. Therefore, it is considered that the coercive force and the squareness of the Sm—Co magnet are reduced.
  • the phase containing M carbide precipitates, it is considered that the magnet characteristics are deteriorated in a region exceeding the volume.
  • the carbon or carbide phase is a component that improves the mechanical strength of the permanent magnet, it is not preferable to completely remove the carbon or carbide phase.
  • the Fe content ranges from 27 to 45 atomic% with respect to the total amount of elements other than the R element (Fe, Co, Cu, M, C) (0.27 ⁇ p ⁇ 0.45).
  • the coercive force of the Sm—Co-based magnet tends to be difficult to express.
  • the decrease in coercive force is a factor that decreases the (BH) max and heat resistance of the Sm—Co magnet.
  • phase containing M carbide tends to precipitate in a composition region having a high Fe concentration.
  • the phase containing non-magnetic M carbide not only deteriorates the magnetic properties, but also makes it difficult to form a metal structure for developing coercivity in the surrounding main phase, that is, a phase-separated structure having a cell structure. I found.
  • the phase containing M carbide does not precipitate uniformly spatially, but is segregated or coarsened to cause precipitation of a region in which coercive force is hardly expressed. It has been found that it can be substantially reduced. Even if the amount of precipitation of the phase containing M carbide is the same, the surface area of the phase containing M carbide (precipitate grains) is more segregated or coarsened than when dispersed in a fine state. It becomes smaller and the area in contact with the main phase decreases. That is, the region in which the phase containing M carbide affects the concentration of M element in the main phase can be narrowed. This makes it possible to develop a coercive force of 1400 kA / m or more in an Sm—Co magnet having a high Fe concentration.
  • the ratio of the peripheral length L to the area S (precipitation area) of the phase (precipitation grains) containing M carbide precipitated in a granular form (hereinafter referred to as L / S ratio) is 1.
  • the range is 10 or less.
  • the circumferential length L of the phase containing M carbide indicates the size of the region where the phase containing M carbide is in contact with the main phase.
  • the area S of the phase containing M carbide indicates the amount of precipitation of the phase containing M carbide.
  • the ratio of the peripheral length L to the precipitation area S is 10 or less means that the region in which the phase containing M carbide is in contact with the main phase is smaller than the amount of precipitation of the phase containing M carbide. Means. Accordingly, the ratio of the phase separation structure having a cell structure in the main phase is increased, and the coercive force of the Sm—Co magnet is improved.
  • the L / S ratio is preferably 10 or less, and more preferably 8 or less. However, if the L / S ratio is less than 1, the amount of precipitates becomes too small, and the strength of the magnet decreases.
  • the L / S ratio is preferably 1 or more, more preferably 2 or more.
  • two or more phases (precipitated grains) containing M carbide exist per unit area (50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m) of the metal structure of the Sm—Co magnet. If the number of precipitates per unit area of the phase containing M carbide is less than 2, the effect of increasing the mechanical strength of the magnet cannot be sufficiently obtained, and the above L / S ratio may not be satisfied. There is. However, if the number of precipitations per unit area of the phase containing M carbide is excessively large, the area of the main phase is relatively reduced, and the characteristics such as the coercive force of the Sm—Co magnet are deteriorated.
  • the number of precipitations per unit area of the phase containing M carbide is preferably 40 or less.
  • the L / S ratio and the number of precipitations of the phase containing M carbide are determined as follows.
  • the composition analysis of the constituent phase is performed on the SEM image of the sample by EDX.
  • a continuous region having an M element concentration of 30 atomic% or more in the SEM image is recognized as a phase containing M carbide.
  • the observed M carbide containing phase is approximated by a circle with the smallest radius in which it enters (a circle in which the interface between the M carbide containing phase and the other phase is in contact with the circumference). From the radius (r i ) [unit: ⁇ m] of this circle, the perimeter length L (2 ⁇ r i ) and area S ( ⁇ (r i ) 2 ) of the phase containing M carbide are calculated.
  • the peripheral length L (2 ⁇ r i ) and area S ( ⁇ (r i ) 2 ) of the phase including all M carbides observed in the SEM image are obtained, and the total L total ( ⁇ 2 ⁇ r i ) and area of the peripheral length L are obtained.
  • a ratio (L total / S total ) with the total S total ( ⁇ (r i ) 2 ) of S is obtained as the L / S ratio. Furthermore, the number of precipitation of phases containing M carbide is determined.
  • SEM-EDX observation is performed as follows. The measurement is performed at the surface and inside of a cross section cut perpendicularly to the side (in the case of a curve, perpendicular to the tangent to the center) at the center of the longest side of the surface having the maximum area of the sample.
  • the measurement point is the reference line 1 drawn from the position of 1/2 of each side to the end perpendicular to the side to the end, and the inner angle of the corner starting from the center of each corner.
  • a reference line 2 drawn to the end toward the inside at a position of 1/2 of the angle is provided, and the position of 1% of the length of the reference line from the starting point of these reference lines 1 and 2 is the surface portion, 40% Define the position as internal.
  • the reference line is a total of eight reference lines 1 and 2, and the measurement points are 8 on the surface and inside, respectively.
  • the reference line is a total of eight reference lines 1 and 2
  • the measurement points are 8 on the surface and inside, respectively.
  • SEM observation is performed at a magnification of 2500 times.
  • the observation area (unit area) by SEM is 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m.
  • the acceleration voltage is preferably 20 kV.
  • the L total / S total ratio is measured at each measurement location, the average value of the values excluding the maximum value and the minimum value is obtained, and this average value is taken as the L / S ratio. Furthermore, the number of precipitations of the phase containing M carbide present per unit area (50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m) of each measurement location is measured, and the average value of the values excluding the maximum value and the minimum value among those measured values is obtained. This average value is defined as the number of precipitations.
  • FIG. 2 is a diagram showing an example of a magnetization curve of the Sm—Co based magnet of the embodiment in comparison with a conventional Sm—Co based magnet.
  • the Sm—Co magnet of the embodiment shown in FIG. 2 and the Sm—Co magnet of the comparative example each have the same composition and have a main phase, a grain boundary phase, and an M carbide that have a two-phase separated structure. And an oxide phase.
  • the L / S ratio of the phase containing M carbide is 10 or less
  • the Sm—Co based magnet of the comparative example the L / S ratio exceeds 10. .
  • FIG. 2 it can be seen that the Sm—Co magnet of the embodiment has excellent coercive force and squareness while maintaining high magnetization.
  • the precipitation form of the phase containing M carbide varies depending on the raw material composition (the amount of carbon and the amount of M element contained in the raw material), the heat treatment conditions in the sintering treatment and the solution treatment. In order to segregate or coarsely precipitate the phase containing M carbide, it is preferable to select the following conditions. Regarding the raw material composition, it is preferable to produce a powder having a high M element concentration and a powder having a low M element concentration, and mixing them together to obtain a desired composition. Since the powder having a high M element concentration preferentially reacts with carbon, the phase containing M carbide is likely to segregate or coarsely precipitate.
  • the heat treatment conditions it is effective to increase the sintering rate to accelerate the reaction between M element and carbon. Furthermore, it is effective to make the phase containing M carbide easily precipitate at the grain boundaries by increasing the sintering time and solution time and coarsening the crystal grain size of the main phase.
  • the permanent magnet of the embodiment is manufactured as follows, for example.
  • an alloy powder containing a predetermined amount of element is prepared.
  • the alloy powder is prepared by pulverizing an alloy ingot obtained by casting a molten metal by an arc melting method or a high frequency melting method.
  • the alloy powder can be made into a desired composition by mixing a plurality of powders having different compositions.
  • the M element concentration in the desired composition is 2.3% by mass
  • an alloy powder having an M element concentration of 2.0% by mass and an alloy powder having an M element concentration of 3.0% by mass may be mixed. It is done.
  • alloy powder Other preparation methods for alloy powder include mechanical alloying method, mechanical grinding method, gas atomization method, reduction diffusion method and the like. Alloy powders prepared by these methods may be used. By using the strip casting method, the uniformity of the alloy powder can be improved. The alloy powder thus obtained or the alloy before pulverization may be homogenized by performing a heat treatment as necessary. Flakes and ingots are pulverized using a jet mill, a ball mill, or the like. The pulverization is preferably performed in an inert gas atmosphere or an organic solvent in order to prevent oxidation of the alloy powder.
  • an alloy powder is filled in a mold placed in an electromagnet or the like, and pressure compaction is performed while applying a magnetic field, thereby producing a green compact in which crystal axes are oriented.
  • the molding method there are a dry method and a wet method.
  • a lubricant include silicone oil and mineral oil.
  • Such a green compact is sintered at a temperature of 1100 to 1300 ° C. for 1 to 15 hours to obtain a dense sintered body.
  • the sintering temperature is less than 1100 ° C., the density of the sintered body becomes insufficient.
  • the sintering temperature exceeds 1300 ° C., rare earth elements such as Sm evaporate and good magnetic properties cannot be obtained.
  • the sintering temperature is more preferably in the range of 1150 to 1250 ° C., and further preferably in the range of 1180 to 1230 ° C.
  • the sintering time is less than 1 hour, the density of the sintered body may be nonuniform.
  • the sintering time exceeds 15 hours, rare earth elements such as Sm evaporate, and good magnetic properties cannot be obtained.
  • the sintering time is more preferably in the range of 1 to 10 hours, still more preferably in the range of 1 to 7 hours.
  • the green compact is preferably sintered in vacuum or in an inert gas atmosphere such as argon gas in order to prevent oxidation.
  • the temperature rising rate during sintering is preferably in the range of 5 to 25 ° C./min.
  • the heating rate during sintering is more preferably 10 ° C./min or more, and further preferably 13 ° C./min or more. Further, the heating rate during sintering is more preferably 23 ° C./min or less, and further preferably 20 ° C./min or less.
  • the solution treatment is preferably carried out by holding at a temperature in the range of 1110 to 1200 ° C. for 1 to 24 hours in order to obtain the 1-7 phase which is a precursor of the phase separated structure.
  • the solution treatment temperature is less than 1110 ° C. or exceeds 1200 ° C., the ratio of the 1-7 phase in the sample after the solution treatment becomes small, and good magnetic properties cannot be obtained.
  • the concentration distribution of each element in the 1-7 phase may not be sufficiently uniform.
  • the solution treatment temperature is more preferably in the range of 1120 to 1190 ° C, and still more preferably in the range of 1130 to 1180 ° C.
  • the solution treatment time is less than 1 hour, the main phase crystal grains may not grow sufficiently. In addition, the constituent phases tend to be non-uniform, and the concentration distribution of each element in the 1-7 phase may not be sufficiently uniform. If the solution treatment time exceeds 24 hours, the rare earth elements such as Sm in the sintered body may evaporate, and good magnetic properties may not be obtained.
  • the solution treatment time is more preferably in the range of 1 to 24 hours, and further preferably in the range of 2 to 20 hours.
  • the solution treatment is preferably performed in vacuum or in an inert gas atmosphere such as argon gas in order to prevent oxidation.
  • the sintered body after solution treatment is held at a temperature of 700 to 900 ° C. for 10 to 100 hours, and then gradually lowered to a temperature of 20 to 600 ° C. at a cooling rate of ⁇ 0.1 to ⁇ 5 ° C./min. It is preferably carried out by cooling and subsequently cooling to room temperature.
  • the aging treatment is preferably performed in vacuum or in an inert gas atmosphere such as argon gas in order to prevent oxidation.
  • the aging treatment temperature is more preferably 750 to 880 ° C, and further preferably 780 to 850 ° C.
  • the aging treatment time is less than 10 hours, the cell wall phase may not be sufficiently precipitated from the 1-7 phase.
  • the aging treatment time exceeds 100 hours, the cell wall phase becomes thick, the volume fraction of the cell phase decreases, and the crystal grains become coarse, so that good magnet characteristics cannot be obtained. There is a fear.
  • the aging treatment time is more preferably 10 to 90 hours, and further preferably 20 to 80 hours.
  • the cooling rate after the aging treatment is more preferably in the range of ⁇ 0.3 to ⁇ 4 ° C./min, and further preferably in the range of ⁇ 0.5 to ⁇ 3 ° C./min.
  • preliminary aging treatment may be performed at a temperature lower than the aging treatment temperature.
  • the preliminary aging treatment is carried out by holding at a temperature of 500 to 900 ° C. for 0.5 to 10 hours and then gradually cooling to a temperature of 20 to 450 ° C. at a cooling rate of ⁇ 0.1 to ⁇ 5 ° C./min. It is preferable.
  • the squareness of the permanent magnet can be improved.
  • the permanent magnet of the 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 embodiment.
  • the permanent magnet of the 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 applied to the configuration and drive system of the variable magnetic flux motor. Can do.
  • FIG. 3 shows a permanent magnet motor according to the embodiment.
  • a rotor (rotor) 13 is disposed in a stator (stator) 12.
  • the permanent magnet 15 of the embodiment is disposed in the iron core 14 of the rotor 13. Based on the characteristics and the like of the permanent magnet of the embodiment, the permanent magnet motor 11 can be made highly efficient, downsized, reduced in cost, and the like.
  • FIG. 4 shows a variable magnetic flux motor according to the embodiment.
  • a rotor (rotor) 23 is disposed in a stator (stator) 22.
  • the permanent magnets of the embodiment are arranged as a fixed magnet 25 and a variable magnet 26.
  • the permanent magnet of the embodiment is suitable for the fixed magnet 25.
  • the variable magnet 26 can vary the magnetic flux density (magnetic flux amount). Since the magnetization direction of the variable magnet 26 is perpendicular to the Q-axis direction, the variable magnet 26 can be magnetized by the D-axis current without being affected by the Q-axis current.
  • the rotor 23 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 26.
  • the permanent magnet of the embodiment by changing the various conditions of the manufacturing method described above, for example, a fixed magnet 25 having a coercive force exceeding 500 kA / m and a variable magnet 26 having a coercive force of 500 kA / m or less are obtained. Can do.
  • the permanent magnet of the embodiment can be used for both the fixed magnet 25 and the variable magnet 26, but the permanent magnet of the embodiment is used for either one of the magnets. It may be used. Since the variable magnetic flux motor 21 can output a large torque with a small device size, the variable magnetic flux motor 21 is suitable for a motor such as a hybrid vehicle or an electric vehicle that requires a high output and a small size of the motor.
  • FIG. 5 shows a generator according to the embodiment.
  • a generator 31 shown in FIG. 5 includes a stator (stator) 32 using the permanent magnet of the embodiment.
  • a rotor (rotor) 33 disposed inside the stator (stator) 32 is connected to a turbine 34 provided at one end of the generator 31 via a shaft 35.
  • the turbine 34 is rotated by a fluid supplied from the outside, for example.
  • the shaft 35 can be rotated by transmitting dynamic rotation such as regenerative energy of the automobile instead of the turbine 34 rotated by the fluid.
  • Various known configurations can be employed for the stator 32 and the rotor 33.
  • the shaft 35 is in contact with a commutator (not shown) disposed on the side opposite to the turbine 34 with respect to the rotor 33, and the electromotive force generated by the rotation of the rotor 33 is phase-separated as the output of the generator 31. Via a bus and a main transformer (not shown), the system voltage is boosted and transmitted.
  • the generator 31 may be either a normal generator or a variable magnetic flux generator. Note that the rotor 33 is charged by static electricity from the turbine 34 or shaft current accompanying power generation. For this reason, the generator 31 includes a brush 36 for discharging the charging of the rotor 33.
  • Example 1 Each raw material was weighed to have a composition of “Sm (Fe 0.31 Zr 0.15 Cu 0.05 Co bal. C 0.01 ) 7.5 ” and then melted at high frequency in an Ar gas atmosphere to form an alloy. Ingot 1 was produced. Similarly, an alloy ingot 2 having a composition of “Sm (Fe 0.31 Zr 0.027 Cu 0.05 Co bal. C 0.01 ) 7.5 ” was produced. Each alloy ingot was coarsely pulverized and further finely pulverized by a jet mill to prepare alloy powder 1 and alloy powder 2 each having an average particle diameter of 4 ⁇ m. These alloy powder 1 and alloy powder 2 were weighed so as to have the composition shown in Table 1, and further mixed in a rotary stirrer. The obtained mixed powder was press-molded at a press pressure of 2 t in a 1.5 T magnetic field to produce a green compact.
  • the green compact of the mixed powder is placed in the chamber of the firing furnace, heated to 1200 ° C. at a temperature rising rate of 10 ° C./min in an Ar gas atmosphere, and held at that temperature for 3 hours for firing. Consolidation was performed, followed by solution treatment by holding at 1170 ° C. for 10 hours. By holding the sintered body after solution treatment in an Ar gas atmosphere at 830 ° C. for 20 hours, gradually cooling to 300 ° C. at a cooling rate of ⁇ 0.7 ° C./min, and further cooling the furnace to room temperature. The objective sintered magnet was obtained.
  • the composition of the sintered magnet is as shown in Table 1. The obtained sintered magnet was subjected to the characteristic evaluation described later.
  • Example 2 Each raw material was weighed so as to have the composition shown in Table 1, and then melted at high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot.
  • the alloy ingot was coarsely pulverized and further finely pulverized with a jet mill to prepare an alloy powder having an average particle size of 4 ⁇ m.
  • the alloy powder was press-molded at a press pressure of 2 t in a 1.5 T magnetic field to produce a green compact.
  • the green compact is placed in a chamber of a firing furnace, heated to 1200 ° C. at a temperature rising rate of 20 ° C./min in an Ar gas atmosphere, and held at that temperature for 5 hours for sintering. Subsequently, solution treatment was carried out by maintaining at 1170 ° C.
  • Examples 3 to 6 A sintered magnet was produced in the same manner as in Example 2 except that the composition shown in Table 1 was applied. The obtained sintered magnet was subjected to the characteristic evaluation described later.
  • Example 7 Each raw material was weighed so as to have the composition shown in Table 1, and then melted at high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot.
  • the alloy ingot was heat-treated at 1170 ° C. for 1 hour in an Ar gas atmosphere, then coarsely pulverized, and further finely pulverized with a ball mill to prepare an alloy powder having an average particle size of 3 ⁇ m.
  • the alloy powder was press-molded at a press pressure of 1 t in a 1.5 T magnetic field to produce a green compact. Next, the green compact is placed in the chamber of the firing furnace, heated to 1190 ° C. at a rate of 13 ° C./min in an Ar gas atmosphere, and held at that temperature for 3 hours for sintering.
  • solution treatment was carried out by maintaining at 1150 ° C. for 15 hours.
  • solution treatment was carried out in an Ar gas atmosphere at 800 ° C. for 30 hours, gradually cooling to 300 ° C. at a cooling rate of ⁇ 1.0 ° C./min, and further cooling the furnace to room temperature.
  • the objective sintered magnet was obtained.
  • the obtained sintered magnet was subjected to the characteristic evaluation described later.
  • Example 8 Each raw material was weighed to have a composition of “(Sm 0.8 Nd 0.2 ) (Fe 0.32 Zr 0.014 Cu 0.05 Co bal. C 0.015 ) 7.5 ”, and then Ar Alloy ingot 1 was produced by high-frequency melting in a gas atmosphere. Similarly, an alloy ingot 2 having a composition of “(Sm 0.8 Nd 0.2 ) (Fe 0.32 Zr 0.025 Cu 0.05 Co bal. C 0.015 ) 7.5 ” was produced. . Each alloy ingot was heat-treated at 1170 ° C.
  • alloy powder 1 and alloy powder 2 each having an average particle diameter of 3 ⁇ m.
  • These alloy powder 1 and alloy powder 2 were weighed so as to have the composition shown in Table 1, and further mixed in a rotary stirrer. The obtained mixed powder was press-molded at a press pressure of 1 t in a 1.5 T magnetic field to produce a green compact.
  • the green compact of the mixed powder is placed in a chamber of a firing furnace, heated to 1190 ° C. at a temperature rising rate of 13 ° C./min in an Ar gas atmosphere, and held at that temperature for 3 hours for firing. Consolidation was performed, and subsequently a solution treatment was carried out at 1150 ° C. for 15 hours.
  • a solution treatment was carried out at 1150 ° C. for 15 hours.
  • Example 9 Each raw material was weighed to have a composition of “Sm (Fe 0.32 (Zr 0.9 Ti 0.1 ) 0.015 Cu 0.06 Co bal. C 0.02 ) 7.3 ”, and then Ar Alloy ingot 1 was produced by high-frequency melting in a gas atmosphere.
  • the alloy ingot 1 was loaded into a quartz nozzle and melted by high-frequency induction heating, and then the molten metal was poured into a cooling roll rotating at a peripheral speed of 0.6 m / second and continuously solidified to produce an alloy ribbon. .
  • the alloy ribbon was coarsely pulverized and further pulverized by a jet mill to prepare an alloy powder 1 having an average particle size of 4 ⁇ m.
  • alloy powder 2 has a composition of “Sm (Fe 0.32 (Zr 0.9 Ti 0.1 ) 0.022 Cu 0.06 Co bal. C 0.02 ) 7.3 ”, and the average particle size is 4 ⁇ m alloy powder 2 was prepared. These alloy powder 1 and alloy powder 2 were weighed so as to have the composition shown in Table 1, and further mixed in a rotary stirrer. The obtained mixed powder was press-molded at a press pressure of 1 t in a 1.5 T magnetic field to produce a green compact.
  • the green compact of the mixed powder is placed in a chamber of a baking furnace, heated to 1200 ° C. at a temperature rising rate of 13 ° C./min in an Ar gas atmosphere, and held at that temperature for 1 hour for baking. Consolidation was performed, followed by solution treatment by holding at 1170 ° C. for 10 hours.
  • the sintered body after solution treatment was heat-treated as a first aging treatment under conditions of 750 ° C. ⁇ 2 hours, and then gradually cooled to 200 ° C. at a cooling rate of ⁇ 1.5 ° C./min.
  • After performing heat treatment under the condition of 850 ° C. ⁇ 10 hours as the second aging treatment by gradually cooling to 600 ° C. at a cooling rate of ⁇ 1.0 ° C./min, and further furnace cooling to room temperature,
  • the intended sintered magnet was obtained.
  • the obtained sintered magnet was subjected to the characteristic evaluation described later.
  • Example 10 Each raw material was weighed so as to have the composition shown in Table 1, and then melted at high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot.
  • the alloy ingot 1 was loaded into a quartz nozzle and melted by high-frequency induction heating, and then the molten metal was poured into a cooling roll rotating at a peripheral speed of 0.6 m / second and continuously solidified to produce an alloy ribbon.
  • the alloy ribbon was coarsely pulverized and further pulverized by a jet mill to prepare an alloy powder having an average particle size of 4 ⁇ m.
  • the obtained alloy powder was press-molded at a press pressure of 1 t in a 1.5 T magnetic field to produce a green compact.
  • the green compact of the mixed powder is placed in a chamber of a baking furnace, heated to 1200 ° C. at a temperature rising rate of 13 ° C./min in an Ar gas atmosphere, and held at that temperature for 1 hour for baking. Consolidation was performed, followed by solution treatment by holding at 1170 ° C. for 10 hours.
  • the sintered body after solution treatment was heat-treated as a first aging treatment under conditions of 750 ° C. ⁇ 2 hours, and then gradually cooled to 200 ° C. at a cooling rate of ⁇ 1.5 ° C./min.
  • After performing heat treatment under the condition of 850 ° C. ⁇ 10 hours as the second aging treatment by gradually cooling to 600 ° C. at a cooling rate of ⁇ 1.0 ° C./min, and further furnace cooling to room temperature,
  • the intended sintered magnet was obtained.
  • the composition of the sintered magnet is as shown in Table 1. The obtained sintered magnet was subjected to the characteristic evaluation described later.
  • Example 1 Each raw material was weighed so as to have the same composition as the magnet of Example 1, and then melted at high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot.
  • the alloy ingot was coarsely pulverized and further finely pulverized with a jet mill to prepare an alloy powder having an average particle size of 4 ⁇ m.
  • a green compact was produced in the same manner as in Example 1.
  • the green compact is placed in a chamber of a firing furnace, heated to 1200 ° C. at a rate of 1 ° C./min in an Ar gas atmosphere, and held at that temperature for 1 hour for sintering.
  • a solution treatment was performed by holding at 1170 ° C. for 0.5 hour.
  • the sintered body after solution treatment is held at 830 ° C. for 20 hours in an Ar gas atmosphere, then slowly cooled to 300 ° C. at a cooling rate of ⁇ 0.7 ° C./min, and further cooled in a furnace to room temperature.
  • the objective sintered magnet was obtained.
  • the obtained sintered magnet was subjected to the characteristic evaluation described later.
  • Example 2 (Comparative Example 2) Using the alloy powder having the same composition as in Example 2, a green compact was produced in the same manner as in Example 2. Next, the green compact is placed in a chamber of a firing furnace, heated to 1200 ° C. at 1 ° C./min in an Ar gas atmosphere, held at that temperature for 15 hours for sintering, and subsequently 1170. The solution treatment was performed by maintaining at 5 ° C. for 5 hours. By holding the sintered body after solution treatment in an Ar gas atmosphere at 830 ° C. for 20 hours, gradually cooling to 300 ° C. at a cooling rate of ⁇ 0.7 ° C./min, and further cooling the furnace to room temperature. The objective sintered magnet was obtained. The obtained sintered magnet was subjected to the characteristic evaluation described later.
  • Comparative Example 3 A sintered magnet was produced in the same manner as in Example 2 except that the composition shown in Table 1 was applied.
  • the sintered magnet of Comparative Example 3 has a higher carbon content than the Examples.
  • each metal structure had a main phase, a grain boundary phase, an ⁇ phase, and an oxide phase. It was confirmed that In accordance with the method described above, the L / S ratio of the phase containing M carbide in the sintered magnet (sintered body) was determined. Furthermore, the number of precipitation of phases containing M carbide per unit area was measured. The results are shown in Table 2. Next, the magnetic characteristics of each sintered magnet were evaluated with a BH tracer, and the residual magnetization and coercive force were measured. The results are shown in Table 2.
  • the magnets of the examples and comparative examples all had a phase containing a two-phase separated structure and the above M carbide.
  • the precipitation amount of carbide is too small, and it becomes difficult to obtain sufficient mechanical strength, which is not practical.

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Abstract

　実施形態の永久磁石は、組成式：Ｒ（ＦｅｐＭｑＣｕｒＣｔＣｏ１－ｐ－ｑ－ｒ－ｔ）ｚ（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１つの元素、ＭはＴｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１つの元素、０．２７≦ｐ≦０．４５、０．０１≦ｑ≦０．０５、０．０１≦ｒ≦０．１、０．００２≦ｔ≦０．０３、６≦ｚ≦９）で表される組成と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を含む主相、および３０原子％以上のＭ元素濃度を有するＭ元素の副相を備える金属組織とを具備する。Ｍ元素の副相は金属組織中に析出している。Ｍ元素の副相の析出面積に対する周囲長の比は１以上１０以下である。

Description

永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機
　本発明の実施形態は、永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機に関する。
　高性能な永久磁石としては、Ｓｍ－Ｃｏ系磁石やＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石等の希土類磁石が知られている。ハイブリッド自動車（Ｈｙｂｒｉｄ　Ｅｌｅｃｔｒｉｃ　Ｖｅｈｉｃｌｅ：ＨＥＶ）、電気自動車（Ｅｌｅｃｔｒｉｃ　Ｖｅｈｉｃｌｅ：ＥＶ）、鉄道車両等のモータに永久磁石を使用する場合、永久磁石には耐熱性が求められる。ＨＥＶ、ＥＶ、鉄道車両等のモータには、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石のＮｄ（ネオジム）の一部をＤｙ（ジスプロシウム）で置換して耐熱性を高めた永久磁石が用いられている。Ｄｙは希少元素の１つであるため、Ｄｙを使用しない永久磁石が求められている。
　Ｓｍ－Ｃｏ系磁石はキュリー温度が高いため、Ｄｙを使用しない組成系で優れた耐熱性を示すことが知られており、高温で良好な動作特性の実現が期待されている。しかしながら、Ｓｍ－Ｃｏ系磁石はＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石に比べて磁化が低く、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）も十分な値を実現することができない。Ｓｍ－Ｃｏ系磁石の磁化を高めるためには、Ｃｏの一部をＦｅで置換すると共に、Ｆｅ濃度を高めることが有効である。しかしながら、Ｆｅ濃度が高い組成領域では、Ｓｍ－Ｃｏ系磁石の保磁力が減少する傾向にある。そこで、高Ｆｅ濃度の組成を有するＳｍ－Ｃｏ系磁石において、高い磁化を保ちつつ、十分な保磁力を発現させることが求められている。
特開２０１２－２０４５９９号公報 特開２０１３－１３８２５８号公報
　本発明が解決しようとする課題は、Ｓｍ－Ｃｏ系磁石の高い磁化を保ちつつ、保磁力をより一層向上させた永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機を提供することにある。
　実施形態の永久磁石は、
　組成式：Ｒ（ＦｅｐＭｑＣｕｒＣｔＣｏ１－ｐ－ｑ－ｒ－ｔ）ｚ
（式中、Ｒは希土類元素からなる群より選ばれる少なくとも１つの元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素、ｐは０．２７≦ｐ≦０．４５を満足する数（原子比）、ｑは０．０１≦ｑ≦０．０５を満足する数（原子比）、ｒは０．０１≦ｒ≦０．１を満足する数（原子比）、ｔは０．００２≦ｔ≦０．０３を満足する数（原子比）、ｚは６≦ｚ≦９を満足する数（原子比）である）
　で表される組成と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を含む主相、および３０原子％以上のＭ元素濃度を有するＭ元素の副相を備える金属組織とを具備する。Ｍ元素の副相は金属組織中に析出しており、副相の析出面積に対する周囲長の比が１以上１０以下の範囲である。
実施形態の永久磁石の金属組織を拡大して示す走査電子顕微鏡像である。 実施形態の永久磁石の磁化曲線の一例を示す図である。 実施形態の永久磁石モータを示す図である。 実施形態の可変磁束モータを示す図である。 実施形態の永久磁石発電機を示す図である。
　以下、実施形態の永久磁石について説明する。この実施形態の永久磁石は、
　組成式：Ｒ（ＦｅｐＭｑＣｕｒＣｔＣｏ１－ｐ－ｑ－ｒ－ｔ）ｚ　…（１）
（式中、Ｒは希土類元素からなる群より選ばれる少なくとも１つの元素、ＭはＴｉ、ＺｒおよびＨｆからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素、ｐは０．２７≦ｐ≦０．４５を満足する数（原子比）、ｑは０．０１≦ｑ≦０．０５を満足する数（原子比）、ｒは０．０１≦ｒ≦０．１を満足する数（原子比）、ｔは０．００２≦ｔ≦０．０３を満足する数（原子比）、ｚは６≦ｚ≦９を満足する数（原子比）である）
　で表される組成と、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を含む主相、および３０原子％以上のＭ元素濃度を有するＭ元素の副相を備える金属組織とを具備する。
　組成式（１）において、Ｒ元素としてはイットリウム（Ｙ）を含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの元素が使用される。Ｒ元素は、いずれも永久磁石に大きな磁気異方性をもたらし、高い保磁力を付与する元素である。Ｒ元素としては、サマリウム（Ｓｍ）、セリウム（Ｃｅ）、ネオジム（Ｎｄ）、およびプラセオジム（Ｐｒ）から選ばれる少なくとも１つを用いることが好ましく、特にＳｍを使用することが望ましい。Ｒ元素の５０原子％以上がＳｍであることによって、永久磁石の性能、とりわけ保磁力を高めることができる。さらに、Ｒ元素の７０原子％以上がＳｍであることが望ましい。
　Ｒ元素は、Ｒ元素とそれ以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍ、Ｃｕ、Ｃ）との原子比が１：６～１：９の範囲（ｚの値として６～９の範囲）となるように含有される。Ｒ元素とそれ以外の元素との原子比ｚが９を超えると、多量のα－Ｆｅ相が析出して十分な保磁力が得られない。原子比ｚが６未満であると、飽和磁化の低下が著しくなる。原子比ｚは６．５以上が好ましく、より好ましくは７以上である。さらに、原子比ｚは８．５以下が好ましく、より好ましくは８以下である。
　鉄（Ｆｅ）は、主として永久磁石の磁化を担う元素である。Ｆｅを多量に含有させることによって、永久磁石の飽和磁化を高めることができる。ただし、Ｆｅの含有量が過剰になりすぎると、α－Ｆｅ相の析出等により保磁力が低下する。Ｆｅの含有量は、Ｒ元素以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃ）の総量を１とした場合の原子比として、０．２７≦ｐ≦０．４５の範囲である。Ｆｅの含有量は０．２９≦ｐ≦０．４３がより好ましく、さらに好ましくは０．３０≦ｐ≦０．４０である。
　Ｍ元素としては、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、およびハフニウム（Ｈｆ）から選ばれる少なくとも１つの元素が用いられる。Ｍ元素を含有させることによって、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。Ｍ元素の含有量は、Ｒ元素以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃ）の総量を１とした場合の原子比として、０．０１≦ｑ≦０．０５の範囲である。ｑ値が０．０５を超えると磁化の低下が著しい。ｑ値が０．０１未満であるとＦｅ濃度を高める効果が小さい。Ｍ元素の含有量は０．０１２≦ｑ≦０.０３がより好ましく、さらに好ましくは０．０１５≦ｑ≦０．０２５である。
　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％以上がＺｒであることによって、永久磁石の保磁力を高める効果をさらに向上させることができる。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、その使用量は少なくすることが好ましい。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。
　銅（Ｃｕ）は、永久磁石に高い保磁力を発現させるための元素である。Ｃｕの含有量は、Ｒ元素以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃ）の総量を１とした場合の原子比として、０．０１≦ｒ≦０．１の範囲である。ｒ値が０．１を超えると磁化の低下が著しい。ｒ値が０．０１未満であると高い保磁力を得ることが困難となる。Ｃｕの含有量は０．０２≦ｒ≦０．１がより好ましく、さらに好ましくは０．０３≦ｒ≦０．０８である。
　コバルト（Ｃｏ）は、永久磁石の磁化を担うと共に、高い保磁力を発現させるために必要な元素である。Ｃｏを多く含有するとキュリー温度が高くなり、永久磁石の熱安定性も向上する。Ｃｏの含有量が少ないとこれらの効果が小さくなる。ただし、永久磁石に過剰にＣｏを含有させると相対的にＦｅの含有量が減るため、磁化の低下を招くおそれがある。Ｃｏの含有量はｐ、ｑ、ｒ、ｔで規定される範囲（１－ｐ－ｑ－ｒ－ｔ）とする。
　Ｃｏの一部は、ニッケル（Ｎｉ）、バナジウム（Ｖ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、ケイ素（Ｓｉ）、ガリウム（Ｇａ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、およびタングステン（Ｗ）から選ばれる少なくとも１つの元素Ａで置換してもよい。これらの置換元素は磁石特性、例えば保磁力の向上に寄与する。ただし、元素ＡによるＣｏの過剰な置換は磁化の低下を招くおそれがあるため、元素Ａによる置換量はＣｏの２０原子％以下の範囲であることが好ましい。
　実施形態の永久磁石は、微量の炭素（Ｃ）を含有する。Ｓｍ－Ｃｏ系磁石中に微量の炭素を存在させることによって、永久磁石の機械的強度が向上する。炭素の含有量は、Ｒ元素以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃ）の総量を１とした場合の原子比として、０．００２≦ｔ≦０．０３の範囲である。ｔ値が０．０３を超えると炭化物の析出量が過多になり、磁化の低下が著しくなると共に、主相中のＭ元素量が減少して保磁力が発現しにくくなる。ｔ値が０．００２未満であると炭化物の析出量が少なくなりすぎて、十分な機械的強度を得ることが困難になる。炭素の含有量は０．００３≦ｔ≦０．０２がより好ましく、さらに好ましくは０．００４≦ｔ≦０．０１である。なお、実施形態の永久磁石は、酸化物等の不可避的不純物を含有することを許容する。
　実施形態の永久磁石は、式（１）で表される組成を有する焼結体からなる焼結磁石であることが好ましい。Ｓｍ－Ｃｏ系焼結磁石は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相（２－１７相）を含む領域を主相として有している。永久磁石の主相とは、全構成相のうち体積比が最大の相を意味する。主相の体積比は７０％以上であることが好ましく、さらに好ましくは９０％以上である。図１に実施形態のＳｍ－Ｃｏ系磁石の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）像の一例を示す。Ｓｍ－Ｃｏ系磁石は、図１に示すように、Ｓｍ２Ｃｏ１７相の結晶粒からなる主相以外に、結晶粒界を形成する粒界相、Ｍ元素の副相（主にＭ元素の炭化物を含む相）、Ｓｍ等のＲ元素の酸化物相、Ｓｍ２Ｃｏ７相のような低融点相等を副相として含んでいる。
　永久磁石の組成は、ＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ）発光分光分析法、ＳＥＭ－ＥＤＸ（走査電子顕微鏡－エネルギー分散型Ｘ線分光法：ＳＥＭ－Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐ）、ＴＥＭ－ＥＤＸ（透過電子顕微鏡－エネルギー分散型Ｘ線分光法：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ－ＥＤＸ）等により測定することができる。各相の体積比率は、電子顕微鏡や光学顕微鏡による観察とＸ線回折等とを併用して総合的に判断されるが、永久磁石の断面を撮影した電子顕微鏡写真の面積分析法により求めることができる。永久磁石の断面は、試料の最大面積を有する表面の実質的に中央部の断面を用いるものとする。
　実施形態の永久磁石において、主相は磁石特性を担う相であり、高温相であるＴｂＣｕ７型結晶相（１－７相）を前駆体とし、これに時効処理を施して形成したナノスケールの相分離組織を有している。相分離組織は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相（２－１７相）からなるセル相と、ＣａＣｕ５型結晶相（１－５相）等からなるセル壁相と、プレートレット相とから構成されている。相分離後の金属組織は、セル構造と呼ばれる二次構造を有している。セル壁相の磁壁エネルギーはセル相に比べて大きいため、この磁壁エネルギーの差が磁壁移動の障壁となる。Ｓｍ－Ｃｏ系磁石では、磁壁エネルギーの大きいセル壁相がピンニングサイトとして働くことで、磁壁ピニング型の保磁力が発現するものと考えられる。
　セル壁相は、セル相の境界に板状に存在する相であり、相の幅は数ｎｍ～１０ｎｍ程度である。セル相とセル壁相との磁壁エネルギーの差は、主にＣｕの濃度差により生じているものと考えられる。セル壁相のＣｕ濃度がセル相内のＣｕ濃度より高ければ、保磁力が発現するものと考えられる。実施形態の永久磁石において、セル壁相のＣｕ濃度はセル相に対して２倍以上高いことが好ましい。具体例を挙げると、セル相のＣｕ濃度が３原子％程度の試料において、セル壁相のＣｕ濃度は２０原子％程度である。
　プレートレット相は、複数の結晶粒を横断するように存在する板状の相であり、セル相のｃ軸方向に対して垂直に存在する。このため、１つのドメイン内ではプレートレット相同士は平行に観察される。プレートレット相のＭ元素濃度は、セル相に対して数倍高いことが好ましい。具体例を挙げると、セル相のＺｒ濃度が１．５原子％程度の試料において、プレートレット相のＺｒ濃度は４．５原子％程度である。プレートレット相は、相分離組織を形成する際の原子の拡散パスの役割を担っていると考えられる。プレートレット相が形成されることで相分離が進行する。プレートレット相はＭ元素に富むため、主相のＭ元素濃度を制御することが、Ｓｍ－Ｃｏ系磁石の保磁力を発現させる上で重要となる。
　Ｓｍ－Ｃｏ系磁石の構成相のうち、粒界相は主相としての結晶粒の周囲に存在する相であって、焼結時に形成される、主相よりも融点の低い相である。粒界相は、主にＳｍ２Ｃｏ７相やＳｍＣｏ５相等により構成される。Ｓｍ２Ｃｏ７相等の低融点相は、図１に示すように、結晶粒界から大きく成長することにより形成される。低融点相が金属組織の一部を形成する場合がある。低融点相は、主相よりＣｕ濃度やＭ元素濃度が高い傾向にある。低融点相は、主相とほぼ同一の元素で構成されるものの、主相よりＣｕやＭ元素の濃度が高く、さらに非磁性相である。このため、低融点相が多量に形成されると、主相のＣｕ濃度やＭ元素濃度の低下を招き、Ｓｍ－Ｃｏ系磁石の保磁力や角型性が低下する。
　Ｍ元素の副相は、主相の結晶粒内や結晶粒界に析出した相であり、主相中の主にＭ元素（特にＺｒ）が炭素と反応して析出することにより形成される。Ｍ元素の副相は、ＺｒＣ等のＭ元素の炭化物を含む。Ｍ元素の副相（以下、Ｍ炭化物を含む相とも記す。）は、０．５～５μｍ程度の直径を有する粒状に析出する。Ｍ炭化物を含む相は、ほぼＭ元素と炭素とから構成され、Ｍ元素濃度が３０原子％以上である。Ｍ炭化物を含む相は、低融点相と同様に非磁性相であるため、これが析出することで磁化の減少を招くと考えられる。さらに、Ｍ炭化物を含む相の周辺では、主相中のＭ元素濃度の低下が起こるため、プレートレット相が形成されにくくなる。このため、主相内の元素の拡散パスが減少し、セル構造が形成されにくくなると共に、セル相とセル壁相のＣｕ濃度差がつきにくくなることが予想される。従って、Ｓｍ－Ｃｏ系磁石の保磁力と角型性の低下を招くと考えられる。Ｍ炭化物を含む相が析出すると、その体積以上の領域で磁石特性の低下が起きていると考えられる。ただし、炭素や炭化物相は永久磁石の機械的強度を向上させる成分であるため、炭素や炭化物相を完全に除くことは好ましくない。
　前述したように、Ｓｍ－Ｃｏ系磁石の磁化を高めるためには、Ｃｏの一部をＦｅで置換すると共に、Ｆｅ濃度を高めることが有効である。実施形態のＳｍ－Ｃｏ系磁石においては、Ｆｅ含有量をＲ元素以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃ）の総量に対して２７～４５原子％の範囲（０．２７≦ｐ≦０．４５）としている。しかし、Ｆｅ濃度が高い組成領域では、Ｓｍ－Ｃｏ系磁石の保磁力が発現しにくくなる傾向にある。保磁力の低下はＳｍ－Ｃｏ系磁石の（ＢＨ）ｍａｘや耐熱性を低下させる要因となる。このような保磁力の低下原因について鋭意検討した結果、Ｆｅ濃度が高い組成領域ではＭ炭化物を含む相が析出しやすくなることを見出した。非磁性のＭ炭化物を含む相が磁石特性を低下させるだけでなく、その周辺の主相中においても保磁力を発現させるための金属組織、すなわちセル構造を有する相分離組織が形成されにくくなることを見出した。
　Ｍ炭化物を含む相の析出形態について詳細に検討した結果、Ｍ炭化物を含む相を空間的に均一に析出させずに、偏析もしくは粗大化させて析出させることによって、保磁力が発現しにくい領域を実質的に減少させることができることを見出した。Ｍ炭化物を含む相の析出量が同じであっても、微細な状態で分散して存在されるよりも、偏析もしくは粗大化して存在させる方が、Ｍ炭化物を含む相（析出粒）の表面積が小さくなり、主相と接する面積が減少する。すなわち、Ｍ炭化物を含む相が主相中のＭ元素濃度に影響を与える領域を狭めることができる。これによって、高Ｆｅ濃度を有するＳｍ－Ｃｏ系磁石に１４００ｋＡ／ｍ以上の保磁力を発現させることが可能になる。
　実施形態のＳｍ－Ｃｏ系磁石においては、粒状に析出するＭ炭化物を含む相（析出粒）の面積Ｓ（析出面積）に対する周囲長Ｌの比（以下、Ｌ／Ｓ比と記す。）を１以上１０以下の範囲としている。Ｍ炭化物を含む相の周囲長Ｌは、Ｍ炭化物を含む相が主相と接する領域の大きさを示す。Ｍ炭化物を含む相の面積Ｓは、Ｍ炭化物を含む相の析出量を示す。析出面積Ｓに対する周囲長Ｌの比（Ｌ／Ｓ比）が１０以下であるということは、Ｍ炭化物を含む相の析出量に対して、Ｍ炭化物を含む相が主相と接する領域が小さいことを意味している。従って、主相中のセル構造を有する相分離組織の比率が増大し、Ｓｍ－Ｃｏ系磁石の保磁力が向上する。Ｌ／Ｓ比は１０以下が好ましく、より好ましは８以下である。ただし、Ｌ／Ｓ比が１未満であると析出物の量が少なくなりすぎて、磁石の強度が低下する。Ｌ／Ｓ比は１以上が好ましく、より好ましくは２以上である。
　さらに、Ｍ炭化物を含む相（析出粒）は、Ｓｍ－Ｃｏ系磁石の金属組織の単位面積（５０μｍ×５０μｍ）あたりに２個以上存在していることが好ましい。Ｍ炭化物を含む相の単位面積あたりの析出数が２個未満であると、磁石の機械的強度を高める効果を十分に得ることができないと共に、上記したＬ／Ｓ比を満足させることができないおそれがある。ただし、Ｍ炭化物を含む相の単位面積あたりの析出数が多くなりすぎると、主相の面積が相対的に減少することで、Ｓｍ－Ｃｏ系磁石の保磁力等の特性が低下する。Ｍ炭化物を含む相の単位面積あたりの析出数は４０個以下であることが好ましい。
　上述したようなＭ炭化物を含む相を実現することによって、高Ｆｅ濃度を有するＳｍ－Ｃｏ系磁石において、大きな保磁力を発現させることが可能になる。すなわち、高Ｆｅ濃度に基づいて高い磁化を付与したＳｍ－Ｃｏ系磁石において、保磁力を発現させるための相分離組織の比率を増大させることができる。従って、高い磁化を維持しつつ保磁力を向上させたＳｍ－Ｃｏ系磁石を提供することができる。さらに、そのような磁化と保磁力とに基づいて、Ｓｍ－Ｃｏ系磁石の（ＢＨ）maxの値を向上させることができる。これらよって、高性能なＳｍ－Ｃｏ系磁石を提供することが可能となる。
　Ｍ炭化物を含む相のＬ／Ｓ比および析出数は、以下のようにして求める。試料のＳＥＭ像についてＥＤＸにより構成相の組成分析を行う。ＳＥＭ像内でＭ元素濃度が３０原子％以上の連続した領域を、Ｍ炭化物を含む相と認定する。次に、観察されるＭ炭化物を含む相を、それが入る最小半径の円（Ｍ炭化物を含む相とその他の相との界面が円周に接する円）で近似する。この円の半径（ｒｉ）［単位：μｍ］からＭ炭化物を含む相の周囲長Ｌ（２πｒｉ）と面積Ｓ（π（ｒｉ）２）を算出する。ＳＥＭ像内に観察される全てのＭ炭化物を含む相の周囲長Ｌ（２πｒｉ）と面積Ｓ（π（ｒｉ）２）とを求め、周囲長Ｌの合計Ｌｔｏｔａｌ（Σ２πｒｉ）と面積Ｓの合計Ｓｔｏｔａｌ（Σπ（ｒｉ）２）との比（Ｌｔｏｔａｌ／Ｓｔｏｔａｌ）をＬ／Ｓ比として求める。さらに、Ｍ炭化物を含む相の析出数を求める。
　ＳＥＭ－ＥＤＸ観察は、以下のようにして行う。試料の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測定を行う。測定箇所は、上記断面において各辺の１／２の位置を始点として辺に対し垂直に内側に向けて端部まで引いた基準線１と、各角部の中央を始点として角部の内角の角度の１／２の位置で内側に向けて端部まで引いた基準線２とを設け、これら基準線１、２の始点から基準線の長さの１％の位置を表面部、４０％の位置を内部と定義する。なお、角部が面取り等で曲率を有する場合には、隣り合う辺を延長した交点を辺の端部（角部の中央）とする。この場合、測定箇所は交点からではなく、基準線と接した部分からの位置とする。
　測定箇所を以上のようにすることによって、例えば断面が四角形の場合、基準線は基準線１および基準線２でそれぞれ４本の合計８本となり、測定箇所は表面部および内部でそれぞれ８箇所となる。この実施形態においては、表面部および内部でそれぞれ８箇所全てが上記したＬ／Ｓ比の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観察面を研磨して平滑にした後、倍率２５００倍でＳＥＭ観察を行う。ＳＥＭによる観察領域（単位面積）は５０μｍ×５０μｍとする。加速電圧は２０ｋＶとすることが好ましい。各測定箇所でＬｔｏｔａｌ／Ｓｔｏｔａｌ比を測定し、それら測定値のうちの最大値と最小値を除いた値の平均値を求め、この平均値をＬ／Ｓ比とする。さらに、各測定箇所の単位面積（５０μｍ×５０μｍ）あたりに存在するＭ炭化物を含む相の析出数を測定し、それら測定値のうちの最大値と最小値を除いた値の平均値を求め、この平均値を析出数とする。
　図２は実施形態のＳｍ－Ｃｏ系磁石の磁化曲線の一例を従来のＳｍ－Ｃｏ系磁石と比較して示す図である。図２に示す実施形態のＳｍ－Ｃｏ系磁石と比較例のＳｍ－Ｃｏ系磁石とは、それぞれ同一組成を有し、かつ二相分離組織を有する主相と粒界相とＭ炭化物を含む相と酸化物相とを備えている。ただし、実施形態のＳｍ－Ｃｏ系磁石は、Ｍ炭化物を含む相のＬ／Ｓ比が１０以下であるのに対し、比較例のＳｍ－Ｃｏ系磁石はＬ／Ｓ比が１０を超えている。図２から明らかなように、実施形態のＳｍ－Ｃｏ系磁石は高い磁化を維持したまま、優れた保磁力と角型性を有していることが分かる。
　Ｍ炭化物を含む相の析出形態は、原料組成（原料中に含有される炭素量およびＭ元素量等）、焼結処理や溶体化処理における熱処理条件により変化する。Ｍ炭化物を含む相を偏析させる、もしくは粗大に析出させるためには、以下に示す条件を選択することが好ましい。原料組成に関しては、Ｍ元素濃度が高い粉末とＭ元素濃度が低い粉末とを作製し、これら両者を混ぜ合わせて所望の組成を得ることが好ましい。Ｍ元素濃度が高い粉末が優先的に炭素と反応するため、Ｍ炭化物を含む相が偏析もしくは粗大に析出しやすくなる。熱処理条件に関しては、焼結速度を速くしてＭ元素と炭素との反応を速めることが有効である。さらに、焼結時間や溶体化時間を長時間化し、主相の結晶粒径を粗大化させることによって、Ｍ炭化物を含む相を粒界に析出しやすくさせることが有効である。これらの具体的な条件については、後に詳述する。
　実施形態の永久磁石は、例えば以下のようにして作製される。まず、所定量の元素を含む合金粉末を作製する。合金粉末は、アーク溶解法や高周波溶解法による溶湯を鋳造して得られた合金インゴットを粉砕して調製する。合金粉末は、組成が異なる複数の粉末を混ぜ合わせて所望の組成とすることができる。特に、Ｍ元素濃度が異なる粉末を混ぜ合わせることによって、所望の組成を有する合金粉末を調製することが好ましい。例えば、所望の組成におけるＭ元素濃度が２．３質量％の場合、Ｍ元素濃度が２．０質量％の合金粉末とＭ元素濃度が３．０質量％の合金粉末とを混ぜ合わせる等が考えられる。
　合金粉末の他の調製方法としては、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、還元拡散法等が挙げられる。これらの方法で調製した合金粉末を用いてもよい。ストリップキャスト法を用いることによって、合金粉末の均一性の向上を図ることができる。このようにして得られた合金粉末または粉砕前の合金に対して、必要に応じて熱処理を施して均質化してもよい。フレークやインゴットの粉砕は、ジェットミルやボールミル等を用いて実施される。粉砕は合金粉末の酸化を防止するために、不活性ガス雰囲気中や有機溶媒中で行うことが好ましい。
　次に、電磁石等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って、結晶軸を配向させた圧粉体を作製する。成型方式としては、乾式で行なう方法と湿式で行なう方法とがある。乾式で成型する場合には、粉末の流動性の向上と酸化防止のために、潤滑剤を微量添加することが望ましい。潤滑剤としては、シリコーンオイルや鉱物油等が挙げられる。このような圧粉体を１１００～１３００℃の温度で１～１５時間焼結して緻密な焼結体を得る。
　焼結温度が１１００℃未満であると、焼結体の密度が不十分となる。焼結温度が１３００℃を超えると、Ｓｍ等の希土類元素が蒸発して良好な磁気特性が得られない。焼結温度は１１５０～１２５０℃の範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは１１８０～１２３０℃の範囲である。焼結時間が１時間未満の場合、焼結体の密度が不均一になるおそれがある。焼結時間が１５時間を超えると、Ｓｍ等の希土類元素が蒸発して良好な磁気特性が得られない。焼結時間は１～１０時間の範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは１～７時間の範囲である。圧粉体の焼結は酸化を防止するために、真空中やアルゴンガス等の不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。
　焼結時の昇温速度は５～２５℃／分の範囲であることが好ましい。焼結時の昇温速度を５℃／分以上とすることによって、Ｍ元素と炭素との反応が速まり、Ｍ炭化物を含む相が偏析もしくは粗大に析出しやすくなる。焼結時の昇温速度が２５℃／分を超えると、焼結体の緻密性が損なわれるおそれがある。焼結時の昇温速度は１０℃／分以上であることがより好ましく、さらに好ましくは１３℃／分以上である。また、焼結時の昇温速度は２３℃／分以下であることがより好ましく、さらに好ましくは２０℃／分以下である。
　次に、得られた焼結体に対して、溶体化処理および時効処理を施して結晶組織を制御する。溶体化処理は相分離組織の前駆体である１－７相を得るために、１１１０～１２００℃の範囲の温度で１～２４時間保持することにより実施することが好ましい。溶体化処理温度が１１１０℃未満または１２００℃を超えると、溶体化処理後の試料中の１－７相の割合が小さくなり、良好な磁気特性が得られない。また、１－７相内の各元素の濃度分布を十分に均一化できないおそれがある。溶体化処理温度は１１２０～１１９０℃の範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは１１３０℃～１１８０℃の範囲である。
　溶体化処理時間が１時間未満の場合には、主相の結晶粒が十分に成長しないおそれが有る。また、構成相が不均一になりやすく、さらに１－７相内の各元素の濃度分布を十分に均一化できないおそれがある。溶体化処理時間が２４時間を超えると、焼結体中のＳｍ等の希土類元素が蒸発する等して、良好な磁気特性が得られないおそれがある。溶体化処理時間は１～２４時間の範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは２～２０時間の範囲である。溶体化処理は酸化防止のために、真空中やアルゴンガス等の不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。
　時効処理は、溶体化処理後の焼結体を７００～９００℃の温度で１０～１００時間保持した後、－０．１～－５℃／分の冷却速度で２０～６００℃の温度まで徐冷し、引き続いて室温まで冷却することにより実施することが好ましい。このような条件下で時効処理を実施することによって、相分離組織を有するＳｍ－Ｃｏ系磁石を再現性よく得ることができる。時効処理は酸化防止のために、真空中やアルゴンガス等の不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。
　時効処理温度が７００℃未満または９００℃を超える場合には、均質なセル相とセル壁相との混合組織を得ることができず、永久磁石の磁気特性が低下するおそれがある。時効処理温度は７５０～８８０℃であることがより好ましく、さらに好ましくは７８０～８５０℃である。時効処理時間が１０時間未満の場合には、１－７相からセル壁相の析出が十分に完了しないおそれがある。時効処理時間が１００時間を超える場合には、セル壁相の厚さが厚くなってセル相の体積分率が低下し、また結晶粒が粗大化することで、良好な磁石特性が得られないおそれがある。時効処理時間は１０～９０時間であることがより好ましく、さらに好ましくは２０～８０時間である。
　時効処理後の冷却速度が遅すぎると、永久磁石の生産性が低下し、コストが増大するおそれがある。時効処理後の冷却速度が速すぎると、均質なセル相とセル壁相との混合組織を得ることができず、永久磁石の磁気特性が低下するおそれがある。時効処理後の冷却速度は－０．３～－４℃／分の範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは－０．５～－３℃／分の範囲である。
　上記した時効処理に先立って、時効処理温度より低温で予備時効処理を行ってもよい。予備時効処理は、５００～９００℃の温度で０．５～１０時間保持した後、－０．１～－５℃／分の冷却速度で２０～４５０℃の温度まで徐冷することにより実施することが好ましい。予備時効処理を行なうことで、永久磁石の角型性を向上させることができる。
　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。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。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、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３は実施形態による永久磁石モータを示している。図３に示す永久磁石モータ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、実施形態の永久磁石１５が配置されている。実施形態の永久磁石の特性等に基づいて、永久磁石モータ１１の高効率化、小型化、低コスト化等を図ることができる。
　図４は実施形態による可変磁束モータを示している。図４に示す可変磁束モータ２１において、ステータ（固定子）２２内にはロータ（回転子）２３が配置されている。ロータ２３の鉄心２４中には、実施形態の永久磁石が固定磁石２５および可変磁石２６として配置されている。実施形態の永久磁石は固定磁石２５に好適である。可変磁石２６は、磁束密度（磁束量）を可変することが可能とされている。可変磁石２６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２３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２６に作用する構造となっている。
　実施形態の永久磁石によれば、前述した製造方法の各種条件を変更することによって、例えば保磁力が５００ｋＡ／ｍを超える固定磁石２５と保磁力が５００ｋＡ／ｍ以下の可変磁石２６とを得ることができる。なお、図４に示す可変磁束モータ２１においては、固定磁石２５および可変磁石２６のいずれにも実施形態の永久磁石を用いることが可能であるが、いずれか一方の磁石に実施形態の永久磁石を用いてもよい。可変磁束モータ２１は、大きなトルクを小さい装置サイズで出力可能であるため、モータの高出力・小型化が求められるハイブリッド車や電気自動車等のモータに好適である。
　図５は実施形態による発電機を示している。図５に示す発電機３１は、実施形態の永久磁石を用いたステータ（固定子）３２を備えている。ステータ（固定子）３２の内側に配置されたロータ（回転子）３３は、発電機３１の一端に設けられたタービン３４とシャフト３５を介して接続されている。タービン３４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３４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３５を回転させることも可能である。ステータ３２とロータ３３には、各種公知の構成を採用することができる。
　シャフト３５は、ロータ３３に対してタービン３４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３３の回転により発生した起電力が発電機３１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３１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３３にはタービン３４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３１はロータ３３の帯電を放電させるためのブラシ３６を備えている。
　次に、実施例およびその評価結果について述べる。
（実施例１）
　各原料を「Ｓｍ（Ｆｅ０．３１Ｚｒ０．１５Ｃｕ０．０５Ｃｏｂａｌ．Ｃ０．０１）７．５」の組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴット１を作製した。同様にして、「Ｓｍ（Ｆｅ０．３１Ｚｒ０．０２７Ｃｕ０．０５Ｃｏｂａｌ．Ｃ０．０１）７．５」の組成を有する合金インゴット２を作製した。各合金インゴットを粗粉砕し、さらにジェットミルで微粉砕することによって、それぞれ平均粒子径が４μｍの合金粉末１および合金粉末２を調製した。これら合金粉末１と合金粉末２とを表１に示す組成となるように秤量し、さらに回転撹拌機に入れて混合した。得られた混合粉末を１．５Ｔの磁界中にて２ｔのプレス圧でプレス成型して圧粉体を作製した。
　次に、混合粉末の圧粉体を焼成炉のチャンバ内に配置し、Ａｒガス雰囲気中にて１０℃／分の昇温速度で１２００℃まで昇温し、その温度で３時間保持して焼結を行い、引き続いて１１７０℃で１０時間保持して溶体化処理を行った。溶体化処理後の焼結体をＡｒガス雰囲気中にて８３０℃で２０時間保持した後、－０．７℃／分の冷却速度で３００℃まで徐冷し、さらに室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。得られた焼結磁石を後述する特性評価に供した。
（実施例２）
　各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを粗粉砕し、さらにジェットミルで微粉砕することによって、平均粒子径が４μｍの合金粉末を調製した。合金粉末を１．５Ｔの磁界中にて２ｔのプレス圧でプレス成型して圧粉体を作製した。次に、圧粉体を焼成炉のチャンバ内に配置し、Ａｒガス雰囲気中にて２０℃／分の昇温速度で１２００℃まで昇温し、その温度で５時間保持して焼結を行い、引き続いて１１７０℃で２０時間保持して溶体化処理を行った。溶体化処理後の焼結体をＡｒガス雰囲気中にて８３０℃で２０時間保持した後、－０．７℃／分の冷却速度で３００℃まで徐冷し、さらに室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。得られた焼結磁石を後述する特性評価に供した。
（実施例３～６）
　表１に示す組成を適用する以外は、実施例２と同様にして焼結磁石を作製した。得られた焼結磁石を後述する特性評価に供した。
（実施例７）
　各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットをＡｒガス雰囲気中にて１１７０℃で１時間熱処理した後に粗粉砕し、さらにボールミルで微粉砕することによって、平均粒子径が３μｍの合金粉末を調製した。合金粉末を１．５Ｔの磁界中にて１ｔのプレス圧でプレス成型して圧粉体を作製した。次に、圧粉体を焼成炉のチャンバ内に配置し、Ａｒガス雰囲気中にて１３℃／分の昇温速度で１１９０℃まで昇温し、その温度で３時間保持して焼結を行い、引き続いて１１５０℃で１５時間保持して溶体化処理を行った。溶体化処理後の焼結体をＡｒガス雰囲気中にて８００℃で３０時間保持した後、－１．０℃／分の冷却速度で３００℃まで徐冷し、さらに室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。得られた焼結磁石を後述する特性評価に供した。
（実施例８）
　各原料を「（Ｓｍ０．８Ｎｄ０．２）（Ｆｅ０．３２Ｚｒ０．０１４Ｃｕ０．０５Ｃｏｂａｌ．Ｃ０．０１５）７．５」の組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴット１を作製した。同様にして、「（Ｓｍ０．８Ｎｄ０．２）（Ｆｅ０．３２Ｚｒ０．０２５Ｃｕ０．０５Ｃｏｂａｌ．Ｃ０．０１５）７．５」の組成を有する合金インゴット２を作製した。各合金インゴットをＡｒガス雰囲気中にて１１７０℃で１時間熱処理した後に粗粉砕し、さらにボールミルで微粉砕することによって、それぞれ平均粒子径が３μｍの合金粉末１および合金粉末２を調製した。これら合金粉末１と合金粉末２とを表１に示す組成となるように秤量し、さらに回転撹拌機に入れて混合した。得られた混合粉末を１．５Ｔの磁界中にて１ｔのプレス圧でプレス成型して圧粉体を作製した。
　次に、混合粉末の圧粉体を焼成炉のチャンバ内に配置し、Ａｒガス雰囲気中にて１３℃／分の昇温速度で１１９０℃まで昇温し、その温度で３時間保持して焼結を行い、引き続いて１１５０℃で１５時間保持して溶体化処理を行った。溶体化処理後の焼結体をＡｒガス雰囲気中にて８００℃で３０時間保持した後、－１．０℃／分の冷却速度で３００℃まで徐冷し、さらに室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。得られた焼結磁石を後述する特性評価に供した。
（実施例９）
　各原料を「Ｓｍ（Ｆｅ０．３２（Ｚｒ０．９Ｔｉ０．１）０．０１５Ｃｕ０．０６Ｃｏｂａｌ．Ｃ０．０２）７．３」の組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴット１を作製した。合金インゴット１を石英製のノズルに装填し、高周波誘導加熱で溶融した後、溶湯を周速０．６ｍ／秒で回転する冷却ロールに傾注し、連続的に凝固させて合金薄帯を作製した。合金薄帯を粗粉砕し、さらにジェットミルで微粉砕することにより平均粒子径が４μｍの合金粉末１を調製した。同様にして、「Ｓｍ（Ｆｅ０．３２（Ｚｒ０．９Ｔｉ０．１）０．０２２Ｃｕ０．０６Ｃｏｂａｌ．Ｃ０．０２）７．３」の組成を有し、平均粒子径が４μｍの合金粉末２を調製した。これら合金粉末１と合金粉末２とを表１に示す組成となるように秤量し、さらに回転撹拌機に入れて混合した。得られた混合粉末を１．５Ｔの磁界中にて１ｔのプレス圧でプレス成型して圧粉体を作製した。
　次に、混合粉末の圧粉体を焼成炉のチャンバ内に配置し、Ａｒガス雰囲気中にて１３℃／分の昇温速度で１２００℃まで昇温し、その温度で１時間保持して焼結を行い、引き続いて１１７０℃で１０時間保持して溶体化処理を行った。溶体化処理後の焼結体に第１の時効処理として７５０℃×２時間の条件で熱処理を施した後、－１．５℃／分の冷却速度で２００℃まで徐冷した。引き続いて、第２の時効処理として８５０℃×１０時間の条件で熱処理を施した後、－１．０℃／分の冷却速度で６００℃まで徐冷し、さらに室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。得られた焼結磁石を後述する特性評価に供した。
（実施例１０）
　各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中で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１を石英製のノズルに装填し、高周波誘導加熱で溶融した後、溶湯を周速０．６ｍ／秒で回転する冷却ロールに傾注し、連続的に凝固させて合金薄帯を作製した。合金薄帯を粗粉砕し、さらにジェットミルで微粉砕することにより平均粒子径が４μｍの合金粉末を調製した。得られた合金粉末を１．５Ｔの磁界中にて１ｔのプレス圧でプレス成型して圧粉体を作製した。
　次に、混合粉末の圧粉体を焼成炉のチャンバ内に配置し、Ａｒガス雰囲気中にて１３℃／分の昇温速度で１２００℃まで昇温し、その温度で１時間保持して焼結を行い、引き続いて１１７０℃で１０時間保持して溶体化処理を行った。溶体化処理後の焼結体に第１の時効処理として７５０℃×２時間の条件で熱処理を施した後、－１．５℃／分の冷却速度で２００℃まで徐冷した。引き続いて、第２の時効処理として８５０℃×１０時間の条件で熱処理を施した後、－１．０℃／分の冷却速度で６００℃まで徐冷し、さらに室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。焼結磁石の組成は表１に示す通りである。得られた焼結磁石を後述する特性評価に供した。
（比較例１）
　実施例１の磁石と同一組成となるように各原料を秤量した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを粗粉砕し、さらにジェットミルで微粉砕することによって、平均粒子径が４μｍの合金粉末を調製した。このような単一合金粉末を用いて、実施例１と同様にして圧粉体を作製した。次に、圧粉体を焼成炉のチャンバ内に配置し、Ａｒガス雰囲気中にて１℃／分の昇温速度で１２００℃まで昇温し、その温度で１時間保持して焼結を行い、引き続いて１１７０℃で０．５時間保持して溶体化処理を行った。溶体化処理後の焼結体をＡｒガス雰囲気中にて８３０℃で２０時間保持した後、－０．７℃／分の冷却速度で３００℃まで徐冷し、さらに室温まで炉冷することで、目的とする焼結磁石を得た。得られた焼結磁石を後述する特性評価に供した。
（比較例２）
　実施例２の同一組成の合金粉末を用いて、実施例２と同様にして圧粉体を作製した。次に、圧粉体を焼成炉のチャンバ内に配置し、Ａｒガス雰囲気中にて１℃／分で１２００℃まで昇温し、その温度で１５時間保持して焼結を行い、引き続いて１１７０℃で５時間保持して溶体化処理を行った。溶体化処理後の焼結体をＡｒガス雰囲気中にて８３０℃で２０時間保持した後、－０．７℃／分の冷却速度で３００℃まで徐冷し、さらに室温まで炉冷することによって、目的とする焼結磁石を得た。得られた焼結磁石を後述する特性評価に供した。
（比較例３）
　表１に示す組成を適用する以外は、実施例２と同様にして焼結磁石を作製した。比較例３の焼結磁石は、炭素含有量が実施例に比べて多いものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上述した実施例１～１０および比較例１～３の焼結磁石の金属組織をＳＥＭで観察したところ、いずれの金属組織も主相と粒界相とα相と酸化物相とを有していることが確認された。前述した方法にしたがって、焼結磁石（焼結体）中のＭ炭化物を含む相のＬ／Ｓ比を求めた。さらに、単位面積あたりのＭ炭化物を含む相の析出数を測定した。それらの結果を表２に示す。次に、各焼結磁石の磁気特性をＢＨトレーサで評価し、残留磁化と保磁力を測定した。それらの結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から明らかなように、実施例１～１０の焼結磁石はいずれも高い残留磁化を維持した上で、１４００ｋＡ／ｍ以上の保磁力を有していることが確認された。これに対して、比較例１～３の焼結磁石は、Ｌ／Ｓ比が大きく、Ｍ炭化物（Ｚｒ炭化物等）を含む相が結晶粒内に微細に分散析出しているため、十分な保磁力が得られていない。さらに、比較例３の焼結磁石は、炭素含有量が多すぎるため、Ｍ炭化物（Ｚｒ炭化物等）を含む相が過剰に析出し、このために残留磁化が低下すると共に、十分な保磁力が得られていない。実施例および比較例の磁石は、全て二相分離組織を備え、かつ上記のＭ炭化物を含む相を有していた。なお、炭素含有量が実施形態の規定範囲未満であると、炭化物の析出量が少なくなりすぎて、十分な機械的強度を得ることが困難となり、実用に耐えない。
　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。

Claims (10)

  1. 　組成式：Ｒ（ＦｅｐＭｑＣｕｒＣｔＣｏ１－ｐ－ｑ－ｒ－ｔ）ｚ
    （式中、Ｒは希土類元素からなる群より選ばれる少なくとも１つの元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素、ｐは０．２７≦ｐ≦０．４５を満足する数（原子比）、ｑは０．０１≦ｑ≦０．０５を満足する数（原子比）、ｒは０．０１≦ｒ≦０．１を満足する数（原子比）、ｔは０．００２≦ｔ≦０．０３を満足する数（原子比）、ｚは６≦ｚ≦９を満足する数（原子比）である）
    で表される組成と、
    　Ｔｈ2Ｚｎ17型結晶相を含む主相と、３０原子％以上のＭ元素濃度を有するＭ元素の副相とを備える金属組織とを具備し、
    　前記副相は、前記金属組織中に析出しており、前記副相の析出面積に対する周囲長の比が１以上１０以下の範囲である、永久磁石。
  2. 　前記副相は、前記Ｍ元素の炭化物を含む、請求項１に記載の永久磁石。
  3. 　前記副相の単位面積（５０μｍ×５０μｍ）あたりの析出数が２個以上である、請求項１に記載の永久磁石。
  4. 　前記組成と前記金属組織とを備える焼結体を具備し、
    　前記副相は、前記焼結体を構成する結晶粒および結晶粒界の少なくとも一方に析出している、請求項１に記載の永久磁石。
  5. 　前記主相は、前記Ｔｈ2Ｚｎ17型結晶相を有するセル相と、前記セル相を取り囲むように存在するセル壁相と、プレートレット相とを備える、請求項１に記載の永久磁石。
  6. 　前記組成式における前記Ｍ元素の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前記Ｒ元素の５０原子％以上がＳｍ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、Ｓｉ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、およびＷからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素Ａ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項に記載の永久磁石を具備する発電機。
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