WO2017163450A1 - 回転電機システムと回転電機の駆動装置、その駆動方法及び車両 - Google Patents

回転電機システムと回転電機の駆動装置、その駆動方法及び車両 Download PDF

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rotating electrical
permanent magnet
field component
voltage
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陽介 堀内
桜田　新哉
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株式会社 東芝
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Definitions

  • Embodiments relate to a permanent magnet type rotating electrical machine system, a rotating electrical machine drive device, a driving method thereof, and a vehicle.
  • Nd—Fe—B magnets are adopted for the permanent magnets in order to increase efficiency. Since this Nd—Fe—B based magnet has a high magnetic flux density, a high torque can be obtained by using the Nd—Fe—B based sintered magnet for a rotating electrical machine.
  • variable speed driving from low speed rotation to high speed rotation is performed.
  • a conventional motor using a Nd—Fe—B sintered magnet high torque can be obtained on the low-speed rotation side, but the output decreases due to the induction voltage (counterelectromotive force) generated on the high-speed rotation side. Resulting in.
  • the field weakening control method is a method of reducing the magnetic flux density by generating a reverse magnetic field and reducing the number of flux linkages.
  • a permanent magnet having a high magnetic flux density such as an Nd—Fe—B based sintered magnet cannot sufficiently reduce the magnetic flux density during high-speed rotation.
  • the problem to be solved by the present invention is to suppress a decrease in output in a rotating electric machine and vehicle of a permanent magnet type that performs variable speed driving from low speed rotation to high speed rotation.
  • the permanent magnet type rotating electrical machine system of the embodiment includes a rotating electrical machine, an inverter, and control means.
  • a rotating electrical machine is a permanent magnet type in which a magnetic pole of a rotor is formed using a permanent magnet.
  • the inverter generates an AC voltage by switching and outputs the AC voltage as drive power to the rotating electrical machine.
  • the control means detects a field component current in the rotating electrical machine, estimates a rotor speed of the rotating electrical machine from the detected current, and based on a difference between the estimated rotor speed and a target speed, the field component in the rotating electrical machine A voltage is obtained, and switching of the inverter is controlled based on the field component voltage so that the rotor speed follows the target speed.
  • the permanent magnet is an R—Co-based permanent magnet (R is at least one element selected from rare earth elements) containing 25 to 40 atomic% of iron.
  • the control means performs field weakening control by increasing / decreasing the field component voltage based on a negative field component current characteristic according to the rotor speed of the permanent magnet material.
  • a rotating electrical machine system that can suppress a decrease in output in a rotating electrical machine of a permanent magnet type that performs variable speed driving from low speed rotation to high speed rotation and a vehicle.
  • FIG. 1A is a diagram illustrating an overall configuration of a rotating electrical machine system according to the present embodiment
  • FIG. 1B illustrates a structure of the rotating electrical machine of the rotating electrical machine system according to the present embodiment.
  • the rotating electrical machine system according to the present embodiment includes a permanent magnet type rotating electrical machine 11, a drive device 21 that drives the rotating electrical machine 11, and a battery 31.
  • the rotating electrical machine 11 forms a magnetic pole 112 using a permanent magnet 111, and the magnetic pole 112 is arranged inside a rotor core 113 to form a rotor (rotor) 114.
  • a stator (stator) 115 is disposed on the outer periphery of the rotor 114 via an air gap.
  • the stator 115 is provided with an armature core 116 and an armature winding 117.
  • the armature winding 117 forms a magnetic field and reversibly changes the magnetic flux width of the permanent magnet 111 that constitutes the magnetic pole 112 of the rotor 114.
  • the permanent magnet 111 disposed inside the iron core 113 of the rotor 114 a permanent magnet having a larger recoil permeability than that of a normal high-efficiency permanent magnet is used. It is assumed that the magnetic flux density (magnetic flux amount) of the permanent magnet 111 can be changed. Since the magnetization direction of the permanent magnet 111 is orthogonal to the Q-axis direction, the permanent magnet 111 can be magnetized by the D-axis current without being affected by the Q-axis current. By passing a driving current from the driving device 21 through the armature winding 117 provided in the stator 115, the magnetic field directly acts on the permanent magnet 111.
  • the drive device 21 that drives the rotating electrical machine 11 includes an inverter 211, a control device 212, and a current sensor 213.
  • the inverter 211 generates an AC voltage by switching a DC voltage from the battery 31 and applies the AC voltage to the armature winding 117 as drive power for the rotating electrical machine 11.
  • the control device 212 basically executes the processing shown in FIG. That is, the current of the field component and torque component in the rotating electrical machine 11 is detected by the current sensor 213 provided in the rotating electrical machine 11 (step S1), and the rotational speed of the rotor 114 is estimated from these detected currents (step S2). .
  • the deviation between the target speed inputted and the estimated rotational speed is obtained (step S3), and the field component voltage and torque component voltage in the rotating electrical machine 11 are obtained based on this deviation (step S4).
  • Switching of the inverter 211 is controlled based on the field component voltage and the torque component voltage (step S5). By repeatedly executing the processes of steps S1 to S5, the rotational speed follows the target speed.
  • the permanent magnet 111 has a composition comprising at least one element R selected from rare earth elements, at least one element M selected from zirconium, titanium, and hafnium, iron, copper, and cobalt. A material containing 25 to 40 atomic% is used. The detailed composition structure will be described later.
  • step S3 the control device 212, based on the recoil permeability characteristic of the material of the permanent magnet 111, increases with an increase in the estimated rotational speed, and decreases with a decrease.
  • a component current field weakening current
  • step S31 A component current (field weakening current) is obtained (step S31) and added to the target value of the field component current corresponding to the target speed (step S32).
  • so-called field weakening control is performed by correcting the target value of the field component current with the field weakening current.
  • negative field component current may be tabulated in advance based on the recoil permeability characteristics.
  • the material of the permanent magnet 111 has a large recoil permeability compared to a normal high-efficiency permanent magnet, and can be operated at a variable speed in a wide range from low speed to high speed. Therefore, the load on the power element of the inverter 211 can be reduced.
  • FIG. 3 is a diagram showing an example of magnetic characteristics of a permanent magnet applied to the present embodiment
  • FIG. 4 is a diagram showing an example of magnetic characteristics of a permanent magnet of a comparative example. 3 and 4, the horizontal axis represents the magnetic field H, and the vertical axis represents the magnetic flux density B or the magnetization M.
  • the permanent magnet of this embodiment has high magnetization in the BH curve. Further, when a reverse magnetic field is applied by the field weakening control method, the magnetization reduction width when changing from the operating point a on the BH curve to the operating point b is large. That is, the permanent magnet of this embodiment has a high recoil permeability on the BH curve.
  • Recoil permeability is defined as follows.
  • the sintered magnet is magnetized by a magnetizer or a pulsed magnetic field. Magnetization is measured for this magnet to obtain a BH curve. The slope is obtained by performing a linear fit on the BH curve. This inclination is defined as recoil permeability.
  • the permanent magnet of the present embodiment has a characteristic that a nick point does not occur on the BH curve.
  • a knick point is a change point where the gradient changes and the magnetic flux density rapidly decreases when the magnetic flux density is lowered by an external magnetic field.
  • the magnetization reduction width when changing from the operating point a to the operating point b is smaller than that of the permanent magnet of the present embodiment. That is, with a neodymium sintered magnet, it is difficult to lower the magnetic flux density even if the field-weakening control method is used.
  • the magnetic flux is canceled out by the magnetic flux generated by the field weakening current.
  • the spatial waveforms of the magnetic flux and the magnet magnetic flux due to the field weakening current are different from each other. For this reason, even if the magnetic flux of the spatial fundamental wave component can be canceled out, the spatial harmonic component is not canceled out and expands in some cases.
  • Spatial harmonic components cause iron loss and magnet eddy current loss during high-speed rotation. Furthermore, magnet temperature rises due to magnet eddy current loss, and thermal demagnetization tends to occur. In particular, in the embedded magnet type, the magnetic flux is close to a rectangular wave and includes many spatial harmonics. Moreover, since the gap length is short and the spatial harmonic of the slot ripple component is large, the problem is great. One reason is that the low-order spatial harmonics that remain without being canceled out are modulated by slot ripple to become high-order spatial harmonics.
  • the neodymium bond magnet has a larger magnetization reduction width when changing from the operating point a to the operating point b than the neodymium sintered magnet, that is, the recoil permeability is high.
  • the remanent magnetization is low and the coercive force Hcj is small, it is difficult to obtain high torque at low speed rotation when variable speed driving from low speed to high speed is performed with a motor equipped with the magnet.
  • examples of magnets with high recoil permeability include incompletely magnetized Al—Ni—Co based magnets.
  • an Al—Ni—Co magnet in an incompletely magnetized state has a small residual magnetization like a neodymium bonded magnet, and thus it is difficult to obtain a high torque at a low speed.
  • neodymium magnets and samarium magnets have high magnetization and high torque can be obtained, but the recoil permeability of these magnets is generally about 1, and it is difficult to obtain characteristics with large recoil permeability.
  • the residual magnetization is 1.16 or more
  • the coercive force Hcj on the MH curve is 1000 kA / m or more
  • the recoil permeability is 1.15 or more.
  • the remanent magnetization is more preferably 1.2 or more.
  • the coercive force is more preferably 1200 kA / m or more.
  • the recoil permeability is more preferably 1.2 or more.
  • the permanent magnet of this embodiment has high recoil permeability in addition to high magnetization and high coercivity. Therefore, a decrease in output can be suppressed in a rotating electrical machine that performs variable speed driving from low speed to high speed.
  • a rotor is provided by arranging magnetic poles in the rotor core, and a stator is arranged on the outer periphery of the rotor via an air gap. Further, armature windings are provided on the stator. The magnetic flux generated by the armature winding reversibly changes the amount of magnetic flux of the permanent magnet constituting the magnetic pole of the rotor.
  • a plurality of magnetic poles are arranged in the rotor core in order to obtain characteristics of high magnetization and high recoil permeability in the rotor.
  • the structure is complicated, and the number of manufacturing steps increases.
  • the permanent magnet of this embodiment has the characteristics of both high magnetization and high recoil permeability with a single magnet, the structure of a rotating electrical machine such as a motor or a generator is simplified. And an increase in the number of manufacturing steps can be suppressed.
  • the permanent magnet of this embodiment includes a sintered body having a composition represented by an R—Co system containing 25 to 40 atomic% of iron (R is at least one element selected from rare earth elements).
  • R is at least one element selected from rare earth elements
  • p is a number satisfying 10.8 ⁇ p ⁇ 12.5 atomic%
  • q is a number satisfying 25 ⁇ q ⁇ 40 atomic%
  • r is 0.88 ⁇ r
  • t is a number satisfying 3.5 ⁇ t ⁇ 13.5 atomic%).
  • R in the above composition formula is an element that can bring a large magnetic anisotropy to the magnet material.
  • the R element for example, one or more elements selected from rare earth elements including yttrium (Y) can be used.
  • Y yttrium
  • Sm samarium
  • Ce cerium
  • Nd neodymium
  • Pr praseodymium
  • the performance of the magnet material for example, the coercive force
  • it is more preferable that 70 atomic% or more, more preferably 90 atomic% or more of an element applicable as the R element is Sm.
  • the coercive force can be increased by setting the concentration of the element applicable as the R element to, for example, 10.8 atomic% or more and 12.5 atomic% or less.
  • concentration of the element applicable as the R element is less than 10.8 atomic%, a large amount of ⁇ -Fe is precipitated to reduce the coercive force, and the concentration of the element applicable as the R element is 12.5 atomic%.
  • saturation magnetization falls.
  • the concentration of the element applicable as the R element is more preferably 10.9 atomic% or more and 12.1 atomic% or less, and further preferably 11.0 atomic% or more and 12.0 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 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 exceeds 4.3 atomic%, a heterogeneous phase containing an excessive amount of the M element is likely to be generated, and both the coercive force and the magnetization are likely to decrease. Further, when the content r of the M element is less than 0.88 atomic%, the effect of increasing the Fe concentration tends to be small.
  • the content r of the M element is preferably 0.88 atomic% or more and 3.5 atomic% or less.
  • the content r of the element M is more preferably 1.14 atomic% or more and 3.4 atomic% or less, further larger than 1.49 atomic% and not more than 2.24 atomic%, and further 1.55 atomic%. It is preferable that it is above 2.23 atomic%.
  • 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 is preferably, for example, 3.5 atomic% or more and 13.5 atomic% or less. When the amount is larger than this, the magnetization is remarkably lowered, and when the amount is smaller than this, it is difficult to obtain a high coercive force and a good squareness ratio.
  • the Cu content t is more preferably 3.9 atomic% or more and 10.0 atomic% or less, and further preferably 4.1 atomic% or more and 5.8 atomic% or less.
  • Fe is an element mainly responsible for the magnetization of the magnet material.
  • the saturation magnetization of the magnet material can be increased by blending a large amount of Fe.
  • the Fe content q is preferably 25 atomic% or more and 40 atomic% or less.
  • the Fe content q is more preferably 26 atom% or more and 36 atom% or less, and further preferably 30 atom% or more and 33 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, if Co is added excessively, the proportion of Fe is relatively reduced, and there is a possibility that the magnetization is lowered. Further, by substituting 20 atomic% or less of Co with 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 permanent magnet of this embodiment includes a main phase having a hexagonal Th 2 Zn 17 type crystal phase (2-17 type crystal phase), and a grain boundary phase provided between crystal grains constituting the main phase. , Including a two-dimensional metal structure. Further, the main phase includes a cell phase having a 2-17 type crystal phase, a Cu rich phase having a hexagonal CaCu 5 type crystal phase (1-5 type crystal phase), and a platelet phase.
  • the Cu rich phase is preferably formed so as to surround the cell phase.
  • the above structure is also called a cell structure.
  • the Cu rich phase also includes a cell wall phase that divides the cell phase. It is preferable that 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 may have a plurality of Cu-rich phases having different phases.
  • the domain wall energy of the Cu-rich phase is higher than the domain wall energy of the Th 2 Zn 17 type crystal phase, and this domain wall energy difference becomes a barrier for domain wall movement. That is, when the Cu rich phase functions as a pinning site, domain wall movement between a plurality of cell phases can be suppressed. In particular, the effect of suppressing the domain wall motion is enhanced by forming the cell structure. This is also called a domain wall pinning effect. Therefore, it is more preferable that the Cu rich phase is formed so as to surround the cell phase.
  • a permanent magnet having such a structure is also referred to as a pinning-type permanent magnet.
  • the Cu concentration of the Cu rich phase is preferably 10 atomic% or more and 60 atomic% or less.
  • the coercive force and the squareness ratio can be increased by increasing the Cu concentration of the Cu-rich phase.
  • the Cu concentration of the Cu-rich phase is likely to vary. For example, a Cu-rich phase having a large domain wall pinning effect and a Cu-rich phase having a small domain wall pinning effect occur, and the coercive force and the squareness ratio are low. descend.
  • the magnetization is reversed by the amount moved, so that the magnetization is lowered. If the domain wall is deviated from the pinning site all at once in a certain magnetic field when an external magnetic field is applied, the magnetization is less likely to be reduced by the application of the magnetic field, and a good squareness ratio is obtained. In other words, when a magnetic field is applied, if the pinning site deviates with a magnetic field lower than the coercive force and the domain wall moves, magnetization is reduced by the amount of movement, leading to deterioration of the squareness ratio.
  • Platelet phase the concentration of the element M such as Zr than Th 2 Zn 17 crystal phase is a high M-rich platelet phase is c-axis perpendicular to the formation of Th 2 Zn 17 crystal phase.
  • the platelet phase is also referred to as a Zr rich platelet phase.
  • the permanent magnet of this embodiment has a composition containing at least a rare earth element. Since the magnet has a high Curie point, it is possible to achieve good motor characteristics at high temperatures.
  • the neodymium magnet is a new creation type permanent magnet, whereas the magnet is a pinning type permanent magnet. In the neodymium magnet, when the reverse axis is generated, the domain walls are simultaneously reversed.
  • the domain wall movement is suppressed by the Cu-rich phase, and the domain wall movement (magnetization reversal) proceeds by deviating from the pinning site. In other words, it is possible to suppress the domain wall movement Th 2 Zn 17 crystal phase, Cu-rich phase, and the platelet phase by the size and phase composition of the cell structure constituted.
  • the cell structure becomes dense when the concentration of R element is high, and becomes rough when the concentration is low. Further, when compared with sintered bodies having the same composition, the volume fraction of the cell wall phase is high in a sample having a dense cell structure and low in a coarse sample. When the Cu concentration in the cell wall phase is compared, the denser the cell structure, the lower the Cu concentration.
  • the Cu rich phase affects the pinning force of the domain wall.
  • the pinning force is weak and the coercive force is small.
  • the cell structure is rough and the Cu concentration in the Cu-rich phase is high, the coercive force increases because the pinning force of each Cu-rich phase is high.
  • the slope of the magnetization curve becomes steep and the recoil permeability increases.
  • the coercive force is large, the knick point exists on the high magnetic field side, and irreversible demagnetization does not occur even when a large magnetic field is applied.
  • the concentration of the R element is controlled by utilizing the oxidation phenomenon.
  • the sintered body preferably has a phase containing a rare earth element oxide provided so as to be exposed on the surface of the sintered body.
  • the thickness of the phase containing the rare earth element oxide is not less than 50 ⁇ m and not more than 800 ⁇ m.
  • the permanent magnet of this embodiment has a region rich in the R element and a region rich in the R element.
  • an R element oxide is formed by oxidizing an R—Co powder.
  • the concentration of the R element of the main phase decreases. Therefore, the coercive force of the surface portion is larger than that of the central portion where the influence of oxidation is small. That is, a coercive force distribution is formed by a single magnet.
  • the oxygen concentration in the surface portion is higher than in the central portion. When the oxygen concentration in the surface portion is twice or more that in the central portion, the effect of increasing the recoil permeability becomes significant.
  • the oxygen concentration in the surface portion is defined as follows.
  • the sintered body sample is cut so that the cut surface includes the vicinity of the center.
  • an EDX (Energy Dispersive X-ray Spectroscopy: EDX) surface analysis is performed in a measurement region of 20 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m in a region located within a depth of 100 ⁇ m from the sample surface on the cut surface. This measurement is performed at five arbitrary points for one sample, and this average value is defined as the oxygen concentration O surface of the surface portion.
  • the oxygen concentration at the center is defined as follows. An EDX plane analysis of a 20 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m region is performed in a region located at least 500 ⁇ m or more inside the sintered body from the sample surface on the cut surface. This measurement is performed five times at an arbitrary position for one sample, and this average value is defined as the oxygen concentration O center at the center .
  • the recoil permeability is The improvement is remarkable.
  • the thickness exceeds 800 ⁇ m, the influence of a decrease in remanent magnetization and a decrease in coercive force due to the generation of an excessive Sm poor region increases.
  • the thickness of the phase containing the oxide of R element is more preferably 100 ⁇ m or more and 500 ⁇ m or less.
  • the permanent magnet contains a low coercive force component and thus has a large recoil permeability. Further, the coercive force Hcb on the BH curve is 800 kA / m or less. However, since a high coercive force component is also included, as shown in FIG. 1, the nick point on the BH curve does not occur even on the high magnetic field side exceeding 1000 kA / m, and demagnetization hardly occurs. In order not to generate a nick point in the BH curve, it is preferable that the coercive force Hcj on the MH curve is 1000 kA / m or more. Furthermore, in the permanent magnet of this embodiment, the ratio of the magnetic field Hk90 when the magnetization is 90% of the residual magnetization to the coercive force Hcj is 70 or less. Thus, the permanent magnet of this embodiment has a favorable squareness ratio.
  • the composition of the permanent magnet is, for example, ICP (high frequency inductively coupled plasma: Inductively Coupled Plasma) emission spectroscopy, SEM-EDX (scanning electron microscope-energy dispersive X-ray spectroscopy: SEM-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy), TEM -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.
  • Th 2 Zn 17 type crystal phase, the metal structure of the Cu-rich phase or the like for example, be certified as follows.
  • the sample is observed with a scanning transmission electron microscope (STEM).
  • SEM scanning transmission electron microscope
  • the location of the grain boundary phase is specified, and the sample is processed by using a focused ion beam (FIB) so that the grain boundary phase enters the visual field.
  • FIB focused ion beam
  • the sample is a sample after aging treatment. At this time, the sample is preferably an unmagnetized product.
  • the concentration of each element such as a cell phase and a Cu-rich phase is measured using, for example, energy dispersive X-ray spectroscopy (STEM-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy: STEM-EDX) using STEM.
  • energy dispersive X-ray spectroscopy STEM-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy: STEM-EDX
  • FIG. 6 shows a mapping image of Sm in the same visual field
  • FIG. 7 shows a mapping image of oxygen.
  • a region A11 is a region including the main phase.
  • a relatively white area is an area having a high Sm concentration
  • a relatively white area in FIG. 7 is an area having a high oxygen concentration.
  • a region where both the Sm concentration and the oxygen concentration are high when FIGS. 6 and 7 are overlapped corresponds to a phase (region A12) containing an oxide of R element.
  • a region A13 having a low Sm concentration and a low oxygen concentration is provided between the region A11 and the region A12. From this, it can be seen that in the sintered body, both a region where the R element is high and a region where the R element is low are formed.
  • the mapping image of FIG. 6 is compared with the mapping image of FIG. 7, the density of the white region is different, but this is a problem in image processing, and the density does not necessarily represent the relative concentration of each element. Absent.
  • a three-dimensional atom probe may be used to measure 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 the TEM-EDX concentration measurement, the concentration of each element in each crystal phase can be measured more accurately.
  • 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 observation location of TEM-EDX in concentration measurement is 20 arbitrary points in each phase, and the average value of the measurement values obtained by removing the maximum value and the minimum value from the measurement values at these points is obtained. Is the concentration of each element.
  • the measurement of 3DAP is based on this.
  • the Cu concentration profile in the Cu rich phase is preferably sharper.
  • the full width at half maximum (FWHM: Full Width at Half Maximum) of the Cu concentration profile is preferably 5 nm or less, and a higher coercive force can be obtained in such a case. This is because when the distribution of Cu in the Cu-rich phase is sharp, a domain wall energy difference between the cell phase and the Cu-rich phase is abruptly generated, and the domain wall is more easily pinned.
  • the full width at half maximum (FWHM) of the Cu concentration profile in the Cu-rich phase is determined as follows. Based on the above-described method, the highest Cu concentration (PCu) is obtained from the 3DAP Cu profile, and the peak width at which the value is half the value (PCu / 2), that is, the half width (FWHM) is obtained. . Such measurement is performed on 10 peaks, and the average value of these values is defined as the half width (FWHM) of the Cu profile.
  • the full width at half maximum (FWHM) of the Cu profile is 3 nm or less, the effect of further increasing the coercive force is improved, and in the case of 2 nm or less, a more excellent coercive force improving effect can be obtained.
  • the squareness ratio is defined as follows. First, DC magnetization characteristics at room temperature are measured with a DC BH tracer. Next, the residual magnetization Mr, coercive force Hcj, and maximum energy product (BH) max, which are basic characteristics of the magnet, are obtained from the BH curve obtained from the measurement results. At this time, the theoretical maximum value (BH) max is obtained by the following formula (1) using Mr.
  • the squareness ratio is evaluated by the ratio of (BH) max and (BH) max (theoretical value) obtained by measurement, and is obtained by the following formula (2).
  • (BH) max (actual value) / (BH) max (theoretical value) ⁇ 100 (2)
  • an example of a method for manufacturing a permanent magnet will be described. First, an alloy powder containing a predetermined element necessary for the synthesis of a permanent magnet is prepared. Next, an alloy powder is filled in a mold placed in an electromagnet, and a green compact having a crystal axis oriented is manufactured by pressure forming while applying a magnetic field.
  • an alloy powder can be 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 may have a desired composition by mixing a plurality of powders having different compositions.
  • 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. In the production of the alloy powder using the strip casting method, a flake-like alloy ribbon is produced, and then the alloy ribbon is prepared by pulverizing the alloy ribbon.
  • a thin ribbon that is continuously solidified to a thickness of 1 mm or less can be produced by pouring the molten alloy into a cooling roll that rotates at a peripheral speed of 0.1 m / second or more and 20 m / second or less.
  • a peripheral speed is less than 0.1 m / second, composition variations tend to occur in the ribbon.
  • the peripheral speed exceeds 20 m / sec, the magnetic properties may be deteriorated, for example, crystal grains are excessively refined.
  • the peripheral speed of the cooling roll is 0.3 m / second or more and 15 m / second or less, more preferably 0.5 m / second or more and 12 m / second or less.
  • 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 growing.
  • pulverization by a jet mill is preferable.
  • the Fe concentration when the Fe concentration is 25 atomic% or more, it is desirable that the ratio of the powder having a particle diameter of 10 ⁇ m or more in the pulverized powder is 10% or less of the entire powder.
  • the Fe concentration is 25 atomic% or more, the amount of different phases 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.
  • an oxidation treatment is performed on a green compact obtained by pressure molding.
  • oxygen molecules can be adsorbed on the surface of the green compact before sintering.
  • the oxidation treatment has little effect even if it is performed on the final product. This is because only the sample surface is oxidized in the final product.
  • the thickness of the phase containing the R element oxide must be at least 50 ⁇ m or more. In order to make it 50 ⁇ m or more, it is necessary to perform an oxidation treatment before sintering. However, if it is oxidized more than necessary, the entire magnet is oxidized, and adverse effects such as a decrease in magnetization and coercive force are caused.
  • a compacted body is formed at a temperature of 15 ° C. or more and 35 ° C. or less and a time of 2 hours or more and less than 24 hours in an atmosphere composed of air having a humidity of 20% to 50%. Oxidation treatment is performed by leaving
  • oxygen molecules are not sufficiently adsorbed to the sintered body.
  • the thickness of the phase containing the oxide of the R element is 50 ⁇ m or less, and the recoil permeability is less than 1.1.
  • the thickness of the phase containing the oxide of R element exceeds 800 ⁇ m, and the decrease in magnetization and coercive force becomes remarkable.
  • the humidity is more preferably 23% or more and 45% or less.
  • the temperature is more preferably 20 ° C. or higher and 30 ° C. or lower.
  • the time is more preferably 6 hours or more and less than 12 hours.
  • sintering is performed.
  • the green compact is heat-treated by holding at 1180 ° C. or higher and 1220 ° C. or lower for 1 hour or longer and 15 hours or shorter.
  • the holding temperature is less than 1180 ° C.
  • the density of the produced sintered body tends to be low.
  • the temperature is higher than 1220 ° C.
  • the magnetic characteristics may be deteriorated due to excessive evaporation of R element such as Sm in the powder.
  • a more preferable holding temperature is 1190 ° C. or higher and 1210 ° C. or lower.
  • the holding time is less than 1 hour, the density tends to be non-uniform, and the magnetization is likely to decrease. Further, the crystal grain size of the sintered body is reduced, and the grain boundary phase ratio is increased. Is prone to decline.
  • a more preferable holding time is 2 hours or more and 13 hours or less, and further preferably 3 hours or more and 10 hours or less. Note that oxidation can be suppressed by performing heat treatment in vacuum or argon gas. Also, the vacuum can be maintained until the temperature is close to the holding temperature, for example, 1100 ° C. or more and 1200 ° C. or less, and then the sintered body density can be improved by switching to an Ar atmosphere and holding it isothermally.
  • a phase containing an oxide of R element when a phase containing an oxide of R element is formed, by sintering a green compact on which oxygen molecules are adsorbed by oxidation treatment, a thickness of 50 ⁇ m or more is obtained.
  • a phase containing an oxide of the R element can be formed.
  • sintering is performed as soon as possible after forming the green compact, or the green compact is stored in an inert gas atmosphere.
  • a phase including an oxide of R element is formed by sintering a green compact that has adsorbed oxygen molecules by oxidation treatment.
  • a phase containing an oxide of R element can be formed in a necessary range in the surface portion rather than the central portion. Further, the thickness of the phase containing the oxide of R element can be set to 50 ⁇ m or more and 800 ⁇ m or less.
  • the heat treatment is performed by holding at a temperature lower by 10 ° C. or more than the heat treatment temperature during sintering and at a temperature higher by 10 ° C. or more than the heat treatment temperature during solution treatment for 2 hours or more and 12 hours or less. Do. If the heat treatment is not performed at a temperature lower by 10 ° C. or more than the heat treatment temperature at the time of sintering, the heterogeneous phase derived from the liquid phase generated during the sintering cannot be sufficiently removed.
  • the orientation of this hetero phase is often low, and when the hetero phase is present, the crystal orientation of the crystal grains tends to shift with respect to the easy axis of magnetization, and not only the squareness ratio but also the magnetization tends to decrease.
  • the temperature is low, and it is difficult to sufficiently remove the heterogeneous phase generated during the sintering from the viewpoint of element diffusion rate. Further, the grain growth rate is slow, and there is a possibility that a sufficient crystal grain size cannot be obtained, and improvement in the squareness ratio cannot be expected.
  • the heterogeneous phase can be sufficiently removed and the crystal grains constituting the main phase can be enlarged.
  • the holding temperature during the high-quality treatment is preferably 1130 ° C. or higher and 1190 ° C. or lower, for example.
  • the temperature is lower than 1130 ° C or higher than 1190 ° C, the squareness ratio may be lowered.
  • the heat treatment time is less than 2 hours, the diffusion is insufficient, the heterogeneous phase is not sufficiently removed, and the effect of improving the squareness ratio is small. Further, when it exceeds 12 hours, there is a possibility that R elements such as Sm evaporate and good magnetic properties cannot be obtained.
  • the heat treatment time in the high-quality treatment is more preferably 4 hours or longer and 10 hours or shorter, and further preferably 6 hours or longer and 8 hours or shorter. In order to prevent oxidation, it is preferable to perform the high-quality treatment in a vacuum or an inert atmosphere such as argon gas.
  • the pressure in the chamber is, for example, preferably 0.15 MPa or more and 15 MPa or less, more preferably 0.2 MPa or more and 10 MPa or less, and further preferably 1.0 MPa or more and 5.0 MPa or less.
  • the solution treatment is a process for forming a TbCu7 type crystal phase (1-7 type crystal phase) that becomes a precursor of a phase separated structure.
  • heat treatment is performed by holding at a temperature of 1090 ° C. or higher and lower than 1170 ° C. for 3 hours or longer and 28 hours or shorter.
  • the holding temperature during the solution treatment is less than 1090 ° C. or 1170 ° C. or more, the proportion of the TbCu 7 type crystal phase present in the sample after the solution treatment is small, and the magnetic properties may be deteriorated.
  • the holding temperature is preferably 1100 ° C. or higher and 1165 ° C. or lower. Also, when the retention time during the solution treatment is less than 3 hours, the constituent phases tend to be non-uniform, the coercive force tends to decrease, the crystal grain size of the metal structure tends to be small, and the grain boundary phase ratio is high. Therefore, the magnetization tends to decrease.
  • the holding time is preferably 4 hours or longer and 24 hours or shorter, and more preferably 10 hours or longer and 18 hours or shorter. Note that oxidation of the powder can be suppressed by performing a solution treatment in a vacuum or an inert atmosphere such as argon gas.
  • the aging treatment is a treatment for increasing the coercive force of the 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 raised to a temperature of 760 ° C. or higher and 850 ° C. or lower, and then held at that temperature for 20 hours or longer and 60 hours or shorter (first holding).
  • first holding After slow cooling to a temperature of 350 ° C. or more and 650 ° C. or less at a cooling rate of 0.2 ° C./min or more and 2.0 ° C./min or less, the temperature is maintained for 0.5 hours or more and 8 hours or less.
  • Heat treatment is performed by (second holding). Then, it cools to room temperature.
  • a sintered magnet can be obtained as described above.
  • the holding temperature in the first holding is more preferably 780 ° C. or higher and 840 ° C. or lower, for example.
  • the holding time in the first holding is more preferably 25 hours or more and 40 hours or less, for example.
  • the cooling rate during slow cooling is less than 0.2 ° C./min, the cell wall phase becomes excessively thick and the magnetization tends to decrease. Moreover, when it exceeds 2.0 degree-C / min, the difference of Cu concentration of a cell phase and a cell wall phase is not fully obtained, and a coercive force tends to fall.
  • the cooling rate during slow cooling is, for example, 0.4 ° C./min or more and 1.5 ° C./min or less, more preferably 0.5 ° C./min or more and 1.3 ° C./min or less. Moreover, when it cools slowly to less than 350 degreeC, the low temperature heterogeneous phase as mentioned above is easy to be generated.
  • the aging treatment it may be held at a predetermined temperature for a certain period of time during slow cooling, and further slow cooling from there. Further, the above aging treatment is set as the main aging treatment, and the preliminary aging treatment is performed by holding the aging treatment at a temperature lower than the holding temperature in the first holding before the main aging treatment and in a time shorter than the holding time in the first holding. May be performed. The squareness ratio can be further increased by the holding during the slow cooling and the pre-aging treatment.
  • the permanent magnet having the above configuration can be used for rotating electric machines such as various motors and generators. It can also be used as a fixed magnet or a variable magnet of a variable magnetic flux motor.
  • the permanent magnet type rotating electrical machine of the present embodiment can be applied to a variable magnetic flux motor and incorporated into a vehicle such as a hybrid vehicle.
  • the technology disclosed in, for example, Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 2008-29148 and 2008-43172 can be applied to the configuration and drive system of the variable magnetic flux motor.
  • FIG. 8 is a block diagram showing the configuration of the drive system of a hybrid vehicle that is a vehicle that employs the rotating electrical machine system according to the present embodiment.
  • an automobile 102 is equipped with an engine 102.
  • the engine 102 is configured to drive an axle 106 of a rear wheel 105 (which may be a front wheel or both) via a transmission 103 and a differential gear 104.
  • the automobile 100 is provided with a permanent magnet type synchronous motor 107, which is a rotating electrical machine according to the present embodiment, in addition to the engine 102.
  • the rotor rotation shaft of the motor 107 is directly connected to or connected to the drive shaft of the engine 102. Has been. Thereby, the electric motor 107 and the engine 102 can drive-control the rotation of the drive shaft (rotary shaft) selectively or in combination.
  • the electric motor 107 is connected to the battery 10B through the drive device 10A by the inverter 108 and the control device 109. That is, the output of the battery 10B is switched by the inverter 108, and the control device 109 controls the switching of the inverter 108 according to the target rotational speed.
  • the electric motor 107 is the rotating electrical machine according to the present embodiment
  • the material of the permanent magnet has a large recoil permeability compared to a normal high efficiency permanent magnet, and is widely used from low speed to high speed. Variable speed operation is possible, and high efficiency can be achieved in the entire operation range from low speed to high speed. For this reason, the load to the power element of the inverter 108 can be reduced. In particular, since the amount of current in field weakening control can be drastically reduced, battery power consumption is also reduced, and a more efficient drive system can be realized.
  • Example 1 Each raw material used for the permanent magnet was weighed and mixed at a predetermined ratio, and then melted in an Ar gas atmosphere to produce an alloy ingot.
  • the alloy ingot was held at 1160 ° C. for 19 hours for heat treatment, and then the alloy ingot was coarsely pulverized and pulverized by a jet mill to prepare an alloy powder as a magnet raw material powder.
  • the obtained alloy powder was press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • an oxidation treatment was performed by leaving the compression-molded body at a humidity of 30%, a temperature of 23 ° C., and a time of 2.5 hours. Furthermore, the compression molded body of the alloy powder is placed in a sintering furnace chamber, and after the inside of the chamber is evacuated, the temperature is raised to 1175 ° C. and held at the ultimate temperature for 30 minutes, after which Ar gas is introduced, and Ar atmosphere The temperature was raised to 1200 ° C., and the sintering was carried out at the ultimate temperature for 6 hours. Next, in the Ar atmosphere, the pressure inside the chamber was set to 0.5 MPa, and the quality was improved by holding at 1185 ° C. for 3 hours. Next, it was gradually cooled to 1170 ° C. at a cooling rate of 5.0 ° C./min, held at the ultimate temperature for 12 hours for solution treatment, and then cooled to room temperature. The cooling rate after the solution treatment was 180 ° C./min.
  • the sintered body after the solution treatment was heated to 750 ° C., held at the ultimate temperature for 1 hour, and then gradually cooled to 350 ° C. at a cooling rate of 1.5 ° C./min.
  • the temperature was raised to 835 ° C. and held at the ultimate temperature for 35 hours. Thereafter, it was gradually cooled to 400 ° C. at a cooling rate of 1.0 ° C./min, and held at the ultimate temperature for 1 hour. Then, the magnet was obtained by furnace-cooling to room temperature.
  • composition analysis of the magnet was performed by the inductively coupled 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.
  • 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 oxygen concentration O center of the central portion, the surface portion of oxygen concentration O Surface, the thickness of the phase containing an oxide of R element, recoil permeability, coercive force Hcj, and residual magnetization was measured.
  • the results are shown in Table 3.
  • HD2300 manufactured by Hitachi High-Tech was used as a measuring device.
  • Example 3 Example 4, Example 5
  • Each raw material was weighed and mixed at a predetermined ratio, and then melted at a high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot.
  • heat treatment was performed at 1160 ° C. for 2 hours, followed by rapid cooling to cool to room temperature.
  • coarse pulverization and pulverization with a jet mill were carried out to prepare an alloy powder as a raw material powder for the magnet. Further, the alloy powder was press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • an oxidation treatment was performed by leaving the compression molded body at 36% humidity, 18 ° C., and 20 hours. Further, the compression molded body of the alloy powder was placed in the chamber of the sintering furnace, the inside of the chamber was evacuated to 8.8 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, the temperature was raised to 1175 ° C., and the temperature was maintained for 60 minutes. Thereafter, Ar gas was introduced into the chamber. The temperature in the chamber in the Ar atmosphere was raised to 1195 ° C. and held at the ultimate temperature for 5 hours for sintering. Next, in the Ar atmosphere, the pressure inside the chamber was set to 0.2 MPa, and the high-quality treatment was performed by holding at 1160 ° C. for 2 hours.
  • the temperature of the sintered body after the solution treatment is raised to 700 ° C. and held at the ultimate temperature for 0.5 hours, and subsequently, as an aging treatment, the temperature is raised to 850 ° C. and held at the ultimate temperature for 50 hours. did. Thereafter, it was gradually cooled to 450 ° C. at a cooling rate of 0.75 ° C./min, and held at the ultimate temperature for 4 hours. Then, it was gradually cooled to 380 ° C. at a cooling rate of 0.5 ° C./min, and held at the ultimate temperature for 1 hour. Then, the magnet was obtained by furnace-cooling to room temperature.
  • the components contained in the sample solution were quantified by a calibration curve method using the ICP emission spectroscopic analyzer.
  • the composition of the obtained magnet is as shown in Table 1. Further, as in the other examples, the central portion oxygen concentration O center , the surface portion oxygen concentration O surface , the thickness of the phase including the oxide of the R element, the recoil permeability, the coercive force Hcj, and the residual magnetization are measured. did. The results are shown in Table 3.
  • Example 6 Each raw material was weighed and mixed at a predetermined ratio, and then melted at a high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot. After roughly pulverizing the alloy ingot, heat treatment was performed at 1170 ° C. for 10 hours, followed by rapid cooling to cool to room temperature. Further, coarse pulverization and pulverization with a jet mill were carried out to prepare an alloy powder as a raw material powder for the magnet. Further, the alloy powder was press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • an oxidation treatment was performed by leaving the compression molded body to stand at a humidity of 24%, a temperature of 28 ° C., and a time of 12 hours.
  • the compression-molded body is placed in a chamber of a sintering furnace, the inside of the chamber is evacuated to 7.5 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, heated to 1165 ° C., held at the ultimate temperature for 10 minutes, Ar gas was introduced into the chamber.
  • Sintering was performed by raising the temperature in the chamber in an Ar atmosphere to 1185 ° C. and holding at the ultimate temperature for 5 hours.
  • the pressure inside the chamber was set to 0.7 MPa, and the high-quality treatment was performed by holding at 1160 ° C. for 10 hours.
  • the sintered body after the solution treatment was heated to 660 ° C., held at the ultimate temperature for 1 hour, and subsequently heated to 840 ° C. as an aging treatment, and held at the ultimate temperature for 50 hours. Thereafter, it was gradually cooled to 500 ° C. at a cooling rate of 0.6 ° C./min, and held at the ultimate temperature for 1 hour. Thereafter, it was gradually cooled to 400 ° C. at a cooling rate of 0.5 ° C./min, and held at the ultimate temperature for 1 hour. Then, the magnet was obtained by furnace-cooling to room temperature.
  • the composition of each magnet was confirmed by the ICP method.
  • the composition of the obtained magnet is as shown in Table 1. Further, as in the other examples, the central portion oxygen concentration O center , the surface portion oxygen concentration O surface , the thickness of the phase including the oxide of the R element, the recoil permeability, the coercive force Hcj, and the residual magnetization are measured. did. The results are shown in Table 3.
  • Example 8 Each raw material was weighed and mixed at a predetermined ratio, and then melted at a high frequency in an Ar gas atmosphere to prepare an alloy ingot.
  • the alloy ingot was coarsely pulverized, then subjected to heat treatment at 1160 ° C. for 12 hours, and cooled rapidly to room temperature. Further, an alloy powder was prepared as a raw material powder for the magnet by coarse pulverization and pulverization by a jet mill. Further, the alloy powder was press-molded in a magnetic field to produce a compression molded body.
  • an oxidation treatment was performed by leaving the compression molded body to stand at a humidity of 26%, a temperature of 23 ° C., and a time of 8 hours. Further, the compression-molded body of the alloy powder was placed in the chamber of the sintering furnace, the inside of the chamber was evacuated to 7.5 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, the temperature was raised to 1165 ° C., and held at the ultimate temperature for 60 minutes. Thereafter, Ar gas was introduced into the chamber. The temperature in the chamber in the Ar atmosphere was raised to 1195 ° C. and held at the ultimate temperature for 5 hours for sintering. Next, in the Ar atmosphere, the pressure inside the chamber was set to 0.5 MPa, and the quality was increased by holding at 1170 ° C.
  • the sintered body after the solution treatment was heated to 690 ° C. and held at the ultimate temperature for 2 hours, and subsequently heated to 830 ° C. as an aging treatment and held at the ultimate temperature for 45 hours. Thereafter, it was gradually cooled to 600 ° C. at a cooling rate of 0.7 ° C./min, and held at the ultimate temperature for 2 hours. Thereafter, it was gradually cooled to 400 ° C. at a cooling rate of 0.5 ° C./min and held at the ultimate temperature for 1 hour. Then, the magnet was obtained by furnace-cooling to room temperature.
  • the composition of each magnet was confirmed by the ICP method.
  • the composition of the obtained magnet is as shown in Table 1.
  • the oxygen concentration O center similarly center and other embodiments, the surface portion of the oxygen concentration O Surface, the thickness of the phase containing an oxide of R element, recoil permeability, coercive force Hcj, and residual magnetization measurement did.
  • the results are shown in Table 3.
  • Example 9 to 14 An alloy powder having the same composition as that of Example 8 was used as a raw material, and press-molded in a magnetic field by the same method to produce a compression molded body.
  • Example 9 the oxidation treatment was performed by leaving the compression molded body at 26% humidity, 23 ° C., and 4 hours.
  • Example 10 the oxidation treatment was performed by leaving the compression-molded body at a humidity of 26%, a temperature of 23 ° C., and a time of 22 hours.
  • Example 11 the oxidation treatment was performed by leaving the compression molded body at 26% humidity, 17 ° C., and 8 hours.
  • Example 12 the oxidation treatment was performed by leaving the compression-molded body at a humidity of 26%, a temperature of 32 ° C., and a time of 8 hours.
  • Example 13 the oxidation treatment was performed by leaving the compression molded body at 22% humidity, 23 ° C., and 8 hours.
  • Example 14 the oxidation treatment was performed by leaving the compression molded product at a humidity of 44%, a temperature of 22 ° C., and a time of 8 hours.
  • Example 8 the compression-molded body of the alloy powder is placed in the chamber of the sintering furnace, and the steps up to sintering are performed under the same conditions as in Example 8. Thereafter, the high-quality treatment and solution are performed under the same conditions as in Example 8. A magnet was obtained by performing aging treatment and aging treatment.
  • the composition of each magnet was confirmed by the ICP method.
  • the composition of the obtained magnet is as shown in Table 1. Further, as in the other examples, the central portion oxygen concentration O center , the surface portion oxygen concentration O surface , the thickness of the phase including the oxide of the R element, the recoil permeability, the coercive force Hcj, and the residual magnetization are measured. did. The results are shown in Table 3.
  • oxidation treatment was performed. As shown in Table 2, in Comparative Example 3, the oxidation treatment was performed by leaving the compression-molded body at a humidity of 26%, a temperature of 23 ° C., and a time of 0.5 hours. In Comparative Example 4, the oxidation treatment was performed by leaving the compression molded body at a humidity of 26%, a temperature of 23 ° C., and a time of 36 hours. In Comparative Example 5, the oxidation treatment was performed by leaving the compression molded body at 26% humidity, 10 ° C., and 8 hours. In Comparative Example 6, the oxidation treatment was performed by leaving the compression molded body at 26% humidity, 46 ° C., and 8 hours.
  • Comparative Example 7 the oxidation treatment was performed by leaving the compression molded product at 15% humidity, 23 ° C., and 8 hours.
  • Comparative Example 8 the oxidation treatment was performed by leaving the compression molded product at 80% humidity, 23 ° C., and 8 hours.
  • Example 8 the compression-molded body of the alloy powder is placed in the chamber of the sintering furnace, and the steps up to sintering are performed under the same conditions as in Example 8. Thereafter, the high-quality treatment and solution are performed under the same conditions as in Example 8. A magnet was obtained by performing aging treatment and aging treatment.
  • the composition of each magnet was confirmed by the ICP method.
  • the composition of the obtained magnet is as shown in Table 1. Further, as in the other examples, the central portion oxygen concentration O center , the surface portion oxygen concentration O surface , the thickness of the phase including the oxide of the R element, the recoil permeability, the coercive force Hcj, and the residual magnetization are measured. did. The results are shown in Table 3.
  • the permanent magnets of Examples 1 to 14 have a higher recoil permeability than those of Comparative Example 1 having a high Sm concentration and Comparative Example 2 having a high Zr concentration. It exhibits magnetic susceptibility, high coercive force, and high magnetization. From this, it can be seen that the magnet characteristics can be improved by adjusting the amount of each element constituting the permanent magnet.
  • the permanent magnets of Examples 8 to 14 are higher than, for example, the permanent magnet of Comparative Example 3 in which the oxidation treatment time is less than 2 hours and the permanent magnet of Comparative Example 4 in which the oxidation treatment time is more than 24 hours. It exhibits recoil permeability, high coercivity, and high magnetization. From this, it is understood that the magnet characteristics can be improved by performing the oxidation treatment for a predetermined time.
  • the permanent magnets of Examples 8 to 14 are higher than, for example, the permanent magnet of Comparative Example 5 in which the oxidation treatment temperature is less than 15 ° C. and the permanent magnet of Comparative Example 6 in which the oxidation treatment temperature exceeds 35 ° C. It exhibits recoil permeability, high coercivity, and high magnetization. From this, it is understood that the magnet characteristics can be enhanced by performing the oxidation treatment at a predetermined humidity.
  • the recoil permeability is higher than the permanent magnet of Comparative Example 7 in which the humidity of oxidation treatment is less than 20% and the permanent magnet of Comparative Example 8 in which the leaving humidity exceeds 50%. It exhibits magnetic susceptibility, high coercive force, and high magnetization. From this, it is understood that the magnet characteristics can be enhanced by performing the oxidation treatment at a predetermined temperature.
  • the control in the main phase, the oxygen concentration O center of the central portion, the oxygen concentration O Surface of the surface portion, the thickness of the phase containing an oxide of R element By doing so, high recoil permeability, high coercive force, and high magnetization are expressed. From this, it can be seen that the permanent magnets of Examples 1 to 14 have excellent magnet characteristics.
  • the present embodiment is not limited to the above-described embodiment as it is, and can be embodied by modifying the components without departing from the scope of the invention in the implementation stage.
  • various inventions can be formed by appropriately combining a plurality of components disclosed in the embodiment. For example, some components may be deleted from all the components shown in the embodiment. Furthermore, constituent elements over different embodiments may be appropriately combined.

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Abstract

実施形態に係るシステムにおいて、回転電機は、永久磁石を用いてロータの磁極を形成してなる永久磁石型である。インバータは、スイッチングにより交流電圧を生成して回転電機に駆動電力として出力する。制御装置は、回転電機における界磁成分電流を検出し、この検出電流から回転電機のロータ速度を推定し、この推定ロータ速度と目標速度との差に基づいて回転電機における界磁成分電圧を求め、この界磁成分電圧に基づいてインバータのスイッチングを制御してロータ速度を目標速度に追従させる。永久磁石は、鉄を２５ないし４０原子％含むＲ－Ｃｏ系（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素）である。また、制御装置は、永久磁石の素材によるロータ速度に応じた負の界磁成分電流特性に基づいて前記界磁成分電圧を増減し弱め界磁制御を行う。

Description

回転電機システムと回転電機の駆動装置、その駆動方法及び車両
　実施形態は、永久磁石型における回転電機システムと回転電機の駆動装置、その駆動方法及び車両に関する。
　自動車や鉄道車両等にあっては、モータや発電機などに永久磁石型の回転電機を用いており、その永久磁石には効率を高めるためにＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石が採用されている。このＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石は、高い磁束密度を有するので、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石を回転電機に用いることにより高いトルクを得ることができる。
　上記自動車や鉄道車両に用いられるモータでは、低速回転から高速回転までの可変速駆動が行われる。これに対して、従来のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石によるモータでは、低速回転側において高いトルクが得られるが、高速回転側において誘導電圧（逆起電力）が発生することにより出力が低下してしまう。
　すなわち、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石等の永久磁石は、鎖交磁束が常に一定の強さで発生している。このとき、永久磁石による誘導電圧は回転速度に比例して高くなる。このため、高速回転ではモータの電圧が電源電圧上限に達してしまい、出力に必要な電流が流れなくなる。その結果、出力が大幅に低下し、さらには高速回転の範囲で駆動できなくなる。
　高速回転における誘導電圧の影響を抑制する方法としては、例えば弱め界磁制御法が挙げられる。弱め界磁制御法とは、逆磁界を発生させて磁束密度を低下させ、鎖交磁束数を低下させる方法である。しかしながら、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石のような高い磁束密度を有する永久磁石では、高速回転時において十分に磁束密度を下げることができない。
　このように、高い磁束密度を有する永久磁石を用いた回転電機では、高速回転において弱め界磁制御法を用いても、十分な効果が得られなかった。
特開２０１２－１７５７３８号公報
IEEJ Transactions Industry Applications, 2013, Vol.133, NO.9, pp.943-951
　本発明で解決しようとするべき課題は、低速回転から高速回転までの可変速駆動を行う永久磁石型による回転電機及び車両において、出力の低下を抑制することである。
　実施形態の永久磁石型による回転電機システムは、回転電機と、インバータと、制御手段とを備える。回転電機は、永久磁石を用いてロータの磁極を形成してなる永久磁石型である。インバータは、スイッチングにより交流電圧を生成して当該交流電圧を前記回転電機に駆動電力として出力する。制御手段は、前記回転電機における界磁成分電流を検出し、この検出電流から前記回転電機のロータ速度を推定し、この推定ロータ速度と目標速度との差に基づいて前記回転電機における界磁成分電圧を求め、この界磁成分電圧に基づいて前記インバータのスイッチングを制御して前記ロータ速度を前記目標速度に追従させる。前記永久磁石は、鉄を２５ないし４０原子％含むＲ－Ｃｏ系（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素）永久磁石である。また、前記制御手段は、前記永久磁石の素材による前記ロータ速度に応じた負の界磁成分電流特性に基づいて前記界磁成分電圧を増減し弱め界磁制御を行う。
　本実施形態の構成によれば、低速回転から高速回転までの可変速駆動を行う永久磁石型による回転電機及び車両において、出力の低下を抑制することのできる回転電機システムを提供することができる。
本実施形態に係る回転電機システムの全体構成を示す図である。 本実施形態に係る回転電機システムの回転電機の構造を示す図である。 本実施形態のシステムに用いる制御装置の制御の流れを示すフローチャートである。 本実施形態の回転電機に用いる永久磁石の磁気特性例を示す図である。 比較例の永久磁石の磁気特性例を示す図である。 ＳＴＥＭ－ＥＤＸによる明視野像の一例を示す図である。 ＳＴＥＭ－ＥＤＸによるＳｍのマッピング像を示す図である。 ＳＴＥＭ－ＥＤＸによる酸素のマッピング像を示す図である。 本実施形態に係る回転電機システムを備えるハイブリッド型自動車の駆動系構造を示す図である。
　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。
　図１Ａは、本実施形態に係る回転電機システムの全体構成を示す図であり、図１Ｂは本実施形態に係る回転電機システムの回転電機の構造を示している。　
　本実施形態に係る回転電機システムは、図１Ａに示すように、永久磁石型の回転電機１１とこの回転電機１１を駆動する駆動装置２１とバッテリ３１を備える。
　上記回転電機１１は、図１Ｂに示すように、永久磁石１１１を用いて磁極１１２を形成し、この磁極１１２を回転子鉄心１１３の内部に配置して回転子（ロータ）１１４を形成する。また、回転子１１４の外周にエアギャップを介して固定子（ステータ）１１５を配置する。固定子１１５には電機子鉄心１１６と電機子巻線１１７を設ける。電機子巻線１１７は磁界を形成して回転子１１４の磁極１１２を構成する永久磁石１１１の磁束幅を可逆的に変化させる。
　ここで、上記回転子１１４の鉄心１１３の内部に配置される永久磁石１１１には、通常の高効率用永久磁石と比較して、リコイル透磁率が大きい永久磁石を用いる。この永久磁石１１１の磁束密度（磁束量）は変化させることが可能であるものとする。永久磁石１１１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。固定子１１５に設けられた電機子巻線１１７に駆動装置２１からの駆動電流を流すことによって、その磁界が直接に永久磁石１１１に作用する構造となっている。
　上記回転電機１１を駆動する駆動装置２１は、インバータ２１１と制御装置２１２と電流センサ２１３とを備える。　
　上記インバータ２１１は、バッテリ３１からの直流電圧をスイッチングすることにより交流電圧を生成し、当該交流電圧を回転電機１１の駆動電力として電機子巻線１１７に印加する。
　上記制御装置２１２は、基本的に図２に示す処理を実行する。すなわち、回転電機１１における界磁成分およびトルク成分の電流を回転電機１１に設けた電流センサ２１３で検出し（ステップＳ１）、これらの検出電流から回転子１１４の回転速度を推定する（ステップＳ２）。ここで、指示入力される目標速度と推定した回転速度との偏差を求め（ステップＳ３）、この偏差に基づいて回転電機１１における界磁成分電圧及びトルク成分電圧を求め（ステップＳ４）、これらの界磁成分電圧及びトルク成分電圧に基づいてインバータ２１１のスイッチングを制御する（ステップＳ５）。上記ステップＳ１～Ｓ５の処理を繰り返し実行することで、回転速度を目標速度に追従させる。
　上記永久磁石１１１には、希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素Ｒ、ジルコニウム、チタン、及びハフニウムから選ばれる少なくとも１種の元素Ｍ、鉄、銅、及びコバルトからなる組成を有し、鉄を２５乃至４０原子％含む素材が用いられる。詳細な組成物構造については後述する。
　これに対して、上記制御装置２１２は、ステップＳ３において、上記永久磁石１１１の素材によるリコイル透磁率特性に基づいて、推定した回転速度の上昇に伴い増加し、下降に伴い減少する負の界磁成分電流（弱め界磁電流）を求め（ステップＳ３１）、上記目標速度に相当する界磁成分電流の目標値に加える（ステップＳ３２）。このように、本実施形態では、界磁成分電流の目標値を弱め界磁電流によって修正することにより、いわゆる弱め界磁制御を行う。
　なお、上記負の界磁成分電流については、予め上記リコイル透磁率特性に基づいてテーブル化しておくとよい。
　以上のように、本実施形態では、永久磁石１１１の素材が、通常の高効率用永久磁石と比較して、リコイル透磁率が大きく、低速から高速まで広範囲で可変速運転が可能であり、低速から高速までの全運転範囲で高効率化することができるので、インバータ２１１のパワー素子への負荷を低減することができる。
　以下に、上記回転電機に用いて好適なリコイル透磁率が大きい特性を有する永久磁石について説明する。
　図３は本実施形態に適用される永久磁石の磁気特性例を示す図であり、図４は比較例の永久磁石の磁気特性例を示す図である。なお、図３および図４において、横軸は磁場Ｈを表し、縦軸は磁束密度Ｂまたは磁化Ｍを表す。
　図３に示す曲線１ａは本実施形態の永久磁石のＭ－Ｈ曲線を示し、曲線１ｂは本実施形態の永久磁石のＢ－Ｈ曲線を示す。本実施形態の永久磁石は、Ｂ－Ｈ曲線において高磁化を有する。また、弱め界磁制御法により逆磁界を加えたとき、Ｂ－Ｈ曲線上の動作点ａから動作点ｂに変化する際の磁化減少幅が大きい。すなわち、本実施形態の永久磁石ではＢ－Ｈ曲線上のリコイル透磁率が高い。
　リコイル透磁率は以下のように定義される。着磁機やパルス磁界により焼結体磁石を着磁させる。この磁石に対し磁化測定を行い、Ｂ－Ｈ曲線を得る。このＢ－Ｈ曲線に対して線形フィットを行うことにより傾きを求める。この傾きをリコイル透磁率とする。
　また、本実施形態の永久磁石は、Ｂ－Ｈ曲線上においてクニック点が生じない特性を有する。クニック点とは、外部磁場により磁束密度を低下させたときに傾きが変化して急激に磁束密度が減少する変化点のことである。
　図４に示す曲線２ａはネオジム焼結磁石のＭ－Ｈ曲線を示し、曲線２ｂはネオジム焼結磁石のＢ－Ｈ曲線を示す。ネオジム焼結磁石の場合、図４に示すように動作点ａから動作点ｂに変化する際の磁化減少幅が本実施形態の永久磁石よりも小さい。すなわち、ネオジム焼結磁石では、弱め界磁制御法を用いても磁束密度を下げることが困難である。弱め界磁では、弱め界磁電流による磁束で磁石磁束を打ち消す。しかし、弱め界磁電流による磁束および磁石磁束のそれぞれの空間波形が互いに異なる。このため、空間基本波成分の磁束を打ち消すことができても、空間高調波成分は打ち消されず、場合によっては拡大する。
　空間高調波成分は、高速回転時における鉄損および磁石渦電流損の原因となっている。さらに、磁石渦電流損によって磁石温度が上昇し、熱減磁が生じやすくなる。特に、埋め込み磁石型では、磁石磁束が矩形波に近く、多くの空間高調波を含む。また、ギャップ長が短いためにスロットリップル成分の空間高調波が大きいため、問題が大きい。打ち消せずに残った低次の空間高調波がスロットリップルで変調されて高次の空間高調波となっていることが理由の一つと考えられる。
　磁束密度を低くする方法としては、例えばボンド磁石を用いることが考えられる。図４の曲線３ａはネオジムボンド磁石のＭ－Ｈ曲線を示す図であり、曲線３ｂはネオジムボンド磁石のＢ－Ｈ曲線を示す図である。ネオジムボンド磁石は、図４に示すようにネオジム焼結磁石よりも動作点ａから動作点ｂに変化する際の磁化減少幅が大きい、すなわちリコイル透磁率が高い。しかしながら、残留磁化が低く、保磁力Ｈｃｊが小さくなるため、当該磁石を具備するモータで低速から高速までの可変速駆動を行う場合、低速回転において高いトルクを得ることが困難となる。
　ネオジムボンド磁石の他にも、リコイル透磁率の高い磁石としては、例えば不完全着磁状態のＡｌ－Ｎｉ－Ｃｏ系磁石が挙げられる。しかしながら、不完全着磁状態のＡｌ－Ｎｉ－Ｃｏ系磁石もネオジムボンド磁石と同様に残留磁化が小さいため、低速回転で高いトルクを得ることが困難である。また、ネオジム磁石やサマリウム磁石は磁化が高く、高トルクが得られるが、これらの磁石のリコイル透磁率は一般的に１程度であり、リコイル透磁率が大きな特性を得ることが難しい。
　これに対し、本実施形態の永久磁石において、残留磁化は１．１６以上であり、Ｍ－Ｈ曲線上の保磁力Ｈｃｊは１０００ｋＡ／ｍ以上であり、リコイル透磁率は１．１５以上である。残留磁化は１．２以上であることがより好ましい。保磁力は１２００ｋＡ／ｍ以上であることがより好ましい。リコイル透磁率は１．２以上であることがより好ましい。このように、本実施形態の永久磁石は、高磁化および高保磁力に加え、高いリコイル透磁率を有する。よって、低速から高速までの可変速駆動を行う回転電機において、出力の低下を抑制することができる。
　上記回転電機では、具体的には、磁極を回転子鉄心内に配置して回転子を設け、回転子の外周にエアギャップを介して固定子を配置する。さらに、固定子に電機子巻き線を設ける。上記電機子巻き線が作る磁界により回転子の磁極を構成する永久磁石の磁束量を可逆的に変化させる。ここで、従来の回転電機では、回転子において高磁化と高リコイル透磁率の特性を得るために、磁極を回転子鉄心内に複数個配置している。しかしながら、２種以上の磁石を必要とするため構造が複雑になり、また、製造工程数も増えるという問題がある。
　これに対し、本実施形態の永久磁石は、一つの磁石で高磁化と、高いリコイル透磁率との両方の特性を有しているため、モータや発電機などの回転電機の構造を簡略にすることができ、製造工程数の増加を抑制することができる。
　さらに、上記特性を有する永久磁石の例について説明する。本実施形態の永久磁石は、鉄を２５ないし４０原子％含むＲ－Ｃｏ系（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素）で表される組成を備える焼結体を具備する。具体的には、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つの元素、ＭはＺｒ、Ｔｉ、およびＨｆからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素、ｐは１０．８≦ｐ≦１２．５原子％を満足する数、ｑは２５≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦３．５原子％を満足する数、ｔは３．５≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）で表される組成を備える焼結体を具備する。
　上記組成式におけるＲは、磁石材料に大きな磁気異方性をもたらすことができる元素である。Ｒ元素としては、例えばイットリウム（Ｙ）を含む希土類元素から選ばれる１つまたは複数の元素などを用いることができ、例えばサマリウム（Ｓｍ）、セリウム（Ｃｅ）、ネオジム（Ｎｄ）、プラセオジム（Ｐｒ）等を用いることができ、特に、Ｓｍを用いることが好ましい。例えば、Ｒ元素としてＳｍを含む複数の元素を用いる場合、Ｓｍ濃度をＲ元素として適用可能な元素全体の５０原子％以上とすることにより、磁石材料の性能、例えば保磁力を高めることができる。なお、Ｒ元素として適用可能な元素の７０原子％以上、さらには９０原子％以上をＳｍとするとさらに好ましい。
　Ｒ元素として適用可能な元素の濃度を、例えば１０．８原子％以上１２．５原子％以下とすることにより保磁力を大きくすることができる。Ｒ元素として適用可能な元素の濃度が１０．８原子％未満の場合、多量のα－Ｆｅが析出して保磁力が小さくなり、Ｒ元素として適用可能な元素の濃度が１２．５原子％を超える場合、飽和磁化が低下する。Ｒ元素として適用可能な元素の濃度は、１０．９原子％以上１２．１原子％以下、さらには１１．０原子％以上１２．０原子％以下であることがより好ましい。
　上記組成式におけるＭは、高いＦｅ濃度の組成で大きな保磁力を発現させることができる元素である。Ｍ元素としては、例えばチタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、およびハフニウム（Ｈｆ）からなる群より選ばれる１つまたは複数の元素が用いられる。Ｍ元素の含有量ｒが４．３原子％を超えると、Ｍ元素を過剰に含有する異相が生成しやすくなり、保磁力、磁化ともに低下しやすくなる。また、Ｍ元素の含有量ｒが０．８８原子％未満であるとＦｅ濃度を高める効果が小さくなりやすい。つまり、Ｍ元素の含有量ｒは、０．８８原子％以上３．５原子％以下であることが好ましい。元素Ｍの含有量ｒは、１．１４原子％以上３．４原子％以下であることがより好ましく、さらに１．４９原子％よりも大きく２．２４原子％以下、さらには１．５５原子％以上２．２３原子％以下であることが好ましい。
　Ｍ元素は、少なくともＺｒを含むことが好ましい。特に、Ｍ元素の５０原子％以上をＺｒとすることによって、永久磁石の保磁力を高めることができる。一方、Ｍ元素の中でＨｆはとりわけ高価であるため、Ｈｆを使用する場合においても、その使用量は少ないことが好ましい。例えば、Ｈｆの含有量は、Ｍ元素の２０原子％未満であることが好ましい。
　Ｃｕは、磁石材料において高い保磁力を発現させることができる元素である。Ｃｕの含有量は、例えば３．５原子％以上１３．５原子％以下であることが好ましい。これよりも多量に配合すると磁化の低下が著しく、またこれよりも少量であると高い保磁力と良好な角型比を得ることが困難となる。Ｃｕの含有量ｔは、３．９原子％以上１０．０原子％以下であることがより好ましく、さらに４．１原子％以上５．８原子％以下であることが好ましい。
　Ｆｅは、主として磁石材料の磁化を担う元素である。Ｆｅを多量に配合することにより磁石材料の飽和磁化を高めることができるが、過剰に配合するとα－Ｆｅの析出や相分離により所望の結晶相が得られにくくなり、保磁力を低下させるおそれがある。よって、Ｆｅの含有量ｑは、２５原子％以上４０原子％以下であることが好ましい。Ｆｅの含有量ｑは、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３０原子％以上３３原子％以下であることが好ましい。
　Ｃｏは、磁石材料の磁化を担うとともに高い保磁力を発現させることができる元素である。また、Ｃｏを多く配合すると高いキュリー温度が得られ、磁石特性の熱安定性を高めることができる。Ｃｏの配合量が少ないとこれらの効果が小さくなる。しかしながら、Ｃｏを過剰に添加すると、相対的にＦｅの割合が減り、磁化の低下を招くおそれがある。また、Ｃｏの２０原子％以下をＮｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗからなる群より選ばれる１つまたは複数の元素で置換することにより磁石特性、例えば保磁力を高めることができる。
　本実施形態の永久磁石は、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２次元の金属組織を具備する。さらに、主相は、２－１７型結晶相を有するセル相と、六方晶系のＣａＣｕ５型結晶相（１－５型結晶相）を有するＣｕリッチ相と、プレートレット相と、を含む。
　Ｃｕリッチ相は、セル相を囲むように形成されることが好ましい。上記構造をセル構造ともいう。また、Ｃｕリッチ相にはセル相を分断するセル壁相も含まれる。Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸は磁化容易軸と平行に存在していることが好ましい。なお、平行とは、平行方向から±１０度以内の状態（略平行）を含んでいてもよい。
　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、永久磁石は、相の異なる複数のＣｕリッチ相を有していてもよい。
　Ｃｕリッチ相の磁壁エネルギーは、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相の磁壁エネルギーよりも高く、この磁壁エネルギーの差が磁壁移動の障壁となる。つまり、Ｃｕリッチ相がピニングサイトとして機能することにより、複数のセル相間での磁壁移動を抑制することができる。特に、セル構造を形成することにより、磁壁移動の抑制効果が高まる。これを磁壁ピニング効果ともいう。よって、セル相を囲むようにＣｕリッチ相が形成されることがより好ましい。このような構造の永久磁石をピニング型の永久磁石ともいう。
　２５原子％以上のＦｅを含むＳｍ－Ｃｏ系磁石において、Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度は、１０原子％以上６０原子％以下であることが好ましい。Ｃｕリッチ相のＣｕ濃度を高めることにより保磁力や角型比を高くすることができる。Ｆｅ濃度が高い領域においてはＣｕリッチ相のＣｕ濃度にばらつきが発生しやすくなり、例えば磁壁ピニング効果が大きいＣｕリッチ相と磁壁ピニング効果が小さいＣｕリッチ相とが生じ、保磁力および角型比が低下する。
　ピニングサイトを外れた磁壁が移動すると、移動した分だけ磁化が反転してしまうため、磁化が低下する。外磁場を印加した際に、ある一定の磁場で一斉に磁壁がピニングサイトを外れれば、磁場の印加により磁化が低下しにくくなり、良好な角型比が得られる。換言すると、磁場を印加した際に保磁力よりも低い磁場でピニングサイトを外れ、磁壁が移動してしまうと、移動した分だけ磁化が減少し、角型比の悪化につながると考えられる。
　プレートレット相は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相よりもＺｒ等の元素Ｍの濃度が高いＭリッチプレートレット相であり、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸と垂直に形成される。例えば、プレートレット相のＺｒ濃度がＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相よりも高い場合、該プレートレット相をＺｒリッチプレートレット相ともいう。
　上記に示すように、本実施形態の永久磁石は、希土類元素を少なくとも含む組成を有する。上記磁石は、キュリー点が高いため、高温で良好なモータ特性を実現することが可能である。また、ネオジム磁石がニュークリエーション型の永久磁石であるのに対し、上記磁石はピニング型の永久磁石である。ネオジム磁石では逆軸が発生すると一斉に磁壁が反転する。一方、本実施形態の永久磁石ではＣｕリッチ相により磁壁移動が抑制され、ピニングサイトを外れることにより磁壁の移動（磁化反転）が進む。換言すると、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相、Ｃｕリッチ相、およびプレートレット相によって構成されるセル構造のサイズや各相の組成により磁壁移動を抑制することができる。
　セル構造は、Ｒ元素の濃度が高いと緻密になり、低いと粗くなる。また、同一組成の焼結体で比較すると、セル構造が緻密である試料ではセル壁相の体積分率が高くなり、粗い試料では低くなる。また、セル壁相におけるＣｕ濃度を比較すると、セル構造が緻密なほどＣｕ濃度が低くなる。
　Ｃｕリッチ相は磁壁のピニング力に影響し、Ｃｕ濃度が低いとピニング力が弱く、保磁力が小さくなる。一方、セル組織が粗くＣｕリッチ相におけるＣｕ濃度が高い場合、Ｃｕリッチ相一つ一つのピニング力が高いため保磁力は大きくなる。２種以上の異なる特性を一つの焼結体で実現することができれば、一つの磁石で磁壁が移動しやすい（磁化反転しやすい）場所と磁化反転が起こりにくい場所が存在し、保磁力の分布を生じさせることができる。その結果、磁化曲線の傾きが急峻となり、リコイル透磁率が大きくなる。さらに、保磁力が大きいためクニック点は高磁場側に存在し、大きな磁界を印加しても不可逆減磁が生じない。
　上記磁石を実現するにはＲ元素の濃度の制御が重要である。本実施形態の永久磁石では、酸化現象を利用することでＲ元素の濃度を制御する。本実施形態の永久磁石において、焼結体は、焼結体の表面に露出するように設けられた希土類元素の酸化物を含む相を有することが好ましい。希土類元素の酸化物を含む相の厚さは、５０μｍ以上８００μｍ以下である。
　本実施形態の永久磁石は、Ｒ元素がリッチな領域とＲ元素がプアな領域とを有する。例えばＲ－Ｃｏの粉末を酸化することによりＲ元素の酸化物が形成される。その際、主相のＲ元素が消費されるため、結果として主相のＲ元素の濃度が減少する。そのため、酸化の影響が少ない中心部よりも表面部の保磁力が大きくなる。すなわち、単一の磁石で保磁力の分布が形成される。このような磁石では表面部の酸素濃度が中心部よりも高くなる。表面部の酸素濃度が中心部の２倍以上のとき、リコイル透磁率が高くなる効果が顕著になる。
　表面部の酸素濃度は下記のように定義される。切断面に中心部付近を含むように焼結体試料を切断する。次に、切断面において試料表面から１００μｍ以内の深さに位置する領域において、２０μｍ×２０μｍの測定領域でのＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray Spectroscopy：ＥＤＸ）面分析を行う。この測定を１サンプルに対し任意の５箇所で行い、この平均値を表面部の酸素濃度Ｏｓｕｒｆａｃｅと定義する。
　中心部の酸素濃度は下記のように定義される。上記切断面において試料表面から少なくとも５００μｍ以上焼結体の内部に位置する領域において、２０μｍ×２０μｍの領域のＥＤＸ面分析を行う。この測定を１サンプルに対し任意の箇所で５回行い、この平均値を中心部の酸素濃度Ｏｃｅｎｔｅｒと定義する。
　中心部の酸素濃度Ｏｃｅｎｔｅｒに対する表面部の酸素濃度Ｏｓｕｒｆａｃｅの比（Ｏｓｕｒｆａｃｅ／Ｏｃｅｎｔｅｒ）が２以上であるＲ元素の酸化物を含む相の厚さが５０μｍ以上のとき、リコイル透磁率の向上が顕著となる。ただし、厚さが８００μｍを超えると残留磁化の低下、過剰なＳｍプア領域の生成による保磁力の低下の影響が大きくなる。より好ましいＲ元素の酸化物を含む相の厚さは１００μｍ以上５００μｍ以下である。
　上記永久磁石は低保磁力成分を含むためリコイル透磁率が大きい。また、Ｂ－Ｈ曲線上の保磁力Ｈｃｂが８００ｋＡ／ｍ以下である。しかし、高保磁力成分も含むため、図１に示すようにＢ－Ｈ曲線上のクニック点は１０００ｋＡ／ｍを超える高磁場側においても生じず、減磁が起きにくい。Ｂ－Ｈ曲線においてクニック点が生じさせないためにはＭ－Ｈ曲線上の保磁力Ｈｃｊが１０００ｋＡ／ｍ以上であることが好ましい。さらに、本実施形態の永久磁石において、保磁力Ｈｃｊに対する、磁化が残留磁化の９０％のときの磁場Ｈｋ９０の比が７０以下である。このように、本実施形態の永久磁石は、良好な角型比を有する。
　永久磁石の組成は、例えばＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ： Inductively Coupled Plasma）発光分光分析法、ＳＥＭ－ＥＤＸ（走査電子顕微鏡－エネルギー分散型Ｘ線分光法：SEM-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy）、ＴＥＭ－ＥＤＸ（透過電子顕微鏡－エネルギー分散型Ｘ線分光法：Transmission Electron Microscope-EDX）等により測定される。各相の体積比率は、電子顕微鏡や光学顕微鏡による観察とＸ線回折等とを併用して総合的に判断されるが、永久磁石の断面を撮影した電子顕微鏡写真の面積分析法により求めることができる。永久磁石の断面は、試料の最大面積を有する表面の実質的に中央部の断面を用いるものとする。
　また、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相、Ｃｕリッチ相等の金属組織は、例えば以下のように認定される。まず、走査透過型電子顕微鏡（Scanning Transmission Electron Microscope：ＳＴＥＭ）によるサンプルの観察を行う。このとき、ＳＥＭによりサンプルを観察することにより、粒界相の場所を特定し、収束イオンビーム（Focused Ion Beam：ＦＩＢ）を用いて粒界相が視野に入るようにサンプルを加工することにより観察効率を高めることができる。上記サンプルは、時効処理後のサンプルである。この際、 サンプルは未着磁品であることが好ましい。
　次に、セル相、Ｃｕリッチ相等の各元素の濃度を例えばＳＴＥＭを利用したエネルギー分散型Ｘ線分光法（STEM-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy：ＳＴＥＭ－ＥＤＸ）を用いて測定する。
　ＳＴＥＭ－ＥＤＸにより各元素の濃度を測定する際、サンプルの表面の１ｍｍ以上内部から測定用の試料を切り出す。また、磁化容易軸（ｃ軸）に平行な面に対し、１００ｋ倍の観察倍率で観察する。このようにして得られるＳＴＥＭ明視野像（反射電子像）の一例を図５に示す。また、同視野でのＳｍのマッピング像を図６に示し、酸素のマッピング像を図７に示す。
　図６において、領域Ａ１１は主相を含む領域である。また、相対的に白い領域がＳｍの濃度が高い領域であり、図７において相対的に白い領域が酸素濃度が高い領域である。このとき、図６および図７を重ね合わせたときにＳｍの濃度および酸素濃度が共に高い領域がＲ元素の酸化物を含む相(領域Ａ１２)に相当する。さらに、領域Ａ１１と領域Ａ１２との間にＳｍの濃度および酸素濃度が低い領域Ａ１３を有する。このことから、焼結体において、Ｒ元素が高い領域およびＲ元素が低い領域の両方が形成されていることがわかる。なお、図６のマッピング像と図７のマッピング像とを比較すると白い領域の濃淡が異なっているが、これは画像処理上の問題であって、濃淡が各元素の相対濃度を必ずしも表すわけではない。
　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、各結晶相内の各元素濃度をより正確に測定することができる。
　３ＤＡＰによる各相内の元素濃度の測定は、以下に示す手順にしたがって実施する。まず、試料をダイシングにより薄片化し、そこからＦＩＢにてピックアップ・アトムプローブ（ＡＰ）用針状試料を作製する。
　３ＤＡＰによる測定は、焼結体の内部に対して行う。焼結体内部の測定とは、以下の通りである。まず、最大の面積を有する面における最長の辺の中央部において、辺に垂直（曲線の場合は中央部の接線と垂直）に切断した断面の表面部と内部とで組成を測定する。測定箇所は、上記断面において各辺の１／２の位置を始点として、辺に対し垂直に内側に向けて端部まで引いた第１の基準線と、各角部の中央を始点として角部の内角の角度の１／２の位置で内側に向けて端部まで引いた第２の基準線とを設け、これら第１の基準線および第２の基準線の始点から基準線の長さの１％の位置を表面部、４０％の位置を内部と定義する。なお、角部が面取り等で曲率を有する場合、隣り合う辺を延長した交点を辺の端部（角部の中央）とする。この場合、測定箇所は交点からではなく、基準線と接した部分からの位置とする。
　測定箇所を以上のようにすることによって、例えば断面が四角形の場合、基準線は第１の基準線および第２の基準線でそれぞれ４本の合計８本となり、測定箇所は表面部および内部でそれぞれ８箇所となる。本実施形態において、表面部および内部でそれぞれ８箇所全てが上記した組成範囲内であることが好ましいが、少なくとも表面部および内部でそれぞれ４箇所以上が上記した組成範囲内となればよい。この場合、１本の基準線での表面部および内部の関係を規定するものではない。このように規定される焼結体内部の観察面を研磨して平滑にした後に観察を行う。例えば、濃度測定におけるＴＥＭ－ＥＤＸの観察箇所は、各相内の任意の２０点とし、これら各点での測定値から最大値と最小値を除いた測定値の平均値を求め、この平均値を各元素の濃度とする。３ＤＡＰの測定もこれに準ずる。
　上述した３ＤＡＰを用いたＣｕリッチ相内の濃度の測定結果において、Ｃｕリッチ相におけるＣｕの濃度プロファイルは、よりシャープであることが好ましい。具体的には、Ｃｕの濃度プロファイルの半値幅（ＦＷＨＭ：Full Width aｔ Half Maximum）が５ｎｍ以下であることが好ましく、このような場合により高い保磁力を得ることができる。これはＣｕリッチ相内のＣｕの分布がシャープな場合、セル相とＣｕリッチ相との間の磁壁エネルギー差が急激に生じ、磁壁がよりピニングされやすくなるためである。
　Ｃｕリッチ相におけるＣｕの濃度プロファイルの半値幅（ＦＷＨＭ）は、以下のようにして求められる。上述した方法に基づいて３ＤＡＰのＣｕプロファイルからＣｕ濃度が最も高い値（ＰＣｕ）を求め、この値の半分の値（ＰＣｕ／２）となるところのピークの幅、すなわち半値幅（ＦＷＨＭ）を求める。このような測定を１０個のピークに対して行い、それらの値の平均値をＣｕプロファイルの半値幅（ＦＷＨＭ）と定義する。Ｃｕプロファイルの半値幅（ＦＷＨＭ）が３ｎｍ以下である場合に、さらに保磁力を高める効果が向上し、２ｎｍ以下の場合により一層優れた保磁力の向上効果を得ることができる。
　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Ｈｃｊおよび最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを求める。このとき、Ｍｒを用いて理論最大値（ＢＨ）ｍａｘが下記式（１）により求められる。
　（ＢＨ）ｍａｘ（理論値）＝Ｍｒ２／４μ０・・・（１）　
　角型比は、測定で得られる（ＢＨ）ｍａｘと（ＢＨ）ｍａｘ（理論値）の比により評価され、下記式（２）により求められる。　
　（ＢＨ）ｍａｘ（実測値）／（ＢＨ）ｍａｘ（理論値）×１００・・・（２）
　次に、永久磁石の製造方法例について説明する。まず、永久磁石の合成に必要な所定の元素を含む合金粉末を調製する。次に、電磁石の中に設置した金型内に合金粉末を充填し、磁場を印加しながら加圧成形することにより結晶軸を配向させた圧粉体を製造する。
　例えば、アーク溶解法や高周波溶解法による溶湯を鋳造して得られた合金インゴットを粉砕することにより合金粉末を調製することができる。合金粉末は、組成が異なる複数の粉末を混ぜ合わせて所望の組成としてもよい。また、メカニカルアロイング法、メカニカルグラインディング法、ガスアトマイズ法、還元拡散法などを用いて合金粉末を調製してもよい。ストリップキャスト法を用いた合金粉末の作製では、フレーク状の合金薄帯を作製し、その後合金薄帯を粉砕することにより合金粉末を調製する。例えば、周速０．１ｍ／秒以上２０ｍ／秒以下で回転する冷却ロールに合金溶湯を傾注することにより、厚さ１ｍｍ以下に連続的に凝固させた薄帯を作製することができる。周速が０．１ｍ／秒未満の場合、薄帯において組成のばらつきが生じやすい。また、周速が２０ｍ／秒を超える場合、結晶粒が微細化しすぎてしまう等、磁気特性が低下する場合がある。冷却ロールの周速は０．３ｍ／秒以上１５ｍ／秒以下、さらに好ましくは０．５ｍ／秒以上１２ｍ／秒以下である。
　さらに、上記合金粉末または粉砕前の合金の材料に対して熱処理を施すことにより該材料を均質化することが可能である。例えば、ジェットミル、ボールミルなどを用いて材料を粉砕することができる。なお、不活性ガス雰囲気もしくは有機溶媒中で材料を粉砕することにより粉末の酸化を防止することができる。
　粉砕後の粉末において、平均粒径が２μｍ以上５μｍ以下であり、かつ粒径が２μｍ以上１０μｍ以下の粉末の割合が粉末全体の８０％以上であると配向度が高くなり、また、保磁力が大きくなる。これを実現するためにはジェットミルによる粉砕が好ましい。
　例えば、ボールミルで粉砕する場合、粉末の平均粒径が２μｍ以上５μｍ以下であったとしても、粒径がサブミクロンレベルの微粉末が多量に含まれる。この微粉末が凝集するとプレス時の磁場配向中に磁化容易軸方向にＴｂＣｕ７相における結晶のｃ軸が揃いにくくなり、配向度が悪くなりやすい。また、このような微粉末は、焼結体中の酸化物の量を増大させ、保磁力を低下させるおそれがある。特に、Ｆｅ濃度が２５原子％以上の場合、粉砕後の粉末において、１０μｍ以上の粒径の粉末の割合が粉末全体の１０％以下であることが望ましい。Ｆｅ濃度が２５原子％以上の場合、原材料となるインゴット中における異相の量が増大する。この異相では、粉末の量が増大するだけでなく、粒径も大きくなる傾向にあり、粒径が２０μｍ以上になることがある。
　このようなインゴットを粉砕した際に例えば１５μｍ以上の粒径の粉末がそのまま異相の粉末となることがある。このような異相粗粉末を含んだ粉砕粉を磁場中でプレスし、焼結体とすると、異相が残存し、保磁力の低下、磁化の低下、角型性の低下等を引き起こす。角型性が低下すると着磁が難しくなる。特に、ロータなどへのアセンブリ後の着磁が困難となる。このように、１０μｍ以上の粒径の粉末を全体の１０％以下とすることにより２５原子％以上のＦｅを含む高い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。
　本実施形態の永久磁石の製造方法では、加圧成形により得られた圧粉成形体に対し酸化処理を行う。酸化処理を行うことにより、焼結前に圧粉成形体の表面に酸素分子を吸着させることができる。酸化処理は最終品に対して行っても効果が少ない。これは最終品では試料表面のみしか酸化されないためである。Ｒ元素の酸化物を含む相の厚さは少なくとも５０μｍ以上必要である。５０μｍ以上とするためには焼結を行う前に酸化処理を行うことが必要となる。ただし、必要以上に酸化させてしまうと磁石全体が酸化し、磁化や保磁力が低下する等の悪影響を及ぼす。
　本実施形態の永久磁石の製造方法では、２０％以上５０％以下の湿度を有する大気からなる雰囲気中において、１５℃以上３５℃以下の温度、２時間以上２４時間未満の時間で圧粉成形体を放置することにより酸化処理を行う。
　２０％以下の湿度、１５℃以下の温度、２時間未満の時間、および不活性ガスからなる雰囲気の少なくとも一つを満たす条件で酸化処理を行う場合、酸素分子が焼結体に十分に吸着されない。このとき、Ｒ元素の酸化物を含む相の厚さが５０μｍ以下となり、リコイル透磁率が１．１未満になる。また、５０％以上の湿度、３５℃以上の温度、および２４時間よりも大きい時間の少なくとも一つを含む条件で酸化処理を行う場合、酸素分子が焼結体に過剰に吸着される。このとき、Ｒ元素の酸化物を含む相の厚さが８００μｍを超え、磁化および保磁力の減少が著しくなる。酸化処理において、湿度は２３％以上４５％以下であることがより好ましい。温度は２０℃以上３０℃以下であることがより好ましい。時間は６時間以上１２時間未満であることがより好ましい。
　次に、焼結を行う。焼結では、上記圧粉体に対し、１１８０℃以上１２２０℃以下の温度で、１時間以上１５時間以下保持することにより熱処理を行う。例えば、保持温度が１１８０℃未満の場合、生成される焼結体の密度が低くなりやすい。また、１２２０℃よりも高い場合、粉末中のＳｍ等のＲ元素が過剰に蒸発する等で磁気特性が低下する場合がある。より好ましい保持温度は１１９０℃以上１２１０℃以下である。一方、保持時間が１時間未満の場合、密度が不均一になりやすいため磁化が低下しやすく、さらに、焼結体の結晶粒径が小さくなり、かつ粒界相比率が高くなることにより、磁化が低下しやすい。
　また、熱処理時間が１５時間を越えると粉末中のＲ元素の蒸発が過剰となり、磁気特性が低下するおそれがある。より好ましい保持時間は２時間以上１３時間以下であり、さらに好ましくは３時間以上１０時間以下である。なお、真空中またはアルゴンガス中で熱処理を行うことにより酸化を抑制することができる。また、保持温度近くになるまで、例えば１１００℃以上１２００℃以下になるまで真空を維持し、その後Ａｒ雰囲気に切り替え、等温保持することにより焼結体密度を向上させることができる。
　本実施形態の永久磁石の製造方法では、Ｒ元素の酸化物を含む相を形成する場合には、酸化処理により酸素分子を吸着させた圧粉成形体を焼結することにより、５０μｍ以上の厚さのＲ元素の酸化物を含む相を形成することができる。従来、圧粉成形体を形成した後にできる限り早く焼結を行う、または不活性ガス雰囲気で圧粉成形体を保管する。これに対し、本実施形態の永久磁石では、酸化処理により酸素分子を吸着させた圧粉成形体を焼結することにより、Ｒ元素の酸化物を含む相を形成する。
　上記製造方法により、中心部よりも表面部においてＲ元素の酸化物を含む相を必要な範囲で形成することができる。また、Ｒ元素の酸化物を含む相の厚さを５０μｍ以上８００μｍ以下にすることができる。
　次に、高質化処理を行う。高質化処理では、焼結時の熱処理温度よりも１０℃以上低い温度で、かつ溶体化処理時の熱処理温度よりも１０℃以上高い温度で、２時間以上１２時間以下保持することにより熱処理を行う。焼結時の熱処理温度よりも１０℃以上低い温度で熱処理を行わない場合、焼結中に生成した液相由来の異相を十分に除去できない。この異相の配向性は低いことが多く、当該異相が存在すると結晶粒の結晶方位が磁化容易軸に対してずれやすくなり、角型比が低下するだけでなく磁化も低下しやすい。また、溶体化処理では、温度が低く、元素拡散速度の観点から焼結中に生じた異相を十分に除去することは困難である。また、粒成長速度も遅く、十分な結晶粒径を得ることができない可能性があり、角型比の改善が望めない。これに対し、溶体化処理時の保持温度よりも１０℃以上高くして高質化処理を行うことにより、上記異相を十分に除去し、主相を構成する結晶粒を大きくすることができる。
　高質化処理時の保持温度は、例えば１１３０℃以上１１９０℃以下であることが好ましい。１１３０℃未満の場合および１１９０℃を超える場合、角型比が低下する場合がある。また、熱処理時間が２時間未満の場合、拡散が不十分であり、異相が十分に除去されず、角型比改善の効果が小さい。また、１２時間を超える場合、Ｓｍ等のＲ元素が蒸発して良好な磁気特性が得られないおそれがある。なお、高質化処理における熱処理時間は４時間以上１０時間以下であることがより好ましく、さらに６時間以上８時間以下であることが好ましい。また、酸化防止のために真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で高質化処理を行うことが好ましい。
　このとき、高質化処理におけるチャンバ内の圧力を正圧にすることにより、異相の生成を抑制する効果が高まる。よって、Ｒ元素の過剰な蒸発を抑制することができるため保磁力の低下を抑制することができる。チャンバ内の圧力は、例えば０．１５ＭＰａ以上１５ＭＰａ以下、さらには０．２ＭＰａ以上１０ＭＰａ以下、さらには１．０ＭＰａ以上５．０ＭＰａ以下であることが好ましい。
　次に、溶体化処理を行う。溶体化処理は、相分離組織の前駆体となるＴｂＣｕ７型結晶相（１－７型結晶相）を形成する処理である。溶体化処理では、１０９０℃以上１１７０℃未満の温度で、３時間以上２８時間以下保持することにより熱処理を行う。
　溶体化処理時における保持温度が１０９０℃未満の場合および１１７０℃以上の場合、溶体化処理後の試料中に存在するＴｂＣｕ７型結晶相の割合が小さく、磁気特性が低下するおそれがある。保持温度は、好ましくは１１００℃以上１１６５℃以下である。また、溶体化処理時における保持時間が３時間未満の場合、構成相が不均一になりやすく、保磁力が低下しやすくなり、金属組織の結晶粒径が小さくなりやすく、粒界相比率が高くなり磁化が低下しやすい。また、溶体化処理時における保持時間が２８時間を超える場合、焼結体中のＲ元素が蒸発する等で磁気特性が低下するおそれがある。保持時間は、好ましくは４時間以上２４時間以下であり、さらに好ましくは１０時間以上１８時間以下である。なお、真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で溶体化処理を行うことにより粉末の酸化を抑制することができる。
　次に、急冷後の焼結体に時効処理を行う。時効処理とは、金属組織を制御して磁石の保磁力を高める処理であり、磁石の金属組織を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、７６０℃以上８５０℃以下の温度まで昇温させた後、その到達温度で２０時間以上６０時間以下保持（第１の保持）する。次に、０．２℃／分以上２．０℃／分以下の冷却速度で３５０℃以上６５０℃以下の温度まで徐冷を行った後、その到達温度で０．５時間以上８時間以下保持（第２の保持）することにより、熱処理を行う。その後、室温まで冷却する。以上により焼結体磁石を得ることができる。
　第１の保持において、保持温度が８５０℃よりも高い場合、セル相が粗大になり、角型比が低下しやすい。また、保持温度が７６０℃未満の場合、セル構造が十分に得られず、保磁力の発現が困難となる。第１の保持における保持温度は、例えば７８０℃以上８４０℃以下であることがより好ましい。また、第１の保持において、保持時間が２０時間未満の場合、セル構造が不十分となり、保磁力の発現が困難となる。また、保持時間が６０時間よりも長い場合、セル壁相が過剰に厚くなり、角型比が劣化する可能性がある。第１の保持における保持時間は、例えば２５時間以上４０時間以下であることがより好ましい。
　徐冷時の冷却速度が０．２℃／分未満の場合、セル壁相が過剰に厚くなり、磁化が減少しやすい。また、２．０℃／分を超える場合、セル相とセル壁相とのＣｕ濃度の差が十分に得られず、保磁力が低下し易い。徐冷時の冷却速度は、例えば０．４℃／分以上１．５℃／分以下、さらには０．５℃／分以上１．３℃／分以下であることがより好ましい。また、３５０℃未満まで徐冷する場合、上述したような低温異相が生成され易い。また、６５０℃を超える温度まで徐冷する場合、Ｃｕリッチ相でのＣｕ濃度が十分に高くならず、十分な保磁力が得られないことがある。また、第２の保持における保持時間が８時間を超える場合、低温異相が生成し、十分な磁気特性が得られない可能性がある。
　なお、時効処理において、徐冷時に所定の温度で一定時間保持し、さらにそこから徐冷を行ってもよい。また、上記時効処理を本時効処理として、本時効処理の前に第１の保持における保持温度よりも低い温度で、かつ第１の保持における保持時間よりも短い時間で保持することにより予備時効処理を行ってもよい。上記徐冷時の保持や予備時効処理により、より角型比を高めることができる。
　上記構成による永久磁石は、各種モータや発電機などの回転電機に使用することができる。また、可変磁束モータ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。特に、本実施形態の永久磁石型回転電機を可変磁束モータに適用して、例えばハイブリッド型自動車等の車両に組み込むことも可能である。可変磁束モータの構成やドライブシステムには、例えば特開２００８－２９１４８号公報や特開２００８－４３１７２号公報に開示されている技術を適用することができる。
　図８は本実施形態にかかる回転電機システムを採用した車両であるハイブリッド型自動車の駆動系の構成を示すブロック図である。図８において、自動車１００にはエンジン１０２が搭載されている。このエンジン１０２は、変速機１０３及び差動ギヤ１０４を介して後輪１０５（前輪の場合または両方の場合もある）の車軸１０６を駆動するように構成されている。
　上記自動車１００には、エンジン１０２に対して、本実施形態に係る回転電機である永久磁石型同期電動機１０７が併設されており、この電動機１０７のロータ回転軸はエンジン１０２の駆動軸に直結または連結されている。これにより、電動機１０７とエンジン１０２は選択的にまたは併用して駆動軸（回転軸）の回転を駆動制御することができる。
　上記電動機１０７は、インバータ１０８及び制御装置１０９による駆動装置１０Ａを通じてバッテリ１０Ｂと接続されている。すなわち、バッテリ１０Ｂの出力をインバータ１０８によってスイッチング出力し、制御装置１０９で目標回転速度に応じてインバータ１０８のスイッチングを制御する。
　ここで、上記電動機１０７は、本実施形態に係る回転電機であることから、永久磁石の素材が、通常の高効率用永久磁石と比較して、リコイル透磁率が大きく、低速から高速まで広範囲で可変速運転が可能であり、低速から高速までの全運転範囲で高効率化することができる。このため、インバータ１０８のパワー素子への負荷を低減することができる。特に、弱め界磁制御における電流量を飛躍的に軽減できるため、バッテリ消費電力も低減され、より高効率な駆動系を実現することができる。
　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。
　以下、上記特性を有する永久磁石の実施例について具体的に説明する。
（実施例１、実施例２）
　永久磁石に用いられる各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Ａｒガス雰囲気でアーク溶解して合金インゴットを作製した。上記合金インゴットを１１６０℃で１９時間保持して熱処理を行った後、合金インゴットに対して粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。得られた合金粉末を磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。
　次に、表２に示すように、３０％の湿度、２３℃の温度、２．５時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。さらに、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１１７５℃まで昇温させ到達温度で３０分間保持し、その後にＡｒガスを導入し、Ａｒ雰囲気中で１２００℃まで昇温させ、到達温度で６時間保持して焼結を行った。次に、Ａｒ雰囲気中にて、チャンバ内の圧力を０．５ＭＰａにして、１１８５℃で３時間保持することにより高質化処理を行った。次に、５．０℃／分の冷却速度で１１７０℃まで徐冷を行い、到達温度で１２時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を１８０℃／分とした。
　次に、溶体化処理後の焼結体を、７５０℃まで昇温し、到達温度で１時間保持した後に３５０℃まで１．５℃／分の冷却速度で徐冷を行った。次に、時効処理として、８３５℃まで昇温し、到達温度で３５時間保持した。その後、１．０℃／分の冷却速度で４００℃まで徐冷を行い、到達温度で１時間保持した。その後、室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
　また、誘導結合発光プラズマ（Inductively Coupled Plasma：ＩＣＰ）法により磁石の組成分析を実施した。なお、ＩＣＰ法による組成分析を以下の手順により行った。まず、記述の測定箇所から採取した試料を乳鉢で粉砕し、粉砕した試料を一定量はかり取り、石英製ビーカに入れた。さらに、ビーカに混酸（硝酸と塩酸を含む酸）を入れ、ホットプレート上で１４０℃程度に加熱し、ビーカ中の試料を完全に溶解させた。さらに放冷した後、ＰＦＡ製メスフラスコに移して定容し、試料溶液とした。
　さらに、ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法により上記試料溶液の含有成分の定量を行った。ＩＣＰ発光分光分析装置としては、エスアイアイ・ナノテクノロジー製、ＳＰＳ４０００を用いた。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。また、中心部の酸素濃度Ｏｃｅｎｔｅｒ、表面部の酸素濃度Ｏｓｕｒｆａｃｅ、Ｒ元素の酸化物を含む相の厚さ、リコイル透磁率、保磁力Ｈｃｊ、および残留磁化を測定した。その結果を表３に示す。なお、各実施例および比較例において測定装置として、日立ハイテク製ＨＤ２３００を使用した。
（実施例３、実施例４、実施例５）
　各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に１１６０℃、２時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに上記合金粉末を磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。
　次に、表２に示すように、３６％の湿度、１８℃の温度、２０時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。さらに、合金粉末の圧縮成形体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を８．８×１０－３Ｐａの真空状態にした後に１１７５℃まで昇温させ、到達温度で６０分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１９５℃まで昇温し、到達温度で５時間保持して焼結を行った。次に、Ａｒ雰囲気中にて、チャンバ内の圧力を０．２ＭＰａにして、１１６０℃で２時間保持することにより高質化処理を行った。次に、１１３０℃まで５．０℃／分の冷却速度で徐冷を行い、到達温度で２０時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を１５０℃／分とした。
　次に、溶体化処理後の焼結体を、７００℃まで昇温し、到達温度で０．５時間保持した後、続けて時効処理として、８５０℃まで昇温し、到達温度で５０時間保持した。その後０．７５℃／分の冷却速度で４５０℃まで徐冷し、到達温度で４時間保持した。その後、０．５℃／分の冷却速度で３８０℃まで徐冷し、到達温度で１時間保持した。その後、室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
　さらに、上記ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて検量線法により上記試料溶液の含有成分の定量を行った。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。また、他の実施例と同様に中心部の酸素濃度Ｏｃｅｎｔｅｒ、表面部の酸素濃度Ｏｓｕｒｆａｃｅ、Ｒ元素の酸化物を含む相の厚さ、リコイル透磁率、保磁力Ｈｃｊ、および残留磁化を測定した。その結果を表３に示す。
（実施例６、実施例７）
　各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に１１７０℃、１０時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを実施し、磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに上記合金粉末を磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。
　次に、表２に示すように、２４％の湿度、２８℃の温度、１２時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。次に、圧縮成形体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を７．５×１０－３Ｐａの真空状態にした後に１１６５℃まで昇温させ、到達温度で１０分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１８５℃まで昇温し、到達温度で５時間保持して焼結を行った。次に、Ａｒ雰囲気中にて、チャンバ内の圧力を０．７ＭＰａにして、１１６０℃で１０時間保持することにより高質化処理を行った。次に、１１１５℃まで５．０℃／分の冷却速度で徐冷を行い、到達温度で１２時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を２２０℃／分とした。
　次に、溶体化処理後の焼結体を、６６０℃まで昇温し、到達温度で１時間保持した後、続けて時効処理として、８４０℃まで昇温し、到達温度で５０時間保持した。その後０．６℃／分の冷却速度で５００℃まで徐冷し、到達温度で１時間保持した。その後、０．５℃／分の冷却速度で４００℃まで徐冷し、到達温度で１時間保持した。その後、室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
　他の実施例と同様に上記各磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。また、他の実施例と同様に中心部の酸素濃度Ｏｃｅｎｔｅｒ、表面部の酸素濃度Ｏｓｕｒｆａｃｅ、Ｒ元素の酸化物を含む相の厚さ、リコイル透磁率、保磁力Ｈｃｊ、および残留磁化を測定した。その結果を表３に示す。
（実施例８）
　各原料を所定の比率で秤量して混合した後、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解して合金インゴットを作製した。上記合金インゴットに対し粗粉砕を実施した後に１１６０℃、１２時間の熱処理を施し、急冷することにより室温まで冷却した。さらに、粗粉砕とジェットミルによる粉砕とを磁石の原料粉末としての合金粉末を調製した。さらに上記合金粉末を磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。
　次に、表２に示すように、２６％の湿度、２３℃の温度、８時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。さらに、合金粉末の圧縮成形体を焼結炉のチャンバ内に配置し、チャンバ内を７．５×１０－３Ｐａの真空状態にした後に１１６５℃まで昇温させ、到達温度で６０分間保持した後、チャンバ内にＡｒガスを導入した。Ａｒ雰囲気中としたチャンバ内の温度を１１９５℃まで昇温し、到達温度で５時間保持して焼結を行った。次に、Ａｒ雰囲気中にて、チャンバ内の圧力を０．５ＭＰａにして、１１７０℃で６時間保持することにより高質化処理を行った。次に、５．０℃／分の冷却速度で１１４０℃まで徐冷を行い、到達温度で８時間保持して溶体化処理を行い、その後室温まで冷却を行った。なお、溶体化処理後の冷却速度を１９０℃／分とした。
　次に、溶体化処理後の焼結体を、６９０℃まで昇温し、到達温度で２時間保持した後、続けて時効処理として、８３０℃まで昇温し、到達温度で４５時間保持した。その後０．７℃／分の冷却速度で６００℃まで徐冷を行い、到達温度で２時間保持した。その後、０．５℃／分の冷却速度で４００℃まで徐冷を行い、到達温度で１時間保持した。その後、室温まで炉冷することにより、磁石を得た。
　他の実施例と同様に上記各磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。また、他の実施例と同様に中心部の酸素濃度Ｏｃｅｎｔｅｒ、表面部の酸素濃度Ｏｓｕｒｆａｃｅ、Ｒ元素の酸化物を含む相の厚さ、リコイル透磁率、保磁力Ｈｃｊ、および残留磁化を測定した。その結果を表３に示す。
（実施例９ないし実施例１４）
　実施例８と同組成の合金粉末を原料に用い、同様の方法で磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。
　次に酸化処理を行った。表２に示すように、実施例９では、２６％の湿度、２３℃の温度、４時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。実施例１０では、２６％の湿度、２３℃の温度、２２時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。実施例１１では、２６％の湿度、１７℃の温度、８時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。実施例１２では、２６％の湿度、３２℃の温度、８時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。実施例１３では、２２％の湿度、２３℃の温度、８時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。実施例１４では、４４％の湿度、２２℃の温度、８時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。
　次に、合金粉末の圧縮成形体を焼結炉のチャンバ内に配置し、実施例８と同じ条件で焼結までの工程を行い、その後、実施例８と同じ条件で高質化処理、溶体化処理、時効処理を行うことにより、磁石を得た。
　他の実施例と同様に上記各磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。また、他の実施例と同様に中心部の酸素濃度Ｏｃｅｎｔｅｒ、表面部の酸素濃度Ｏｓｕｒｆａｃｅ、Ｒ元素の酸化物を含む相の厚さ、リコイル透磁率、保磁力Ｈｃｊ、および残留磁化を測定した。その結果を表３に示す。
（比較例１）
　表１に示す組成を有する磁石を、実施例１と同一の方法で作製した。実施例と同様に中心部の酸素濃度Ｏｃｅｎｔｅｒ、表面部の酸素濃度Ｏｓｕｒｆａｃｅ、酸化物領域の厚さ、保磁力Ｈｃｊ、および残留磁化を測定した。その結果を表３に示す。なお、リコイル透磁率については保磁力が１０００ｋＡ／ｍ未満であり、Ｂ－Ｈ曲線にクニック点が生じたため、測定できなかった。比較例４、６、８も同様である。
（比較例２）
　表１に示す組成を有する磁石を、実施例４と同一の方法で作製した。実施例と同様に中心部の酸素濃度Ｏｃｅｎｔｅｒ、表面部の酸素濃度Ｏｓｕｒｆａｃｅ、Ｒ元素の酸化物を含む相の厚さ、リコイル透磁率、保磁力Ｈｃｊ、および残留磁化を測定した。その結果を表３に示す。
（比較例３ないし比較例８）
　実施例８と同組成の合金粉末を原料に用い、同様の方法で磁界中でプレス成形して圧縮成形体を作製した。
　次に酸化処理を行った。表２に示すように、比較例３では、２６％の湿度、２３℃の温度、０．５時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。比較例４では、２６％の湿度、２３℃の温度、３６時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。比較例５では、２６％の湿度、１０℃の温度、８時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。比較例６では、２６％の湿度、４６℃の温度、８時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。比較例７では、１５％の湿度、２３℃の温度、８時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。比較例８では、８０％の湿度、２３℃の温度、８時間の時間で圧縮成形体を放置することにより酸化処理を行った。
　次に、合金粉末の圧縮成形体を焼結炉のチャンバ内に配置し、実施例８と同じ条件で焼結までの工程を行い、その後、実施例８と同じ条件で高質化処理、溶体化処理、時効処理を行うことにより、磁石を得た。
　実施例と同様に上記各磁石の組成をＩＣＰ法により確認した。得られた磁石の組成は表１に示す通りである。また、他の実施例と同様に中心部の酸素濃度Ｏｃｅｎｔｅｒ、表面部の酸素濃度Ｏｓｕｒｆａｃｅ、Ｒ元素の酸化物を含む相の厚さ、リコイル透磁率、保磁力Ｈｃｊ、および残留磁化を測定した。その結果を表３に示す。
　表１ないし表３から明らかなように、実施例１ないし実施例１４の永久磁石では、例えばＳｍ濃度が高い比較例１やＺｒ濃度が高い比較例２の永久磁石と比較して、高いリコイル透磁率、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、永久磁石を構成する各元素の量を調整することにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
　実施例８ないし実施例１４の永久磁石では、例えば酸化処理の時間が２時間未満の比較例３の永久磁石および酸化処理の時間が２４時間を超える比較例４の永久磁石と比較して、高いリコイル透磁率、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、所定の時間で酸化処理を行うことにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
　実施例８ないし実施例１４の永久磁石では、例えば酸化処理の温度が１５℃未満の比較例５の永久磁石および酸化処理の温度が３５℃を超える比較例６の永久磁石と比較して、高いリコイル透磁率、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、所定の湿度で酸化処理を行うことにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
　実施例８ないし実施例１４の永久磁石では、例えば酸化処理の湿度が２０％未満の比較例７の永久磁石および放置湿度が５０％を超える比較例８の永久磁石と比較して、高いリコイル透磁率、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、所定の温度で酸化処理を行うことにより、磁石特性を高めることができることがわかる。
　以上のように、実施例１ないし実施例１４の永久磁石では、主相において、中心部の酸素濃度Ｏｃｅｎｔｅｒ、表面部の酸素濃度Ｏｓｕｒｆａｃｅ、Ｒ元素の酸化物を含む相の厚さを制御することにより、高いリコイル透磁率、高保磁力、および高磁化を発現している。このことから、実施例１ないし実施例１４の永久磁石は、磁石特性に優れていることがわかる。
　また、モータなどの回転電機システムに高速回転での弱め界磁制御法を用いた場合、弱め界磁制御法による電流が不要となり、損失の低減、効率の向上が可能となる。
　また、回転電機システムを自動車などの車両に用いることにより、出力の低下を抑制し、効率の向上が可能となる。
　その他、本実施形態は上記実施形態そのままに限定されるものではなく、実施段階ではその要旨を逸脱しない範囲で構成要素を変形して具体化できる。また、上記実施形態に開示されている複数の構成要素の適宜な組み合わせにより、種々の発明を形成できる。例えば、実施形態に示される全構成要素から幾つかの構成要素を削除してもよい。さらに、異なる実施形態にわたる構成要素を適宜組み合わせてもよい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (9)

  1. 　永久磁石を用いてロータの磁極を形成してなる永久磁石型の回転電機と、
    　スイッチングにより交流電圧を生成して当該交流電圧を前記回転電機に駆動電力として出力するインバータと、
    　前記回転電機における界磁成分電流を検出し、この検出電流から前記回転電機のロータ速度を推定し、この推定ロータ速度と目標速度との差に基づいて前記回転電機における界磁成分電圧を求め、この界磁成分電圧に基づいて前記インバータのスイッチングを制御して前記ロータ速度を前記目標速度に追従させる制御手段と
    を具備し、
    　前記永久磁石は、鉄を２５ないし４０原子％含むＲ－Ｃｏ系（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素）永久磁石であり、
    　前記制御手段は、前記永久磁石の素材による前記ロータ速度に応じた負の界磁成分電流特性に基づいて前記界磁成分電圧を増減し弱め界磁制御を行う回転電機システム。
  2. 　前記永久磁石は、希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素Ｒ、ジルコニウム、チタン、及びハフニウムから選ばれる少なくとも１種の元素Ｍ、鉄、銅、及びコバルトからなる組成を有し、前記組成のうち、前記元素Ｒは１０．８ないし１２．５原子％、前記元素Ｍは０．８８ないし３．５原子％、前記銅は３．５ないし１３．５原子％である請求項１に記載の回転電機システム。
  3. 　前記永久磁石は、残留磁化が１．１６Ｔ以上であり、Ｍ－Ｈ曲線上の保磁力Ｈｃｊが１０００ｋＡ／ｍ以上であり、Ｂ－Ｈ曲線上のリコイル透磁率が１．１以上である請求項１または２に記載の回転電機システム。
  4. 　前記永久磁石は、前記Ｂ－Ｈ曲線上の保磁力Ｈｃｂが８００ｋＡ／ｍ以下であり、
    　前記保磁力Ｈｃｊに対する、磁化が残留磁化の９０％のときの磁場Ｈｋ９０の比が７０以下である、請求項１乃至３のいずれか１項に記載の回転電機システム。
  5. 　前記回転電機の回転子の磁極は、前記永久磁石とはリコイル透磁率の異なる永久磁石を、磁気回路上で直列及び／または並列に配置して形成される請求項１乃至４のいずれか１項記載の回転電機システム。
  6. 　永久磁石を用いてロータの磁極を形成してなる永久磁石型の回転電機を駆動する回転電機の駆動装置において、
    　スイッチングにより交流電圧を生成して当該交流電圧を前記回転電機に駆動電力として出力するインバータと、
    　前記回転電機における界磁成分電流を検出し、この検出電流から前記回転電機のロータ速度を推定し、この推定ロータ速度と目標速度との差に基づいて前記回転電機における界磁成分電圧を求め、この界磁成分電圧に基づいて前記インバータのスイッチングを制御して前記ロータ速度を前記目標速度に追従させる制御手段と
    を具備し、
    　前記永久磁石が、鉄を２５ないし４０原子％含むＲ－Ｃｏ系（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素）永久磁石であるとき、
    　前記制御手段は、前記永久磁石の素材による前記ロータ速度に応じた負の界磁成分電流特性に基づいて前記界磁成分電圧を増減し弱め界磁制御を行う回転電機の駆動装置。
  7. 　永久磁石を用いてロータの磁極を形成してなる永久磁石型の回転電機を駆動する回転電機の駆動方法において、
    　スイッチングにより交流電圧を生成して当該交流電圧を前記回転電機に駆動電力として出力し、
    　前記回転電機における界磁成分電流を検出し、
    　この検出電流から前記回転電機のロータ速度を推定し、
    　この推定ロータ速度と目標速度との差に基づいて前記回転電機における界磁成分電圧を求め、
    この界磁成分電圧に基づいて前記スイッチングを制御して前記ロータ速度を前記目標速度に追従させる制御を行い、
    　さらに、前記永久磁石が、鉄を２５ないし４０原子％含むＲ－Ｃｏ系（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素）永久磁石であるときの前記ロータ速度に応じた負の界磁成分電流特性に基づいて前記界磁成分電圧を増減し弱め界磁制御を行う回転電機の駆動方法。
  8. 　請求項１乃至５のいずれか１項に記載の回転電機システムを具備する車両。
  9. 　前記回転電機は、駆動系と接続されている請求項８に記載の車両。
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