(57)【要約】【課題】高い飽和磁化と高い保磁力を有する永久磁石の提供。【解決手段】永久磁石は、鉄、コバルト及び炭素を含む合金を備え、合金は、オーステナイト相及びマルテンサイト相を含み、Ｉγは、合金中のオーステナイト相の（１０１）面に由来する回折Ｘ線のピークの面積であり、Ｉαは、合金中のフェライト相の（１１０）面に由来する回折Ｘ線のピークの面積であり、Ｉα’は、合金中のマルテンサイト相の（１１１）面に由来する回折Ｘ線のピークの面積であり、Ｒγは、Ｉγ／（Ｉγ＋Ｉα＋Ｉα’）と定義され、Ｒγは、０．０５以上０．３０以下であり、ｃは、マルテンサイト相の単位胞のｃ軸の長さであり、ａは、マルテンサイト相の単位胞のａ軸の長さであり、ｃ／ａは、１．０１以上１．１８以下である。【選択図】図３
2020161681.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鉄、コバルト及び炭素を含む合金を備え、
前記合金は、オーステナイト相及びマルテンサイト相を含み、
Ｉγは、前記合金中の前記オーステナイト相の（１０１）面に由来する回折Ｘ線のピークの面積であり、
Ｉαは、前記合金中のフェライト相の（１１０）面に由来する回折Ｘ線のピークの面積であり、
Ｉα’は、前記合金中の前記マルテンサイト相の（１１１）面に由来する回折Ｘ線のピークの面積であり、
Ｒγは、Ｉγ／（Ｉγ＋Ｉα＋Ｉα’）と定義され、
Ｒγは、０．０５以上０．３０以下であり、
ｃは、前記マルテンサイト相の単位胞のｃ軸の長さであり、
ａは、前記マルテンサイト相の単位胞のａ軸の長さであり、
ｃ／ａは、１．０１以上１．１８以下である、
永久磁石。
【請求項２】
前記合金におけるコバルトの含有量は、２０原子％以上６０原子％以下であり、
前記合金における炭素の含有量は、２原子％以上１０原子％以下である、
請求項１に記載の永久磁石。
【請求項３】
前記合金は、クロム、マンガン、ニッケル、ニオブ及びモリブデンからなる群より選ばれる少なくとも一種の元素を更に含む、
請求項１又は２に記載の永久磁石。
【請求項４】
前記合金の組成は、ＦｅｗＣｏｘＣｙＣｒｚ１Ｍｎｚ２Ｎｉｚ３Ｎｂｚ４Ｍｏｚ５と表され、
ｗ、ｘ、ｙ、ｚ１、ｚ２、ｚ３、ｚ４及びｚ５其々の単位は、原子％であり、
ｗは、１００−ｘ−ｙ−ｚ１−ｚ２−ｚ３−ｚ４−ｚ５であり、
ｘは、２０以上６０以下であり、
ｙは、２以上１０以下であり、
ｚ１＋ｚ２＋ｚ３＋ｚ４＋ｚ５は、０より大きく１０以下であり、
Ｓは、下記数式１によって定義され、
下記数式１中のＡｘは、１．２５であり、
下記数式１中のＡｙは、１．８７であり、
下記数式１中のＡ１は、４．８７であり、
下記数式１中のＡ２は、４．００であり、
下記数式１中のＡ３は、５．７５であり、
下記数式１中のＡ４は、５．１２であり、
下記数式１中のＡ５は、５．００であり、
Ｓは、４０以上８０以下である、
請求項１〜３のいずれか一項に記載の永久磁石。
【数１】
2020161681.tif 000009
【請求項５】
Ｓは、６５以上８０以下である、
請求項４に記載の永久磁石。
【請求項６】
前記合金は、前記フェライト相を更に含む、
請求項１〜５のいずれか一項に記載の永久磁石。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれか一項に記載の永久磁石を備える、
回転機。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、永久磁石及び回転機に関する。
【背景技術】
【０００２】
ＦｅＣｏ（ｐｅｒｍｅｎｄｕｒ）は、高い飽和磁化を有する実用的な磁性材料として知られている。ＦｅＣｏの飽和磁化は、例えば２．４Ｔである。ＦｅＣｏの結晶構造は、等方的な体心立方構造であるため、ＦｅＣｏの磁気異方性は低い。しかし、下記非特許文献１に記載の第一原理計算に基づくシミュレーションに拠れば、ＦｅＣｏの結晶構造を歪ませて、異方的な体心正方（ｂｏｄｙ‐ｃｅｎｔｅｒｅｄ‐ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ：；  ｂｃｔ）構造へ変えることによって、ＦｅＣｏの磁気異方性が高まる。つまり、体心正方構造を有するＦｅＣｏは、高い飽和磁化と高い保磁力とを兼ね備えた永久磁石になる可能性がある。
【０００３】
上記のシミュレーションに拠れば、最大の磁気異方性が発現するＦｅＣｏの正方晶の歪み量ｃ／ａは約１．２５である。ｃは、正方晶の単位胞のｃ軸の長さであり、ａは、正方晶の単位胞のａ軸の長さである。つまり、ｃは、正方晶の伸長方向の格子定数であり、ａは、正方晶の圧縮方向の格子定数である。しかし、圧縮又は曲げ等のマクロな外力をＦｅＣｏに加えてＦｅＣｏへの歪みの導入を試みたとしても、原子間の滑りによるＦｅＣｏの塑性変形が起こるので、ＦｅＣｏの正方晶のｃ／ａが１．２５に達することは困難である。ヘテロエピタキシーを用いた場合、ＦｅＣｏとその下地との界面における格子不整合に起因して、ミクロな歪みがＦｅＣｏへ導入される可能性がある。例えば下記非特許文献２に記載の通り、ＦｅＣｏからなる薄膜を、ＦｅＰｔ層又はＲｈ層上に積層することにより、磁気異方性を有するＦｅＣｏの正方晶が得られる。しかし、Ｐｔ及びＲｈ等の白金族元素は、資源量が限れられた高価な物質であるため、白金族元素を用いたＦｅＣｏの正方晶の量産は非現実的である。
【０００４】
下記特許文献１に記載の永久磁石は、第一相と第二相とが重なり合うラメラ構造を有している。例えば、第一相はＦｅ、Ｃｏ及びＣからなり、第二相は、Ｃｒ又はＭｎ等の添加元素からなる。第一相及び第二相の間の格子不整合により、第一相の結晶構造がｃ軸方向に伸長して異方的になる。その結果、永久磁石は高い保磁力を有することができる。しかしながら、下記特許文献１に記載の永久磁石は、第二相として多量の添加元素を含むため、十分に高い飽和磁化を有していない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１８‐１７０３８５号公報
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】Ｔｉｌｌ  Ｂｕｒｋｅｒｔ  ｅｔ  ａｌ.  “Ｇｉａｎｔ  Ｍａｇｎｅｔｉｃ  Ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ  ｉｎ  Ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ  ＦｅＣｏ  Ａｌｌｏｙｓ”  Ｐｈｙｓｉｃａｌ  Ｒｅｖｉｅｗ  Ｌｅｔｔｅｒｓ，  ０２７２０３‐１，  Ｖｏｌｕｍｅ９３，  Ｎｕｍｂｅｒ２  （２００４）．
【非特許文献２】Ｂｏｃｈｏｎｇ  Ｗａｎｇ  ｅｔ  ａｌ.  “Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ  ｍａｇｎｅｔｉｃ  ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ  ａｎｄ  ｍａｇｎｅｔｉｚａｔｉｏｎ  ｏｆ  Ｌ１０  ＦｅＰｔ／ＦｅＣｏ  ｂｉｌａｙｅｒ  ｆｉｌｍｓ”  ＪＯＵＲＮＡＬ  ＯＦ  ＡＰＰＬＩＥＤ  ＰＨＹＳＩＣＳ，  １１５，  １３３９０８  （２０１４）．
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、高い飽和磁化と高い保磁力を有する永久磁石、及び永久磁石を備える回転機を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の一側面に係る永久磁石は、鉄、コバルト及び炭素を含む合金を備え、合金は、オーステナイト相及びマルテンサイト相を含み、Ｉγは、合金中のオーステナイト相の（１０１）面に由来する回折Ｘ線のピークの面積であり、Ｉαは、合金中のフェライト相の（１１０）面に由来する回折Ｘ線のピークの面積であり、Ｉα’は、合金中のマルテンサイト相の（１１１）面に由来する回折Ｘ線のピークの面積であり、Ｒγは、Ｉγ／（Ｉγ＋Ｉα＋Ｉα’）と定義され、Ｒγは、０．０５以上０．３０以下であり、ｃは、マルテンサイト相の単位胞のｃ軸の長さであり、ａは、マルテンサイト相の単位胞のａ軸の長さであり、ｃ／ａは、１．０１以上１．１８以下である。
【０００９】
合金におけるコバルトの含有量は、２０原子％以上６０原子％以下であってよく、合金における炭素の含有量は、２原子％以上１０原子％以下であってよい。
【００１０】
合金は、クロム、マンガン、ニッケル、ニオブ及びモリブデンからなる群より選ばれる少なくとも一種の元素を更に含んでよい。
【００１１】
合金の組成は、ＦｅｗＣｏｘＣｙＣｒｚ１Ｍｎｚ２Ｎｉｚ３Ｎｂｚ４Ｍｏｚ５と表されてよく、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ１、ｚ２、ｚ３、ｚ４及びｚ５其々の単位は、原子％であってよく、ｗは、１００−ｘ−ｙ−ｚ１−ｚ２−ｚ３−ｚ４−ｚ５であってよく、ｘは、２０以上６０以下であってよく、ｙは、２以上１０以下であってよく、ｚ１＋ｚ２＋ｚ３＋ｚ４＋ｚ５は、０より大きく１０以下であってよく、Ｓは、下記数式１によって定義されてよく、下記数式１中のＡｘは、１．２５であってよく、下記数式１中のＡｙは、１．８７であってよく、下記数式１中のＡ１は、４．８７であってよく、下記数式１中のＡ２は、４．００であってよく、下記数式１中のＡ３は、５．７５であってよく、下記数式１中のＡ４は、５．１２であってよく、下記数式１中のＡ５は、５．００であってよく、Ｓは、４０以上８０以下であってよい。
【数１】
2020161681.tif 000003
【００１２】
Ｓは、６５以上８０以下であってよい。
【００１３】
合金は、フェライト相を更に含んでよい。
【００１４】
本発明の一側面に係る回転機は、上記の永久磁石を備える。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、高い飽和磁化と高い保磁力を有する永久磁石、及び永久磁石を備える回転機が提供される。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】図１中の（ａ）は、オーステナイト相の面心立方構造の単位胞であり、図１中の（ｂ）は、図１中の（ａ）に示される単位胞の（１０１）面を示す。
【図２】図２中の（ａ）は、フェライト相の体心立方構造の単位胞であり、図２中の（ｂ）は、図２中の（ａ）に示される単位胞の（１１０）面を示す。
【図３】図３中の（ａ）は、マルテンサイト相の体心正方構造の単位胞であり、図３中の（ｂ）は、図３中の（ａ）に示される単位胞の（１１１）面を示す。
【図４】図４は、本発明の一実施形態に係る回転機の模式的な斜視図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、図面を参照しながら、本発明の好適な実施形態が説明される。図面において、同等の構成要素には同等の符号が付される。本発明は下記実施形態に限定されるものではない。
【００１８】
（永久磁石）
本実施形態に係る永久磁石は、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）及び炭素（Ｃ）を含む合金を備える。合金は、Ｆｅ、Ｃｏ及びＣのみならなっていてよい。合金は、Ｆｅ、Ｃｏ及びＣに加えて添加（ａｄｄｉｔｉｖｅ）元素Ｅを更に含んでよい。添加元素Ｅの詳細は、後述される。以下に記載されるＦｅＣｏＣ合金とは、本実施形態に係る永久磁石に備わる合金であり、少なくともＦｅ、Ｃｏ及びＣを含む。永久磁石は、互いに焼結した多数の磁性粒子を含む焼結体であってよく、個々の磁性粒子がＦｅＣｏＣ合金を含んでよい。個々の磁性粒子は、ＦｅＣｏＣ合金のみからなっていてよい。永久磁石は、ＦｅＣｏＣ合金のみからなっていてよい。後述されるように、永久磁石は焼結体に限定されない。
【００１９】
ＦｅＣｏＣ合金は、少なくともオーステナイト（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相及びマルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）相を含む。ＦｅＣｏＣ合金は、オーステナイト相及びマルテンサイト相のみからなっていてよい。ＦｅＣｏＣ合金は、オーステナイト相及びマルテンサイト相に加えて、フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）相を更に含んでよい。ＦｅＣｏＣ合金は、オーステナイト相、マルテンサイト相及びフェライト相のみからなっていてよい。ＦｅＣｏＣ合金は、フェライト相を含まなくてもよい。
【００２０】
オーステナイト相（γ相）は、少なくともＦｅ、Ｃｏ及びＣを含む固溶体からなり、面心立方（ｆａｃｅ  ｃｅｎｔｅｒｅｄ  ｃｕｂｉｃ；ｆｃｃ）構造を有する相であってよい。オーステナイト相は、更に添加元素Ｅを含んでよい。オーステナイト相の面心立方構造は、図１中の（ａ）に示される。ａ１、ｂ１及びｃ１は、面心立方構造を構成する基本ベクトルである。ａ１はａ軸に相当し、ｂ１はｂ軸に相当し、ｃ１はｃ軸に相当する。ａ１、ｂ１及びｃ１其々の長さは、各ベクトルの方向におけるフェライト相の格子定数である。ａ１、ｂ１及びｃ１其々の長さは、互いに等しい。面心立方構造の単位胞（ｕｎｉｔ  ｃｅｌｌ）ｕｃ１を構成する一部の元素Ｔは、Ｆｅであってよく、残りの元素Ｔは、Ｃｏであってよい。オーステナイト相はマルテンサイト相よりも安定であるため、従来の合金中ではオーステナイト相がマルテンサイト相よりも生成し易い。オーステナイト相は非磁性体である。
【００２１】
フェライト相（α相）は、少なくともＦｅ、Ｃｏ及びＣを含む固溶体からなり、体心立方（ｂｏｄｙ‐ｃｅｎｔｅｒｅｄ‐ｃｕｂｉｃ；  ｂｃｃ）構造を有する相であってよい。オーステナイト相は、更に添加元素Ｅを含んでよい。フェライト相の体心立方構造は、図２中の（ａ）に示される。ａ２、ｂ２及びｃ２は、体心立方構造を構成する基本ベクトルである。ａ２はａ軸に相当し、ｂ２はｂ軸に相当し、ｃ２はｃ軸に相当する。ａ２、ｂ２及びｃ２其々の長さは、各ベクトルの方向におけるフェライト相の格子定数である。ａ２、ｂ２及びｃ２其々の長さは、互いに等しい。体心立方構造の単位胞ｕｃ２を構成する一部の元素Ｔは、Ｆｅであってよく、残りの元素Ｔは、Ｃｏであってよい。
【００２２】
マルテンサイト相（α’相）は、少なくともＦｅ、Ｃｏ及びＣを含む固溶体からなり、体心正方（ｂｏｄｙ‐ｃｅｎｔｅｒｅｄ‐ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ；  ｂｃｔ）構造を有する相であってよい。マルテンサイト相は、更に添加元素Ｅを含んでよい。マルテンサイト相の体心正方構造は、図３中の（ａ）に示される。ａ３、ｂ３及びｃ３は、体心正方構造を構成する基本ベクトルである。ａ３はａ軸に相当し、ｂ３はｂ軸に相当し、ｃ３はｃ軸に相当する。ａ３、ｂ３及びｃ３其々の長さは、各ベクトルの方向におけるマルテンサイト相の格子定数である。ａ３の長さはｂ３の長さと等しい。ｃ３の長さはａ３の長さよりも大きい。つまり、ｃ３の長さはｂ３の長さよりも大きい。体心正方構造の単位胞ｕｃ３を構成する一部の元素Ｔは、Ｆｅであってよく、残りの元素Ｔは、Ｃｏであってよい。図２中の（ａ）及び図３中の（ａ）の対比から明らかなように、炭素（Ｃ）が、ｃ３（ｃ軸）に沿って並ぶ元素Ｔの間に配置されているため、マルテンサイト相は異方的な体心正方構造を有している。その結果、マルテンサイト相は磁気異方性を有している。
【００２３】
マルテンサイト相の単位胞ｕｃ３のｃ軸の長さは、ｃと表される。ｃは、マルテンサイト相の（００１）面の間隔と言い換えられる。マルテンサイト相の単位胞ｕｃ３のａ軸の長さは、ａと表される。ａは、マルテンサイト相の（１００）面の間隔と言い換えられる。ｃ／ａは、１．０１以上１．１８以下である。ｃ／ａが１．０１以上であることにより、ＦｅＣｏＣ合金が十分な磁気異方性（一軸磁気異方性）を有することが可能であり、永久磁石が高い飽和磁化と高い保磁力を有することが可能である。ｃ／ａが１．１８を超えるマルテンサイト相を形成することは技術的に困難である。永久磁石が高い飽和磁化と高い保磁力を有し易いことから、ｃ／ａは、１．０２以上１．１８以下、又は１．０６以上１．１６以下であってよい。ｃ／ａは、ＦｅＣｏＣ合金のＸ線回折（ＸＲＤ）パターンに基づくリートベルト（Ｒｉｅｔｖｅｌｄ）解析に基づいて特定される。
【００２４】
ＦｅＣｏＣ合金中のオーステナイト相の割合は、Ｒγによって表される。Ｒγは、Ｉγ／（Ｉγ＋Ｉα＋Ｉα’）と定義される。Ｉγは、合金中のオーステナイト相の（１０１）面に由来する回折Ｘ線のピークの面積である。つまり、Ｉγは、合金中のオーステナイト相の（１０１）面に由来する回折Ｘ線のピークの積分である。オーステナイト相の（１０１）面は、図１中の（ｂ）に示される。Ｉαは、合金中のフェライト相の（１１０）面に由来する回折Ｘ線のピークの面積である。つまり、Ｉαは、合金中のフェライト相の（１１０）面に由来する回折Ｘ線のピークの積分である。フェライト相の（１１０）面は、図２中の（ｂ）に示される。Ｉα’は、合金中のマルテンサイト相の（１１１）面に由来する回折Ｘ線のピークの面積である。Ｉα’は、合金中のマルテンサイト相の（１１１）面に由来する回折Ｘ線のピークの積分である。マルテンサイト相の（１１１）面は、図２中の（ｂ）に示される。Ｉγ及びＩα’は常に正の実数である。Ｉαは、ゼロ以上である実数である。各回折Ｘ線の強度の単位は、任意単位（ａｒｂｉｔｒａｒｙ  ｕｎｉｔ）であってよい。
【００２５】
Ｒγは、０．０５以上０．３０以下である。Ｒγが０．３０以下である場合、ＦｅＣｏＣ合金中におけるオーステナイト相（非磁性体）の生成が十分に抑制されているため、永久磁石が高い飽和磁化と高い保磁力を有することが可能である。Ｒγが０．３０を超える場合、過剰なオーステナイト相がＦｅＣｏＣ合金中に生成しているため、永久磁石の飽和磁化が低い。一方、Ｒγが０．０５未満である場合、永久磁石の保磁力が低い。つまり、永久磁石がオーステナイト相を含み、Ｒγが０．０５以上であることにより、永久磁石が高い保磁力を有することが可能である。オーステナイト相が保磁力に寄与するメカニズムは解明されていない。しかし、本発明者が行った実験は、Ｒγが０．０５以上であることにより永久磁石の保磁力が増加することを示している。永久磁石が高い飽和磁化と高い保磁力を有し易いことから、Ｒγは、０．１６以上０．３０以下であってよい。
【００２６】
ＦｅＣｏＣ合金中のマルテンサイト相の割合は、Ｒα’によって表される。Ｒα’は、Ｉα’／（Ｉγ＋Ｉα＋Ｉα’）と定義される。Ｒα’は、０．７０以上０．９５以下であってよい。Ｒα’が０．７０以上０．９５以下である場合、永久磁石が高い飽和磁化と高い保磁力を有し易い。ＦｅＣｏＣ合金中のフェライト相の割合は、Ｒαによって表される。Ｒαは、Ｉα／（Ｉγ＋Ｉα＋Ｉα’）と定義される。Ｒαは、０以上０．２５以下であってよい。
【００２７】
ＦｅＣｏＣ合金は、オーステナイト相及びマルテンサイト相に加えて、異相を含んでもよい。異相は、例えば、カーバイド相であってよい。ただし、永久磁石の飽和磁化の低下を抑制するためには、ＦｅＣｏＣ合金がカーバイド相を含まないことが好ましい。カーバイド相は、Ｆｅの炭化物及びＣｏの炭化物のうち少なくともいずれかを含む相であってよい。以下に記載のカーバイドとは、Ｆｅの炭化物及びＣｏの炭化物のうち少なくともいずれかである。
【００２８】
合金におけるコバルトの含有量は、２０原子％以上６０原子％以下であってよく、合金における炭素の含有量は、２原子％以上１０原子％以下であってよい。Ｃｏは保磁力の起源であり、合金におけるコバルトの含有量の増加に伴って、永久磁石の保磁力が増加し易い。コバルトの含有量が２０原子％以上である場合、マルテンサイト相がＦｅＣｏＣ合金中に生成し易く、ｃ／ａが１．０１以上の値に制御され易い。コバルトの含有量が６０原子％以下である場合、ＦｅＣｏＣ合金中におけるオーステナイト相の生成が抑制され易く、Ｒγが０．３０以下に制御され易い。炭素の含有量が２原子％以上である場合、マルテンサイト相がＦｅＣｏＣ合金中に生成し易く、ｃ／ａが１．０１以上の値に制御され易く、永久磁石の保磁力が発現し易い。炭素の含有量１０原子％以下である場合、ＦｅＣｏＣ合金中におけるカーバイド相の生成が抑制され易く、永久磁石の飽和磁化の低下が抑制され易い。上記の理由から、合金におけるコバルトの含有量は、２５．５原子％以上５８．２原子％以下であってよく、合金における炭素の含有量は、３原子％以上７原子％以下であってよい。合金における鉄の含有量は、３８．４原子％以上６７．９原子％以下であってよい。
【００２９】
ＦｅＣоＣ合金は、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）、ニッケル（Ｎｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びモリブデン（Ｍｏ）からなる群より選ばれる少なくとも一種の添加元素Ｅを更に含んでよい。ＦｅＣоＣ合金は、複数種の添加元素Ｅを含んでよい。ＦｅＣоＣ合金が添加元素Ｅを含むことにより、ＦｅＣоＣ合金の結晶構造に歪みが生じ易い。つまり、添加元素Ｅは永久磁石の製造過程においてマルテンサイト変態（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ  ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）を促進する。したがって、ＦｅＣоＣ合金が添加元素Ｅを含むことにより、マルテンサイト相がＦｅＣоＣ合金中に生成し易い。ただし、永久磁石は添加元素Ｅを含まなくてもよい。ＦｅＣｏＣ合金における添加元素Ｅの含有量の合計は、０原子％以上１０原子以下、０原子％より大きく１０原子以下であってよい。添加元素Ｅの含有量の合計が上記の範囲内に抑制されることにより、ＦｅＣｏＣ合金中におけるオーステナイト相の生成が抑制され易く、永久磁石の飽和磁化の低下が抑制され易い。
【００３０】
ＦｅＣоＣ合金の組成は、ＦｅｗＣｏｘＣｙＣｒｚ１Ｍｎｚ２Ｎｉｚ３Ｎｂｚ４Ｍｏｚ５と表されてよい。ｗ、ｘ、ｙ、ｚ１、ｚ２、ｚ３、ｚ４及びｚ５其々の単位は、原子％であってよい。ｗは、１００−ｘ−ｙ−ｚ１−ｚ２−ｚ３−ｚ４−ｚ５であってよい。つまり、ＦｅＣｏＣ合金におけるＦｅの含有量は、（１００−ｘ−ｙ−ｚ１−ｚ２−ｚ３−ｚ４−ｚ５）原子％である。ｘは、２０以上６０以下であってよい。ｘは、ＦｅＣｏＣ合金におけるＦｅの含有量である。ｙは、２以上１０以下であってよい。ｙは、ＦｅＣｏＣ合金におけるＣの含有量である。ｚ１＋ｚ２＋ｚ３＋ｚ４＋ｚ５は、０より大きく１０以下であってよい。ｚ１は、ＦｅＣｏＣ合金におけるＣｒの含有量である。ｚ２は、ＦｅＣｏＣ合金におけるＭｎの含有量である。ｚ３は、ＦｅＣｏＣ合金におけるＮｉの含有量である。ｚ４は、ＦｅＣｏＣ合金におけるＮｂの含有量である。ｚ５は、ＦｅＣｏＣ合金におけるＭｏの含有量である。（ｚ１＋ｚ２＋ｚ３＋ｚ４＋ｚ５）は、ＦｅＣｏＣ合金における添加元素Ｅの含有量の合計である。ＦｅＣｏＣ合金が、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎｂ及びＭｏに加えて他の元素を含む場合、ｗは、１００−ｘ−ｙ−ｚ１−ｚ２−ｚ３−ｚ４−ｚ５−δであってよい。δは、他の元素の含有量の合計である。以下に記載の化学式Ｘとは、ＦｅｗＣｏｘＣｙＣｒｚ１Ｍｎｚ２Ｎｉｚ３Ｎｂｚ４Ｍｏｚ５を意味する。
【００３１】
下記数式１によって定義されるＳは、４０以上８０以下であってよい。
【数２】
2020161681.tif 000004
【００３２】
数式１中のＡｘは、１．２５である。数式１中のＡｙは、１．８７である。数式１中のｘ及びｙは、上記化学式Ｘ中のｘ及びｙに対応する。Ａ１は、４．８７である。Ａ２は、４．００である。Ａ３は、５．７５である。Ａ４は、５．１２である。Ａ５は、５．００である。数式１中のＡｉは、Ａ１、Ａ２、Ａ３、Ａ４及びＡ５を意味する。Ａｉが大きいほど、Ａｉに対応する元素の含有量の増加に伴って、オーステナイト相がＦｅＣｏＣ合金中に生成し易い。数式１中のｚｉは、上記化学式Ｘ中のｚ１、ｚ２、ｚ３、ｚ４及びｚ５に対応する。本発明者は、ＦｅＣｏＣ合金における各元素の含有量とＲγとの相関関係を重回帰分析に基づいて推計した。重回帰分析の説明変数は、ｘ、ｙ、ｚ１、ｚ２、ｚ３、ｚ４及びｚ５であり、重回帰分析の目的変数はＲγである。この重回帰分析に基づいて、Ａｘ、Ａｙ、Ａ１、Ａ２、Ａ３、Ａ４及びＡ５は決定された。Ｓが４０以上８０以下である場合、ＦｅＣｏＣ合金中の各元素の含有量は、オーステナイト相の生成を適度に抑制するために最適化されており、Ｒγが０．０５以上０．３０以下である範囲に制御され易い。Ｓが４０以上である場合、Ｒγが０．０５以上に制御され易く、永久磁石の保磁力が増加し易い。Ｓが８０以下である場合、ＦｅＣｏＣ合金中におけるオーステナイト相の生成が抑制され易く、Ｒγが０．３０以下に制御され易く、永久磁石の飽和磁化が低下し難い。永久磁石が高い飽和磁化と高い保磁力を有し易いことから、Ｓは、６５以上８０以下であってもよい。
【００３３】
ＦｅＣｏＣ合金は、アルミニウム（Ａｌ）を更に含んでよい。Ａｌは、永久磁石の製造過程においてＦｅＣｏＣ合金の沸騰を抑制する。ＦｅＣｏＣ合金におけるＡｌの含有量は、例えば、０．１質量％以上１．０質量％以下であってよい。ＦｅＣｏＣ合金は、ホウ素（Ｂ）を更に含んでよい。Ｂは、永久磁石の製造過程（急冷工程）において、マルテンサイト変態を促進する効果を有する。ＦｅＣｏＣ合金におけるＢの含有量は、例えば、０．０１質量％以上０．１質量％以下であってよい。
【００３４】
ＦｅＣｏＣ合金は、ジルコニウム（Ｚｒ）を更に含んでよい。Ｚｒは、永久磁石の製造過程において、ＦｅＣｏＣ合金を含む粒子の異常な成長を抑制する。ただし、ＺｒはＣと反応し易く、マルテンサイト相の生成を抑制する可能性がある。したがって、ＦｅＣｏＣ合金はＺｒを含まなくてもよい。
【００３５】
ＦｅＣｏＣ合金は、上述された元素に加えて他の元素を更に含んでよい。例えば、ＦｅＣｏＣ合金は、珪素（Ｓｉ）、カルシウム（Ｃａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、バリウム（Ｂａ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、銅（Ｃｕ）、亜鉛（Ｚｎ）、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）、ランタノイド（Ｌａ等）、ハフニウム（Ｈｆ）及びタンタル（Ｔａ）からなる群より選ばれる少なくとも一種の元素を更に含んでよい。
【００３６】
永久磁石全体の組成は、例えば、蛍光Ｘ線（ＸＲＦ）分析法、高周波誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分析法、不活性ガス融解‐非分散型赤外線吸収（ＮＤＩＲ）法、酸素気流中燃焼‐赤外吸収法及び不活性ガス融解‐熱伝導度法等によって分析されてよい。
【００３７】
（永久磁石の製造方法）
本実施形態に係る永久磁石の製造方法は、以下の方法によって製造されてよい。
【００３８】
永久磁石の原料として、少なくともＦｅ、Ｃｏ及びＣを含む原料が用いられる。原料は、インゴット又は粉末であってよい。原料は、Ｆｅ、Ｃｏ及びＣに加えて、上記の添加元素Ｅその他の元素を更に含んでよい。複数種の原料が用いられてよい。原料は、単体、合金、その他の化合物であってよい。全ての原料を大気中で混合することにより、混合物が調製される。混合物の全体的な組成が、ＦｅＣｏＣ合金の設計上の組成に一致するように、原料が秤量されてよい。例えば、混合物の全体的な組成が上記化学式Ｘに一致するように、原料粉末が秤量されてよい。
【００３９】
不活性ガス中での混合物を溶融させることにより、合金インゴットが作製される。不活性ガスは、例えばアルゴン（Ａｒ）であってよい。混合粉末の溶解方法は、例えば、高周波溶解又はアーク溶解であってよい。合金インゴットは、フェライト相とカーバイド相の混合物であってよい。
【００４０】
後述される熱処理工程における各合金粒子の粒成長により、永久磁石の保磁力が低下する可能性がある。また合金粒子の粒径が小さいほど、合金粒子の比表面積が大きい。合金粒子の比表面積が大きいほど、後述される急冷工程及びゼロサブ処理工程において、合金粒子が短時間で冷却され易く、マルテンサイト相が合金粒子中に生成し易い。したがって、合金インゴットは、できるだけ細かく粉砕されることが好ましい。以下の通り、合金インゴットの粉砕により粗粉末が作製され、粗粉末を更に粉砕することにより微粉末が作製される。
【００４１】
粗粉末は、大気中で合金インゴットを粉砕することより作製される。合金インゴットの粉砕方法は、例えば、スタンプミル、ジョークラッシャー、又はブラウンミルであってよい。
【００４２】
粗粉末の粉砕により、微粉末が作製される。粗粉末の粉砕方法は、例えば、ビーズミル又はジェットミルであってよい。粗粉末は乳鉢を用いて粉砕されてもよい。微粉末の粒径は、好ましくは５０μｍ以下、より好ましくは１０μｍ以下、最も好ましくは１μｍ以下であってよい。微粉末の粒径の下限値は限定されない。
【００４３】
熱処理工程では、微粉末が熱処理温度Ｔｅｍｐで加熱される。熱処理温度Ｔｅｍｐは、好ましくは９００℃以上１２００℃以下、より好ましくは９００℃以上１０００℃以下である。熱微粉末が熱処理温度Ｔｅｍｐで加熱されることにより、微粉末中のカーバイド相に捕らわれていた炭素が、微粉末中のフェライト相へ拡散する。その結果、フェライト相がオーステナイト相へ変化し、カーバイド相及びフェライト相が減少する。また微粉末が熱処理温度Ｔｅｍｐで加熱されることにより、微粉末を構成する個々の合金粒子の粒径の増加が抑制される。熱処理温度Ｔｅｍｐが上記の範囲に保持される時間ｔは、好ましくは１５分以上１２０分以下、より好ましくは１５分以上３０分以下である。時間ｔが１５分未満である場合、カーバイド相中の炭素がフェライト相へ拡散し難く、オーステナイト相が生成し難く、カーバイド相が微粉末中に残存し易い。その結果、最終的に得られるＦｅＣｏＣ合金中のマルテンサイト相の割合が減少する。時間ｔが１２０分を超える場合、微粉末を構成する個々の合金粒子の粒径が顕著に増加する。
【００４４】
熱処理工程に連続して、急冷工程（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ  ｓｔｅｐ）が実施される。急冷工程に続いてサブゼロ処理工程（ｓｕｂ  ｚｅｒｏ  ｔｒｅａｔｉｎｇ  ｓｔｅｐ）が実施される。サブゼロ処理工程は、深冷処理工程（ｄｅｅｐ  ｆｒｅｅｚｉｎｇ  ｓｔｅｐ）と言い換えられてよい。急冷工程及びサブゼロ処理により、微粉末中においてマルテンサイト変態が起きる。つまり、急冷工程及びサブゼロ処理の過程では、炭素がオーステナイト相中に留まり、オーステナイト相がマルテンサイト相へ変化して、オーステナイト相が減少する。このようなマルテンサイト変態は、特にサブゼロ処理工程の過程で起き易い。急冷工程及びサブゼロ処理工程では、冷媒として液体又は気体が用いられてよい。例えば急冷工程では、微粉末が水で冷却される。サブゼロ処理工程では、急冷工程よりも低温で微粉末が冷却される。例えばサブゼロ処理工程では、室温（常温）よりも低温で微粉末が冷却されてよる。サブゼロ処理工程では、０℃以下である温度で微粉末が冷却されてよい。サブゼロ処理工程では、冷媒として液体窒素が用いられてよい。Ｒγを０．０５以上０．３０以下の範囲に制御するためには、微粉末が水中で急冷された直後に、微粉末が液体窒素中で約３０分冷却されることが好ましい。
【００４５】
サブゼロ処理工程後の微粉末は、上述されたＦｅＣｏＣ合金に相当する。つまり、サブゼロ処理工程後の微粉末は、オーステナイト相及びマルテンサイト相を含み、微粉末におけるＲγは、０．０５以上０．３０以下であり、微粉末中のマルテンサイト相のｃ／ａは、１．０１以上１．１８以下である。一般的に、マルテンサイト変態は室温でも起き得る。しかし、熱処理工程に連続して急冷工程及び急冷工程が実施されることに因り、マルテンサイト相が微粉末中で生成し易く、Ｒγが０．０５以上０．３０以下の範囲に制御され易い。
【００４６】
サブゼロ処理工程後、微粉末は粉砕されないことが好ましい。サブゼロ処理工程後に微粉末が粉砕された場合、ＦｅＣｏＣｏ合金の結晶構造の歪みが緩和され易く、ｃ／ａが１．０１未満になり易く、永久磁石の保磁力が低下し易い。仮に合金インゴットの熱処理工程、急冷工程及びサブゼロ処理工程が実施され、サブゼロ処理工程後に合金インゴットが粉砕された場合、ＦｅＣｏＣｏ合金の結晶構造の歪みが解消され易く、ｃ／ａが１．０１未満になり易く、永久磁石の保磁力が低下し易い。
【００４７】
サブゼロ処理工程後、微粉末を金型で加圧することにより、微粉末からなる成形体が作製されてよい。金型内の微粉末に磁場を印加しながら、微粉末が加圧されてよい。磁場の印加により、異方化された永久磁石が得られ易い。磁場は、静磁場又はパルス磁場であってよい。
【００４８】
放電プラズマ焼結（Ｓｐａｒｋ  Ｐｌａｓｍａ  Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ：  ＳＰＳ）法によって、微粉末から焼結体（永久磁石）が作製されることが好ましい。ＳＰＳ法では、微粉末（又は成形体）が、黒鉛からなる型内へ配置される。型内の微粉末を圧縮しながら、パルス電流が型及び微粉末へ印加される。その結果、微粉末が瞬時に焼結される。微粉末が瞬時に焼結されるので、焼結に伴うオーステナイト相の生成が抑制され、マルテンサイト相が維持され易い。その結果、焼結後の微粉末におけるＲγが、０．０５以上０．３０以下である値に維持され易く、焼結後の微粉末におけるｃ／ａが、１．０１以上１．１８以下である値に維持され易い。またＳＰＳ法によれば、焼結に伴う微粉末の粒成長が抑制され易く、緻密な焼結体が得られ易い。微粉末の酸化を抑制するために、不活性雰囲気中でＳＰＳ法が実施されてよい。
【００４９】
サブゼロ処理工程後、微粉末はＳＰＳ法以外の方法で加熱されないことが好ましい。つまり、サブゼロ処理工程後、微粉末のアニール（焼き戻し）は実施されないことが好ましい。サブゼロ処理工程後、微粉末がＳＰＳ法以外の方法で加熱される場合、オーステナイト相が微粉末中に再び生成し易い。その結果、Ｒγが０．３０を超え易く、Ｒγが１．０１未満になり易い。同様の理由から、急冷工程とサブゼロ処理工程との間において微粉末は加熱されないことが好ましい。
【００５０】
焼結体の表面の酸化又は化成処理（ｃｈｅｍｉｃａｌ  ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）により、不動態（ｐａｓｓｉｖｅ）層が焼結体の表面に形成されてよい。焼結体の表面が樹脂膜で覆われてもよい。不動態層又は樹脂膜の形成により、永久磁石の耐食性が向上する。
【００５１】
以上の方法により、本実施形態に係る永久磁石が完成する。永久磁石の形状は、用途に依って変更されるので、限定されない。例えば、永久磁石の形状は、直方体、立方体、矩形（板）、多角柱、アークセグメント、扇、環状扇形（ａｎｎｕｌａｒ  ｓｅｃｔｏｒ）状、球、円板、円柱、筒、リング、又はカプセルであってよい。永久磁石の断面の形状は、例えば、多角形、円弧（円弦）、弓形、アーチ形、Ｃ字形、又は円であってよい。
【００５２】
（回転機）
本実施形態に係る回転機の内部構造の一例は、図４に示される。本実施形態に係る回転機２００は、永久磁石同期回転機（ＳＰＭ回転機）である。回転機２００は、円筒状のロータ５０と、ロータ５０の内側に配置されるステータ３０と、を備えている。ロータ５０は、円筒状のコア５２と、コア５２の内周面に沿って配置された複数の永久磁石１０ａと、を有している。複数の永久磁石１０ａは、コア５２の内周面に沿ってＮ極とＳ極が交互に並ぶように配置されている。ステータ３０は、その外周面に沿って設けられた複数のコイル３２を有している。コイル３２と永久磁石１０ａとは互いに対面するように配置されている。
【００５３】
回転機２００は、電動機（モータ）であってよい。電動機は、コイル３２への通電によって生成する電磁石による界磁と、永久磁石１０ａによる界磁と、の相互作用により、電気エネルギーを機械的エネルギーに変換する。回転機２００は、発電機（ジェネレータ）であってもよい。発電機は、永久磁石１０ａによる界磁とコイル３２との相互作用（電磁誘導）により、機械的エネルギーを電気的エネルギーに変換する。
【００５４】
電動機（モータ）として機能する回転機２００は、例えば、永久磁石直流モータ、リニア同期モータ、永久磁石同期モータ（ＳＰＭモータ、ＩＰＭモータ）、又は往復動モータであってよい。往復動モータとして機能するモータは、例えば、ボイスコイルモータ、又は振動モータであってよい。発電機（ジェネレータ）として機能する回転機２００は、例えば、永久磁石同期発電機、永久磁石整流子発電機、又は永久磁石交流発電機であってよい。回転機２００は、自動車、産業機械、又は家庭用電化製品等に用いられてよい。
【００５５】
以上、本発明の好適な実施形態が説明されたが、本発明は必ずしも上述した実施形態に限定されるものではない。本発明の趣旨を逸脱しない範囲において、本発明の種々の変更が可能であり、これ等の変更例も本発明に含まれる。
【００５６】
例えば、サブゼロ処理工程を経た微粉末自体が、永久磁石として用いられてよい。
【００５７】
永久磁石は、ボンド磁石であってもよい。つまり永久磁石は、サブゼロ処理工程を経た微粉末を含むボンド磁石であってよい。ボンド磁石の製造方法は、例えば、次の通りであってよい。サブゼロ処理工程後、微粉末と樹脂を含むバインダーとを、加圧ニーダー等の加圧混練機で混練して、コンパウンド（組成物）が作製される。コンパウンド（組成物）の成形により、所望の形状を有するボンド磁石が得られる。ボンド磁石に用いる樹脂は、例えば、エポキシ樹脂又はフェノール樹脂等の熱硬化性樹脂であってよい。ボンド磁石に用いる樹脂は、例えば、スチレン系エラストマー、オレフィン系エラストマー、ウレタン系エラストマー、ポリエステル系エラストマー、ポリアミド系エラストマー、アイオノマー、エチレンプロピレン共重合体（ＥＰＭ）、又はエチレン‐エチルアクリレート共重合体等の熱可塑性樹脂であってもよい。コンパウンドの圧縮成形を行う場合、樹脂は熱硬化性樹脂であってよく、エポキシ樹脂又はフェノール樹脂であってよい。コンパウンドの射出成形を行う場合、樹脂は熱可塑性樹脂であってよい。コンパウンドは、必要に応じて、カップリング剤その他の添加剤を含んでよい。
【００５８】
永久磁石は、サブゼロ処理工程を経た微粉末から作製された熱間加工磁石であってもよい。
【実施例】
【００５９】
以下では実施例及び比較例により本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれらの例によって何ら限定されるものではない。
【００６０】
（試料３）
永久磁石の原料として、鉄のインゴット、コバルトのインゴット、カーボンブラックの粉末、クロムの粉末、アルミニウムの粉末、及びホウ素の粉末が用いられた。これらの原料を大気中で混合することにより、混合物が作製された。鉄、コバルト、カーボンブラック及びクロムの質量の合計は、１５ｇであった。アルミニウムの質量は、１００ｍｇであった。ホウ素の質量は、１．５ｍｇであった。アルミニウム及びホウ素を除く混合物の組成が下記化学式Ｘに一致するように、各原料が秤量された。下記化学式Ｘの詳細は、上述の通りである。化学式Ｘ中のｗは、１００−ｘ−ｙ−ｚ１−ｚ２−ｚ３−ｚ４−ｚ５である。下記化学式Ｘのｘ、ｙ、ｚ１、ｚ２、ｚ３、ｚ４及びｚ５は、下記表１に示す値に調整された。ｗ、ｘ、ｙ、ｚ１、ｚ２、ｚ３、ｚ４及びｚ５其々の単位は、原子％である。
ＦｅｗＣｏｘＣｙＣｒｚ１Ｍｎｚ２Ｎｉｚ３Ｎｂｚ４Ｍｏｚ５  （Ｘ）
【００６１】
上記の混合物が、石英ガラス製のチューブ内へ移された。高周波加熱によりチューブ内の混合物を溶解させることにより、合金インゴットが作製された。溶解された混合物の温度は、最大で１３００℃であった。混合物はアルゴンガス中で加熱された。アルゴンガスの気圧は、１ａｔｍであった。
【００６２】
粗粉砕工程では、スタンプミルを用いて、合金インゴットが大気中で粉砕された。スタンプミル後の合金は、＃３０のメッシュを通過した。スタンプミル後の合金の粒径は、約５２０μｍであった。スタンプミル後、乳鉢を用いて、合金が大気中で粉砕された。乳鉢で粉砕された合金の粒径は、＃１５０のメッシュを通過した。乳鉢で粉砕された合金の粒径は、約９０μｍであった。以上の粗粉砕工程により、粗粉末が作製された。
【００６３】
以下の微粉砕工程により、合金の微粉末が作製された。微粉砕工程では、粗粉末、オレイン酸、ｎ‐ドデカン、及びジルコニアビーズの混合により、スラリーが作製された。スラリーは、アルゴンガスと共にステンレス製の容器内に封入された。容器内のスラリーをミキサーで４時間攪拌した。ミキサーには、ｓｐｅｘ社製のミキサーが用いられた。攪拌後、スラリーをエタノールで洗浄することにより、オレイン酸及びｎ−ドデカンがスラリーから除去された。スラリーから回収された合金の微粉末は、窒素ガス中で乾燥された。以上の微粉砕工程により、微粉末が作製された。
【００６４】
乾燥された微粉末は、ニオブ箔で包まれた。ニオブ箔で包まれた微粉末が加熱炉内に設置された。加熱炉の内部はアルゴンガスで満たされた。加熱炉の温度を室温から１０００℃まで上昇させた。室温から１０００℃までの昇温に３０分をかけた。昇温に続いて、加熱炉内の微粉末が１０００℃で３０分間加熱された。以上の熱処理工程に続いて直ちに微粉末は水中へ落とされ、微粉末が水中で急冷された。水を用いた急冷工程に続いて直ちに微粉末は液体窒素中で３０分間急冷された。つまり、液体窒素を用いたサブゼロ処理工程が実施された。
【００６５】
液体窒素を用いた急冷後、微粉末はカーボン製の型内へ供給された。型の底面の寸法は、１０ｍｍ×１０ｍｍであった。微粉末が供給された型を、Ａｒ雰囲気下でＳＰＳ法用の成形装置内に設置した。型内の微粉末へ磁場が印加された状態において、型内の微粉末が成形装置で圧縮され、且つパルス電流が型及び微粉末へ印加された。以上のＳＰＳ法により、磁性粒子を瞬時に焼結させた。配向磁場の強さは、１０ｋＯｅであった。型内の磁性粒子に対する荷重は、３ｋｇｆ／ｃｍ２であった。
【００６６】
以上の方法により、試料３の永久磁石（焼結体）が作製された。
【００６７】
＜永久磁石の分析＞
永久磁石の組成が分析された。分析方法は、ＸＲＦ分析法、ＩＣＰ発光分析法、不活性ガス融解‐非分散型赤外線吸収法、酸素気流中燃焼‐赤外吸収法及び不活性ガス融解‐熱伝導度法であった。分析の結果は、永久磁石の組成が上記化学式Ｘに一致することを示していた。分析の結果及び上記数式１に基づき、試料３のＳが算出された。試料３のＳは、下記表１に示される。Ｓの定義の詳細は、上述の通りである。
【００６８】
永久磁石の粉砕により、永久磁石の粉末が作製された。永久磁石の粉末のＸＲＤパターンが測定された。入射Ｘ線としては、ＣｕＫα線が用いられた。ＸＲＤパターンの測定装置としては、株式会社リガク製のＲＩＮＴ‐２５００が用いられた。ＸＲＤパターンは、オーステナイト相の（１０１）面に由来する回折Ｘ線のピーク、フェライト相の（１１０）面に由来する回折Ｘ線のピーク、及びマルテンサイト相の（１１１）面に由来する回折Ｘ線のピークを有していた。ＸＲＤパターンに基づき、Ｒγが算出された。Ｒγの定義は、上述の通りである。試料３のＲγは、下記表１に示される。
【００６９】
ＸＲＤパターンに基づくリートベルト解析により、試料３のｃ／ａが特定された。リートベルト解析では、試料３のＸＲＤパターンと結晶モデルのＸＲＤパターンとのフィッティング（ｆｉｔｔｉｎｇ）が行われた。結晶モデルは、マルテンサイト相であった。つまり、結晶モデルの結晶構造は、結晶空間群Ｉ４／ｍｍｍに属する体心正方構造であった。フィッティングパラメータは、結晶モデルの単位胞のｃ軸の長さ（ｃ）、及び結晶モデルの単位胞のａ軸の長さ（ａ）であった。リートベルト解析には、ＲＩＥＴＡＮ‐ＦＰ（ソフトウェア）が用いられた。試料３のｃ／ａは、下記表１に示される。
【００７０】
試料３の飽和磁化Ｊｓ及び保磁力ＨｃＪが測定された。飽和磁化Ｊｓの単位は、Ｔである。保磁力ＨｃＪの単位は、ｋＡ／ｍである。Ｊｓ及びＨｃＪの測定には、東英工業株式会社製の振動試料型磁力計（ＶＳＭ）が用いられた。試料３のＪｓ及びＨｃＪは、下記表１に示される。
【００７１】
（試料１、２及び４〜１０７）
試料１、２及び４〜１０７の場合、アルミニウム及びホウ素を除く混合物（合金インゴットの原料）の組成が上記化学式Ｘに一致するように、各原料が秤量された。試料１、２及び４〜１０７の場合、上記化学式Ｘのｘ、ｙ、ｚ１、ｚ２、ｚ３、ｚ４及びｚ５は、下記表１、表２、表３又は表４に示す値に調整された。
【００７２】
試料１０５〜１０７の場合、熱処理工程前に微粉砕工程が実施されなかった。つまり、試料１０５〜１０７の場合、微粉末ではなく粗粉末を用いて、熱処理工程、急冷工程及びサブゼロ処理工程が実施された。
【００７３】
試料１０５及び１０６の場合、微粉末ではなく粗粉末を用いたＳＰＳ法が実施された。
【００７４】
試料１０７の場合、サブゼロ処理工程後に微粉砕工程が実施された。
【００７５】
上記の事項を除いて試料３と同様の方法で、試料１、２及び４〜１０７其々の永久磁石が作製された。
【００７６】
試料３と同様の方法で、試料１、２及び４〜１０７其々の永久磁石が分析された。
【００７７】
全ての試料の場合において、永久磁石の組成が上記化学式Ｘに一致することを示していた。分析の結果及び上記数式１に基づき、各試料のＳが算出された。各試料のＳは、下記表１、表２、表３又は表４に示される。
【００７８】
試料１、４３及び７９を除く全ての試料の場合において、ＸＲＤパターンは、オーステナイト相の（１０１）面に由来する回折Ｘ線のピーク、フェライト相の（１１０）面に由来する回折Ｘ線のピーク、及びマルテンサイト相の（１１１）面に由来する回折Ｘ線のピークを有していた。各試料のＸＲＤパターンに基づき、各試料のＲγが算出された。各試料のＲγは、下記表１、表２、表３又は表４に示される。
【００７９】
試料１、４３及び７９の場合、ＸＲＤパターンは、マルテンサイト相の（１１１）面に由来する回折Ｘ線のピークを有していたが、オーステナイト相の（１０１）面に由来する回折Ｘ線のピークを有していなかった。したがって、試料１、４３及び７９其々のＲγはゼロであった。
【００８０】
試料１、２及び４〜１０７其々のｃ／ａは、下記表１、表２、表３又は表４に示される。試料１、２及び４〜１０７其々のＪｓ及びＨｃＪは、下記表１、表２、表３又は表４に示される。
【００８１】
Ｊｓは、好ましくは１．７Ｔ以上であり、  より好ましくは１．７５Ｔ以上である。ＨｃＪは、好ましくは６３．７ｋＡ／ｍ以上であり、より好ましくは９５．５ｋＡ／ｍ以上であり、最も好ましくは１１９．４ｋＡ／ｍ以上である。以下の表１、表２、表３及び表４中の各空欄の値はゼロである。下記表１、表２、表３又は表４に示されるように、全ての実施例のＪｓが、１．７Ｔ以上であった。全ての実施例のＨｃＪが、６３．７ｋＡ／ｍ以上であった。一方、Ｊｓが１．７Ｔ以上であり、且つＨｃＪが６３．７ｋＡ／ｍ以上である比較例はなかった。
【００８２】
【表１】
2020161681.tif 000005
【００８３】
【表２】
2020161681.tif 000006
【００８４】
【表３】
2020161681.tif 000007
【００８５】
【表４】
2020161681.tif 000008
【産業上の利用可能性】
【００８６】
本発明に係る永久磁石は、例えば、回転機に用いられる。
【符号の説明】
【００８７】
１０ａ…永久磁石、３０…ステータ、３２…コイル、５２…コア、２００…回転機、ｕｃ１…オーステナイト相の単位胞、ｕｃ２…フェライト相の単位胞、ｕｃ３…マルテンサイト相の単位胞、Ｔ…鉄又はコバルト、Ｃ…炭素。
【図１】
2020161681.tif 000010
【図２】
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【図３】
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【図４】
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