(57)【要約】  高性能な永久磁石を提供する。永久磁石は、組成式：ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｔＣｏ１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｔで表される。永久磁石は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を有する結晶粒と、結晶粒の結晶粒界と、を備える焼結体を具備する。焼結体において、Ｒ元素及び酸素の濃度が８５原子％以上である連続領域を一つのＲ元素の酸化物相としたとき、結晶粒の数に対する、結晶粒界に存在する酸化物相の数の比は、１．１以下である。
2018047211.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成式：ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｔＣｏ１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｔ
（式中、Ｒは１種以上の希土類元素、ＭはＺｒ、Ｔｉ、及びＨｆから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２８≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦４．５原子％を満足する数、ｔは３．５≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）
で表される永久磁石であって、
Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を有する結晶粒と、前記結晶粒の結晶粒界と、を備える焼結体を具備し、
前記焼結体において、Ｒ元素及び酸素の濃度が８５原子％以上である連続領域を一つのＲ元素の酸化物相としたとき、前記結晶粒の数に対する、前記結晶粒界に存在する前記酸化物相の数の比は、１．１以下である、永久磁石。
【請求項２】
前記結晶粒の平均粒径は、６０μｍ以上である、請求項１に記載の永久磁石。
【請求項３】
前記焼結体の空孔率は、２％以下である、請求項１に記載の永久磁石。
【請求項４】
前記結晶粒は、前記Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を有するセル相と、前記セル相を囲むセル壁相と、を有する、請求項１に記載の永久磁石。
【請求項５】
前記組成式におけるＲ元素の５０原子％以上がＳｍである、請求項１に記載の永久磁石。
【請求項６】
前記組成式におけるＣｏの２０原子％以下が、Ｎｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、及びＷから選ばれる少なくとも一つの元素で置換されている、請求項１に記載の永久磁石。
【請求項７】
前記組成式におけるＭ元素の５０原子％以上がＺｒである、請求項１に記載の永久磁石。
【請求項８】
ステータと、
ロータと、を具備し、
前記ステータ又は前記ロータは、請求項１に記載の永久磁石を有する、回転電機。
【請求項９】
前記ロータは、シャフトを介してタービンに接続されている、請求項８に記載の回転電機。
【請求項１０】
請求項８に記載の回転電機を具備する、車両。
【請求項１１】
前記ロータは、シャフトに接続されており、
前記シャフトに回転が伝達される、請求項１０に記載の車両。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
実施形態の発明は、永久磁石、回転電機、及び車両に関する。
【背景技術】
【０００２】
高性能な永久磁石の例としてＳｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石等の希土類磁石が知られている。現在量産されているこれらの磁石は、ＦｅやＣｏを多量に含む。ＦｅやＣｏは飽和磁化の増大に寄与する。ハイブリッド自動車（ＨＥＶ）、電気自動車（ＥＶ）、又は鉄道車両等の車両の駆動モータに永久磁石を使用する場合、永久磁石には耐熱性が求められる。ＨＥＶ、ＥＶ、又は鉄道車両等の車両の駆動モータには、例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石のＮｄの一部をＤｙで置換して耐熱性を高めた永久磁石が用いられている。Ｄｙは希少元素の一つであるため、Ｄｙを使用しない永久磁石が求められている。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石は、Ｄｙを使用しない系で優れた耐熱性を示すことが知られているものの、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に比べて最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが小さいという難点を有している。【０００３】
永久磁石の（ＢＨ）ｍａｘの値を決める要因としては、残留磁化と保磁力、角型比が挙げられる。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の磁化を高めるためには、Ｃｏの一部をＦｅで置換すると共に、Ｆｅ濃度を高めることが有効である。しかし、Ｆｅ濃度が高い組成領域ではＳｍ−Ｃｏ系磁石において高い焼結体密度を得ることや、優れた角型比を発現させることが困難になりやすい。そこで、高Ｆｅ濃度のＳｍ−Ｃｏ系磁石において、十分な保磁力を保ちつつ、高い残留磁化と高い角型比を実現させる技術が求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２０１４−１９２１９３号公報
【特許文献２】国際公開第２０１６／０８４１１８号
【発明の概要】
【０００５】
本発明で解決しようとするべき課題は、保磁力、残留磁化、及び角型比を向上させた永久磁石と、それを用いた回転電機及び車両を提供することである。
【０００６】
実施形態の永久磁石は、組成式：ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｔＣｏ１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｔ（式中、Ｒは１種以上の希土類元素、ＭはＺｒ、Ｔｉ、及びＨｆから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２８≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦４．５原子％を満足する数、ｔは３．５≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）で表される。永久磁石は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を有する結晶粒と、結晶粒の結晶粒界と、を備える焼結体を具備する。焼結体において、Ｒ元素及び酸素の濃度が８５原子％以上である連続領域を一つのＲ元素の酸化物相としたとき、結晶粒の数に対する、結晶粒界に存在する酸化物相の数の比は、１．１以下である。
【図面の簡単な説明】
【０００７】
【図１】焼結体の断面の一部を示すＳＥＭ像である。
【図２】焼結体の断面の一部を示すＳＥＭ像である。
【図３】永久磁石モータを示す図である。
【図４】可変磁束モータを示す図である。
【図５】発電機を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【０００８】
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。
【０００９】
（第１の実施形態）
本実施形態の永久磁石は、組成式：ＲｐＦｅｑＭｒＣｕｔＣｏ１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｔ（式中、Ｒは１種以上の希土類元素、ＭはＺｒ、Ｔｉ、及びＨｆから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２８≦ｑ≦４０原子％を満足する数、ｒは０．８８≦ｒ≦４．５原子％を満足する数、ｔは３．５≦ｔ≦１３．５原子％を満足する数である）で表される組成を有する。
【００１０】
Ｒ元素は、永久磁石に大きな磁気異方性をもたらし、高い保磁力を付与する。Ｒ元素としては、１種以上の希土類元素が使用される。Ｒ元素としては、イットリウム（Ｙ）、サマリウム（Ｓｍ）、セリウム（Ｃｅ）、ネオジム（Ｎｄ）、及びプラセオジム（Ｐｒ）から選ばれる少なくとも１つの元素を用いることがより好ましく、特にＳｍを使用することが好ましい。Ｒ元素の５０原子％以上をＳｍとすることにより、永久磁石の性能、とりわけ保磁力を再現性よく高めることができる。さらに、Ｒ元素の７０原子％以上、さらには９０原子％以上がＳｍであることがより好ましい。
【００１１】
Ｒ元素の含有量は、例えば１０．８原子％以上１２．５原子％以下である。Ｒ元素の含有量が１０．８原子％未満であると、多量のα−Ｆｅ相が析出して十分な保磁力が得られない。一方、Ｒ元素の含有量が１２．５原子％を超えると、飽和磁化の低下が著しくなる。Ｒ元素の含有量は、１０．９原子％以上１２．０原子％以下、さらには１１．０原子％以上１１．６原子％以下であることがより好ましい。
【００１２】
Ｍ元素としては、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、及びハフニウム（Ｈｆ）から選ばれる少なくとも１つの元素が用いられる。Ｍ元素を配合することによって、高いＦｅ濃度の組成で大きな保磁力を発現させることができる。Ｍ元素の含有量は０．８８原子％以上４．５原子％以下である。Ｍ元素の含有量が０．８８原子％未満の場合、Ｆｅ濃度を高める効果が小さく、４．５原子％を超える場合、Ｍ元素を過剰に含む相が生成し、磁気特性が低下しやすくなる。Ｍ元素の含有量は、１．１４原子％以上３．５８原子％以下、さらには１．５５原子％以上２．２３原子％以下であることがより好ましい。
【００１３】
Ｍ元素はＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれであってもよいが、少なくともＺｒを含むことが好ましい。特に、Ｍ元素の５０原子％以上をＺｒとすることによって、永久磁石の保磁力を高める効果をさらに向上させることができる。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、その使用量は少なくすることが好ましい。Ｈｆの含有量はＭ元素の２０原子％未満とすることが好ましい。
【００１４】
銅（Ｃｕ）は永久磁石に高い保磁力を発現させる。Ｃｕの含有量は、３．５原子％以上１３．５原子％以下である。Ｃｕは非磁性元素であるため、１３．５原子％を超える場合、磁化の低下が著しい。３．５原子％未満の場合、高い保磁力を得ることが困難となる。Ｃｕの含有量は、３．９原子％以上９．０原子％以下、さらには４．３原子％以上５．８原子％以下であることが好ましい。
【００１５】
鉄（Ｆｅ）は主として永久磁石の磁化を担う。Ｆｅを多量に含むことによって、永久磁石の飽和磁化を高めることができる。ただし、Ｆｅの含有量が過剰になりすぎると、α−Ｆｅ相の析出等により保磁力が低下する。Ｆｅの配合量は２８原子％以上４０原子％以下の範囲とする。２９原子％以上３６原子％以下であることがより好ましく、さらに好ましくは３０原子％以上３３原子％以下である。
【００１６】
コバルト（Ｃｏ）は永久磁石の磁化を担うと共に、高い保磁力を発現させるために必要な元素である。さらに、Ｃｏを多く含有するとキュリー温度が高くなり、永久磁石の熱安定性も向上する。Ｃｏの配合量が少ないとこれらの効果が小さくなる。しかし、永久磁石に過剰にＣｏを含有させると相対的にＦｅの含有量が減るため、磁化の低下を招くおそれがある。Ｃｏの含有量（原子％）はｐ、ｑ、ｒ、ｔで規定される範囲（１００−ｐ−ｑ−ｒ−ｔ）とする。
【００１７】
Ｃｏの一部はニッケル（Ｎｉ）、バナジウム（Ｖ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、ケイ素（Ｓｉ）、ガリウム（Ｇａ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、及びタングステン（Ｗ）から選ばれる少なくとも１種の元素Ａで置換してもよい。これらの置換元素は磁石特性、例えば保磁力の向上に寄与する。ただし、元素ＡによるＣｏの過剰な置換は磁化の低下を招くおそれがあるため、元素Ａによる置換量はＣｏの２０原子％以下の範囲とする。
【００１８】
永久磁石の組成は、例えば高周波誘導結合プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ  Ｃｏｕｐｌｅｄ  Ｐｌａｓｍａ：ＩＣＰ）発光分光分析法、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：ＳＥＭ−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：ＴＥＭ−ＥＤＸ）等により測定される。
【００１９】
上記永久磁石は、主相を構成する複数の結晶粒と、結晶粒の結晶粒界（粒界相ともいう）と、を含む２次元の金属組織を備える焼結体を具備する。主相は全構成相の最大の体積比を有する相により定義される。主相の割合は全構成相中の７０体積％以上、さらには９０体積％以上であることが好ましい。上記金属組織は、例えば走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）を用いて観察される。
【００２０】
結晶粒は、六方晶系のＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相（２−１７型結晶相）を有する。結晶粒の粒径は１０μｍ以上２００μｍ以下である。複数の結晶粒の平均粒径は、６０μｍ以上であることが好ましい。Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸は磁化容易軸と平行又は略平行に存在していることが好ましい。略平行は、平行方向から−１０度以上１０度以下ずれた方向を含む。Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相のｃ軸を含む断面において、結晶粒内ではＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相からなるセル相をＣａＣｕ５型結晶相からなるセル壁相が取り囲んだセル構造を有している。
【００２１】
粒界相は、結晶粒の周囲に存在する。粒界相の融点は、主相よりも低い。粒界相は、例えばＣｅ２Ｎｉ７型結晶相（２−７型結晶相）やＣａＣｕ５型結晶相（１−５型結晶相）等を含む。粒界相は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相よりも高濃度のＣｕ及びＭ元素を含んでいてもよい。
【００２２】
金属組織は、プレートレット相や、Ｒ元素の酸化物相（主にＳｍ酸化物相）、Ｍ元素を含む偏析相（主にＺｒＣ等の炭化物相）、Ｃｅ２Ｎｉ７型結晶相等の低融点相をさらに含む場合がある。Ｃｅ２Ｎｉ７型結晶相等の低融点相は、粒界相で大きく成長する。よって、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相よりもＣｕやＭ元素の濃度が高くなりやすい。
【００２３】
金属組織の各相の体積比率は、例えば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。永久磁石の断面としては、試料の最大面積を有する表面の実質的に中央部の断面が用いられる。
【００２４】
実施形態の永久磁石は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相とＣａＣｕ５型結晶相とを含む相分離組織により高い保磁力を発現することができる。相分離組織は、例えばセル壁相がピニングサイトとして機能することにより磁壁移動を抑制する、いわゆる磁壁ピニング型の保磁力機構を有する。
【００２５】
磁壁ピニング型の保磁力機構では、磁化反転の起点となる磁化反転核が発生してもピニングポテンシャルを超える外場が加わらない限り、磁壁移動は起こらない。よって、保磁力の大きさを決める要因としては、相分離組織の構造が支配的である。
【００２６】
Ｒ−Ｃｏ系永久磁石の磁化を高めるためには、Ｃｏの一部をＦｅで置換すると共に、Ｆｅ濃度を高めることが有効である。このため、実施形態の永久磁石は２８原子％以上４０原子％以下のＦｅを含む。しかし、Ｆｅ濃度が高い場合、保磁力が発現しにくく、磁化反転核が発生しやすいため良好な角型比を得ることが困難であり、永久磁石の（ＢＨ）ｍａｘを低下させる要因となる。
【００２７】
磁化反転核は、磁気的に弱い部分で発生しやすい。マクロスケールにおける磁気的に弱い部分は、例えば粒界相又は非磁性相等の周辺である。磁気的に弱い部分が多い場合、外場により部分的に磁化反転された領域が散逸する。これにより、角型比の悪化を招く。
【００２８】
非磁性相の一つであるＲ元素の酸化物相は、結晶粒内又は粒界相内に析出し、磁化反転核の起点になるため、磁化等の磁石特性を低下させる。Ｒ元素の酸化物相は、主相中の主にＲ元素（特にＳｍ）が酸素と反応することにより析出する。
【００２９】
本実施形態の永久磁石では、十分な焼結体密度を維持できる範囲においてＲ元素の酸化物相の析出量を低減することに加え、粒界相に析出する上記酸化物相を低減する。これにより、高鉄濃度組成域において、十分な保磁力を保ったまま、優れた角型比を実現することができる。
【００３０】
Ｒ元素の酸化物相が粒界相に析出すると、磁化反転が生じやすい。これに対し、磁気反転しにくい結晶粒内にＲ元素の酸化物相を析出させることにより、非磁性相周辺の磁化反転核発生確率を抑制することができる。
【００３１】
実施形態の永久磁石の焼結体において、結晶粒の数Ｎｇに対する、粒界相に存在するＲ元素の酸化物の数Ｎｂの比（Ｎｂ／Ｎｇ）は、１．１以下（Ｎｂ／Ｎｇ≦１．１）であることが好ましい。Ｎｂ／Ｎｇが１．１よりも大きい場合、粒界相に存在するＲ元素の酸化物相が多い。Ｎｂ／Ｎｇは１．０以下、さらには０．８以下であることがより好ましい。
【００３２】
粒界相に存在するＲ元素の酸化物相の析出を抑制することにより、高濃度のＦｅを含むＲ−Ｃｏ系磁石において、十分な保磁力を保ったまま、高い残留磁化と優れた角型比を発現することが可能となる。すなわち、永久磁石の（ＢＨ）ｍａｘの値を向上させることができ、従って、高性能な永久磁石を提供することが可能となる。
【００３３】
Ｎｂ／Ｎｇは、以下のように測定される。ＳＥＭ−ＥＤＸにより永久磁石の組成を分析する。ＳＥＭでは、例えば倍率３００倍で２００μｍ×４００μｍ以上３００μｍ×５００μｍ以下の領域を観察する。加速電圧は２０ｋＶとすることが好ましい。
【００３４】
ＳＥＭ−ＥＤＸによる分析では、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の基準線及び第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。
【００３５】
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の基準線及び第２の基準線でそれぞれ４本の合計８本となり、測定箇所は表面部及び内部でそれぞれ８箇所となる。
【００３６】
図１は焼結体の断面の一部の例を示すＳＥＭ像である。図１に示す断面は、結晶粒１と、粒界相２と、Ｒ元素の酸化物相３と、を有する。Ｒ元素の酸化物相３は、Ｒ元素及び酸素を含み且つＲ元素及び酸素の濃度が８５原子％以上である連続領域により定義される。また、Ｒ元素の酸化物相３の構成元素はほぼＲ元素と酸素であってＲ元素濃度は３５原子％以上である。結晶粒１及び粒界相２は、例えばケミカルエッチング又はＡｒエッチングを試料に施して観察される。ケミカルエッチングには例えばナイタールが適用できる。
【００３７】
次に、ＳＥＭ像における結晶粒１の数（Ｎｇ）と、粒界相２に存在するＲ元素の酸化物相３の数（Ｎｂ）を数える。結晶粒界（粒界相）に存在する酸化物相とは上記酸化物相の領域が結晶粒界（粒界相）に接するあるいは、交差するものと定義する。図２は、図１に示す粒界相２を示す点線と、粒界相２に存在するＲ元素の酸化物相３を示す白抜きの丸印と、を含むＳＥＭ像である。ＳＥＭにより観察されるＲ元素の酸化物相３は、図１及び図２に示すように直径が０．５〜２０μｍ程度の白色の粒子形状を有する。
【００３８】
本実施形態において、表面部及び内部でそれぞれ８箇所全てが上記したＮｂ／Ｎｇの範囲内であることが好ましいが、少なくとも表面部及び内部でそれぞれ４箇所以上が上記した範囲内となればよい。この場合、１本の基準線での表面部及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。各測定箇所でＮｂｔｏｔａｌ／Ｎｇｔｏｔａｌ比を測定し、それら測定値のうちの最大値と最小値を除いた値の平均値を求め、この平均値をＮｂ／Ｎｇとする。
【００３９】
本実施形態の永久磁石では、焼結体の空孔率が２％以下、さらには１．５％以下、さらには１．１％以下であることが好ましい。焼結磁石において空孔率が低いことはすなわち単位体積あたりの主相の割合が多く、高い磁化が得られることを意味する。空孔は磁化の低下を招くが、空孔周辺では反磁場が発生し、欠損した主相の割合以上に磁化が低下することになる。空孔率を２％以下にすることで、空孔による磁化の低下を抑制することができる。
【００４０】
空孔は、例えば図１に示すＳＥＭ像において、黒色の点状の穴として観察される。空孔率はＳＥＭ像の面積（Ｓｔｏｔａｌ）と、穴の面積の総和（Ｓｖａｃａｎｃｙ）を用いて、Ｓｖａｃａｎｃｙ／Ｓｔｏｔａｌ×１００により表される。
【００４１】
角型比は、以下のように評価される。まず、直流Ｂ−Ｈトレーサにより室温における直流磁化特性を測定する。次に、測定結果から得られたＢ−Ｈ曲線より磁石の基本特性である残留磁化Ｍｒと保磁力ｉＨｃ及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）
角型比の指標（α）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）
【００４２】
次に、永久磁石の製造方法例について説明する。まず、永久磁石の合成に必要な所定の元素を含む合金粉末を調製する。例えば、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。
【００４３】
合金粉末の他の調整方法例として、メカニカルアロイング法、メカニカルグラインディング法、ガスアトマイズ法、還元拡散法等が挙げられる。ストリップキャスト法を用いることにより合金粉末の均一性を向上させることができる。さらに、合金粉末又は粉砕前の合金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、不活性ガス雰囲気若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。
【００４４】
粉砕後の粉末の平均粒径は５μｍ以上８μｍ以下であることが好ましい。粉砕後の粉末の平均粒径は、５．５μｍ以上７．５μｍ以下、さらには６μｍ以上７μｍ以下であることがより好ましい。粒径１μｍ以下の粒子の割合を１体積％以下にすることにより酸化物量を抑制することができる。粒径１０μｍ以上の粒子の割合を２体積％以下にすることにより、焼結後に作製される焼結体の空孔率が低減され、十分な密度を実現することができる。
【００４５】
粉末の平均粒径は、レーザ回折法等により測定された粒度分布において、累積分布が５０％となる粒子径（メディアン径：ｄ５０）の値により定義される。このような粉末の作製にはジェットミルを用いることが適している。
【００４６】
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。成型方式としては、乾式で成型する方法と湿式で成形する方法がある。乾式で成型する方法には、粉末の流動性の向上と、酸化防止のために潤滑剤を微量添加することが好ましい。潤滑剤としては、例えばシリコーンオイルや鉱物油等があげられる。
【００４７】
次に、上記圧粉体に対し、１１８０℃以上１２５０℃以下で０．５時間以上１５時間以下の熱処理により焼結を行う。熱処理温度が１１８０℃未満の場合、焼結体の密度が不十分になる。熱処理温度が１２５０℃を超える場合、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。熱処理温度は、例えば１１８０℃以上１２２０℃以下、さらには１１９０℃以上１２１０℃以下であることがより好ましい。
【００４８】
熱処理時間が０．５時間未満の場合、十分な密度が得られないおそれがある。熱処理時間が１５時間を超える場合、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。熱処理時間は、１時間以上１０時間以下、さらには１時間以上７時間以下であることが好ましい。上記焼結では、酸化を抑制するために、真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で熱処理を行うことが好ましい。例えば、保持温度近くになるまで真空を維持し、その後アルゴン雰囲気に切り替え、等温保持することにより空孔率が低減され焼結体密度を向上させることができる。
【００４９】
得られた焼結体に対して、２段階以上の熱処理を行い熱処理後に１５０℃／分以上の冷却速度で急冷を行う。１段階目の熱処理は焼結時の熱処理温度よりも僅かに低温で長時間保持する高質化熱処理である。２段階目の熱処理は１段階目の熱処理よりも低温で行われる溶体化熱処理である。溶体化熱処理を行うことにより、前駆体相であるＴｂＣｕ７型結晶相（１−７相）を単相化させることができる。なお、いずれの熱処理も真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で行うことが好ましい。
【００５０】
高質化熱処理では、例えば焼結時の熱処理温度よりも１０℃以上低い温度で、かつ溶体化熱処理時の熱処理温度よりも１０℃以上高い温度で、４時間以上３０時間以下保持することにより熱処理を行う。
【００５１】
高質化熱処理の温度は、１１３０℃以上１１９０℃以下であることが好ましい。焼結時の熱処理温度よりも高すぎる場合、液相から生ずる異相が生成され、磁気特性を低下させる場合があり、また、Ｒ元素の蒸発を招く場合がある。また、溶体化熱処理では、温度が低く、元素拡散が遅く十分に結晶成長しない。高質化熱処理の時間が４時間未満であると、十分な結晶成長や元素拡散が進行せず、結晶粒内の酸化物の生成割合を低くすることができる。高質化熱処理の時間が３０時間を超えると、Ｒ元素が蒸発する恐れがあり、また生産性が低下する場合がある。高質化熱処理の時間は、１２時間以上２８時間以下、１４時間以上２４時間以下であることがより好ましい。
【００５２】
溶体化熱処理では、高質化熱処理の温度よりも１０℃以上低い温度で熱処理を行う。溶体化熱処理の温度は、１１００℃以上１１８０℃以下であることが好ましい。溶体化熱処理の温度が１１００℃未満又は１１８０℃を超える場合、前駆体相以外の割合が小さく、磁気特性が低下するおそれがある。溶体化熱処理の温度は、例えば１１１０℃以上１１７０℃以下であることがより好ましい。
【００５３】
溶体化熱処理の時間は、４時間以上３０時間以下であることが好ましい。溶体化熱処理の時間が４時間未満の場合、元素拡散が不十分になり、構成相が不均一になりやすく、磁気特性が低下するおそれがある。溶体化熱処理の時間が３０時間を超える場合、焼結体中のＲ元素が蒸発するおそれがあり、また生産性が低下する。溶体化熱処理の時間は、４時間以上１２時間以下であることがより好ましい。
【００５４】
２段階の熱処理後に冷却速度を１５０℃／分以上として室温まで急冷を行うことにより、ＴｂＣｕ７型結晶相を安定化させることができ保磁力が発現しやすくなる。冷却速度が１５０℃／分未満の場合、冷却中にＣｅ２Ｎｉ７型結晶相やＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相が生成されやすくなる。
【００５５】
次に、溶体化熱処理後の焼結体に時効処理を施して相分離領域を形成する。時効処理では、７００℃以上９００℃以下の温度で１０時間以上１００時間以下の熱処理を行った後、０．１℃／分以上５℃／分以下の冷却速度で２０℃以上６００℃以下の温度まで徐冷し、その後、室温まで冷却することが好ましい。このような条件下で時効処理を実施することによって、相分離組織を有する永久磁石の保磁力等を向上させることが可能となる。時効処理は酸化防止のために、真空中やアルゴンガス等の不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。
【００５６】
時効処理の温度が７００℃未満又は９００℃を超える場合には、均質なセル相とセル壁相との混合組織を得ることができず、永久磁石の磁気特性が低下するおそれがある。時効処理の温度は７５０℃以上８８０℃以下、さらには７８０℃以上８５０℃以下であることが好ましい。
【００５７】
時効処理の時間が１０時間未満の場合には、セル壁相が十分に生成されない、あるいは元素拡散が不十分であるおそれがある。一方、保持時間が１００時間を超える場合には、セル壁相が厚くなることでセル相の体積分率が低下し、また結晶粒が粗大化することで、良好な磁石特性が得られないおそれがある。時効熱処理時間は１０時間以上９０時間以下であることがより好ましく、さらに好ましくは２０時間以上８０時間以下である。
【００５８】
徐冷時の冷却速度が０．１℃／分未満の場合、生産性が低下し、コストが増大するおそれがある。徐冷時の冷却速度が５℃／分を超える場合、均質なセル相とセル壁相との混合組織を得ることができず、永久磁石の磁気特性が低下するおそれがある。時効処理後の冷却速度は０．３℃／分以上４℃／分以下、さらには０．５℃／分以上３℃／分以下であることがより好ましい。
【００５９】
上記時効処理の前に時効熱処理温度よりも低温で熱処理を行う予備時効処理を行ってもよい。予備時効処理では、５００℃以上９００℃以下の温度、０．５〜１０時間熱処理を行った後、０．１℃／分以上５℃／分以下の冷却速度で２０℃以上４５０℃以下の温度まで徐冷することが好ましい。予備時効処理を行うことにより、磁気特性の角型比を向上させることができる。
【００６０】
（第２の実施形態）
第１の実施形態の永久磁石は、自動車や鉄道車両等に具備される各種モータや発電機等の回転電機に使用することができる。また、可変磁束モータや可変磁束発電機の固定磁石や可変磁石として使用することも可能である。第１の実施形態の永久磁石を用いることによって、各種のモータや発電機が構成される。第１の実施形態の永久磁石を可変磁束モータに適用する場合、可変磁束モータの構成やドライブシステムには、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。
【００６１】
次に、上記永久磁石を具備する回転電機について、図面を参照して説明する。図３は本実施形態における永久磁石モータを示す図である。図３に示す永久磁石モータ２１では、ステータ（固定子）２２内にロータ（回転子）２３が配置されている。ロータ２３の鉄心２４中には、第１の実施形態の永久磁石である永久磁石２５が配置されている。第１の実施形態の永久磁石を用いることにより、各永久磁石の特性等に基づいて、永久磁石モータ２１の高効率化、小型化、低コスト化等を図ることができる。
【００６２】
図４は本実施形態による可変磁束モータを示す図である。図４に示す可変磁束モータ３１において、ステータ（固定子）３２内にはロータ（回転子）３３が配置されている。ロータ３３の鉄心３４中には、第１の実施形態の永久磁石が固定磁石３５及び可変磁石３６として配置されている。可変磁石３６の磁束密度（磁束量）は可変することが可能とされている。可変磁石３６はその磁化方向がＱ軸方向と直交するため、Ｑ軸電流の影響を受けず、Ｄ軸電流により磁化することができる。ロータ３３には磁化巻線（図示せず）が設けられている。この磁化巻線に磁化回路から電流を流すことによって、その磁界が直接に可変磁石３６に作用する構造となっている。
【００６３】
第１の実施形態の永久磁石によれば、固定磁石３５に好適な保磁力を得ることができる。第１の実施形態の永久磁石を可変磁石３６に適用する場合には、前述した製造方法の各種条件（時効処理条件等）を変更することによって、例えば保磁力を１００ｋＡ／ｍ以上５００ｋＡ／ｍ以下の範囲に制御すればよい。なお、図４に示す可変磁束モータ３１においては、固定磁石３５及び可変磁石３６のいずれにも第１の実施形態の永久磁石を用いることができるが、いずれか一方の磁石に第１の実施形態の永久磁石を用いてもよい。可変磁束モータ３１は、大きなトルクを小さい装置サイズで出力可能であるため、モータの高出力・小型化が求められるハイブリッド車や電気自動車等の車両用のモータに好適である。
【００６４】
図５は本実施形態による発電機を示している。図５に示す発電機４１は、上記永久磁石を用いたステータ（固定子）４２を備えている。ステータ（固定子）４２の内側に配置されたロータ（回転子）４３は、発電機４１の一端に設けられたタービン４４とシャフト４５を介して接続されている。タービン４４は、例えば外部から供給される流体により回転する。なお、流体により回転するタービン４４に代えて、自動車等の車両の回生エネルギー等の動的な回転を伝達することによって、シャフト４５を回転させることも可能である。ステータ４２とロータ４３には、各種公知の構成を採用することができる。
【００６５】
シャフト４５はロータ４３に対してタービン４４とは反対側に配置された整流子（図示せず）と接触しており、ロータ４３の回転により発生した起電力が発電機４１の出力として相分離母線及び主変圧器（図示せず）を介して、系統電圧に昇圧されて送電される。発電機４１は、通常の発電機及び可変磁束発電機のいずれであってもよい。なお、ロータ４３にはタービン４４からの静電気や発電に伴う軸電流による帯電が発生する。このため、発電機４１はロータ４３の帯電を放電させるためのブラシ４６を備えている。
【００６６】
以上のように、上記永久磁石を発電機に適用することにより、高効率化、小型化、低コスト化等の効果が得られる。
【実施例】
【００６７】
（実施例１、２）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、高周波溶解により合金インゴットを作製した。インゴットを粗粉砕した後、ジェットミルで微粉砕して平均粒径が６μｍの合金微粉末を調製した。得られた微粉末を１．５Ｔの磁界中でプレス圧１ｔにてプレスして圧粉体とした。【００６８】
得られた圧粉体に対して焼結を行った。焼結では、真空中にて１１７５℃まで昇温させ、３０分保持した後、Ａｒを導入し、Ａｒ雰囲気中で１２１０℃まで昇温させ、３時間保持した。【００６９】
次に、Ａｒ雰囲気中にて１１８０℃で１４時間保持することにより高質化熱処理を行った後、１１６０℃で１２時間保持して溶体化熱処理を行い、１７０℃／分の速度で室温まで冷却した。【００７０】
次に、溶体化熱処理後の焼結体に時効処理としてＡｒ雰囲気中で８３０℃、４０時間の熱処理を施した後、０．７℃／分の冷却速度で３００℃まで徐冷し、さらに室温まで冷却した。以上の工程により焼結磁石を得た。【００７１】
さらに、焼結磁石のＮｂ／Ｎｇ、残留磁化Ｍｒ、保磁力ｉＨｃ、角型比の指標α、及び空孔率をそれぞれ測定した。これらの結果を表２に示す。【００７２】
（実施例３、４）
表１に示す組成となるように各原料を秤量した後、高周波溶解により合金インゴットを作製した。合金インゴットは粗粉砕した後、ジェットミルで微粉砕して平均粒径が７μｍの合金微粉末を調製した。合金微粉末を１．５Ｔの磁界中でプレス圧２ｔにてプレスして圧粉体とした。圧粉体を真空中にて１１８０℃まで昇温させ、１時間保持した後Ａｒ雰囲気中にて１２００℃に昇温した後、５時間保持して焼結した。【００７３】
次に、Ａｒ雰囲気中にて１１６０℃で２０時間保持することにより高質化熱処理を行った後、１１３０℃で２０時間保持して溶体化熱処理を行い、１８０℃／分の速度で室温まで冷却した。【００７４】
次に、溶体化熱処理後の焼結体に時効処理として、Ａｒ雰囲気中７００℃で１時間の熱処理後８５０℃で５０時間の熱処理を施し、０．４℃／分の冷却速度で５００℃まで徐冷し、さらに室温まで冷却した。以上の工程により焼結磁石を得た。【００７５】
さらに、焼結磁石のＮｂ／Ｎｇ、残留磁化Ｍｒ、保磁力ｉＨｃ、角型比の指標α、及び空孔率をそれぞれ測定した。これらの結果を表２に示す。【００７６】
（比較例１）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、実施例１と同様の条件で圧粉体を作製した。圧粉体を真空中にて１１７５℃まで昇温させ、３０分保持した後、Ａｒを導入し、Ａｒ雰囲気中で１２１０℃まで昇温させ、３時間保持して焼結した。【００７７】
次に、Ａｒ雰囲気中にて１１８０℃で４時間保持することにより高質化熱処理を行った後、１１６０℃で３時間保持して溶体化熱処理を行い、１７０℃／分の速度で室温まで冷却した。【００７８】
次に、溶体化熱処理後の焼結体に時効処理としてＡｒ雰囲気中で８３０℃、４０時間の熱処理を施した後、０．７℃／分の冷却速度で３００℃まで徐冷し、さらに室温まで冷却した。以上の工程により焼結磁石を得た。【００７９】
さらに、焼結磁石のＮｂ／Ｎｇ、残留磁化Ｍｒ、保磁力ｉＨｃ、角型比の指標α、及び空孔率をそれぞれ測定した。これらの結果を表２に示す。【００８０】
（比較例２）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、高周波溶解により合金インゴットを作製した。インゴットを粗粉砕した後、ジェットミルで微粉砕して平均粒径が３μｍの合金微粉末を調製した。得られた微粉末を１．５Ｔの磁界中でプレス圧１ｔにてプレスして圧粉体とした。得られた圧粉体を実施例３と同様の条件で焼結し焼結体を作製した。【００８１】
次に、Ａｒ雰囲気中にて１１６０℃で２０時間保持することにより高質化熱処理を行った後、１１３０℃で２０時間保持して溶体化熱処理を行い、１８０℃／分の速度で室温まで冷却した。【００８２】
次に、溶体化熱処理後の焼結体に予備時効処理として７５０℃で２時間の熱処理を施した後、１．５℃／分の冷却速度で２００℃まで徐冷した。引き続いて、時効処理として８５０℃で１０時間の熱処理を施した後、１℃／分の冷却速度で６００℃まで徐冷し、さらに室温まで冷却した。予備時効処理及び時効処理はいずれもＡｒ雰囲気中で実施した。以上の工程により焼結磁石を得た。【００８３】
さらに、焼結磁石のＮｂ／Ｎｇ、残留磁化Ｍｒ、保磁力ｉＨｃ、角型比の指標α、及び空孔率をそれぞれ測定した。これらの結果を表２に示す。【００８４】
（比較例３）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、高周波溶解により合金インゴットを作製した。インゴットを粗粉砕した後、ジェットミルで微粉砕して平均粒径が１０μｍの合金微粉末を調製した。得られた微粉末を１．５Ｔの磁界中でプレス圧１ｔにてプレスして圧粉体とした。圧粉体を真空中にて１１８０℃まで昇温させ、１時間保持した後、Ａｒを導入し、Ａｒ雰囲気中で１２１０℃まで昇温させ、５時間保持して焼結した。【００８５】
次に、Ａｒ雰囲気中にて１１７０℃で４０時間保持することにより高質化熱処理を行った後、１１５０℃で２４時間保持して溶体化熱処理を行い、１８０℃／分の速度で室温まで冷却した。【００８６】
次に、溶体化熱処理後の焼結体に予備時効処理として７５０℃で２時間の熱処理を施した後、１．５℃／分の冷却速度で２００℃まで徐冷した。引き続いて、時効処理として８５０℃で１０時間の熱処理を施した後、１℃／分の冷却速度で６００℃まで徐冷し、さらに室温まで冷却した。予備時効処理及び時効処理はいずれもＡｒ雰囲気中で実施した。以上の工程により焼結磁石を得た。【００８７】
さらに、焼結磁石のＮｂ／Ｎｇ、残留磁化Ｍｒ、保磁力ｉＨｃ、角型比の指標α、及び空孔率をそれぞれ評価した。これらの結果を表２に示す。【００８８】
（比較例４）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、高周波溶解により合金インゴットを作製した。インゴットを粗粉砕した後、ジェットミルで微粉砕して平均粒径が４μｍの合金微粉末を調製した。得られた微粉末を１．５Ｔの磁界中でプレス圧１ｔにてプレスして圧粉体とした。圧粉体を真空中にて１１７０℃まで昇温させ、１時間保持した後、Ａｒを導入し、Ａｒ雰囲気中で１２００℃まで昇温させ、５時間保持して焼結した。【００８９】
次に、Ａｒ雰囲気中にて１１７０℃で４８時間保持することにより高質化熱処理を行った後、１１５０℃で２０時間保持して溶体化熱処理を行い、１８０℃／分の速度で室温まで冷却した。【００９０】
次に、溶体化熱処理後の焼結体に予備時効処理として７５０℃で２時間の熱処理を施した後、１．５℃／分の冷却速度で２００℃まで徐冷した。引き続いて、時効処理として８５０℃で１０時間の熱処理を施した後、１℃／分の冷却速度で６００℃まで徐冷し、さらに室温まで冷却した。予備時効処理及び時効処理はいずれもＡｒ雰囲気中で実施した。以上の工程により焼結磁石を得た。【００９１】
さらに、焼結磁石のＮｂ／Ｎｇ、残留磁化Ｍｒ、保磁力ｉＨｃ、角型比の指標α、及び空孔率をそれぞれ測定した。これらの結果を表２に示す。【００９２】
【表１】
2018047211.tif 000003
【００９３】
【表２】
2018047211.tif 000004
【００９４】
ＳＥＭ観察の結果、実施例１〜４、比較例１〜４の焼結磁石は、主相を構成するＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相を有する結晶粒と、結晶粒の結晶粒界と、Ｒ元素の酸化物相と、を有する。また、表２から明らかなように、実施例１〜４の焼結磁石はいずれも高い残留磁化と保磁力を維持したまま、αが９２％を超える良好な角型比を有する。これに対し、比較例１〜４の永久磁石はＮｂ／Ｎｇが高く、Ｒ元素の酸化物相が結晶粒界に分散しているため、角型比が悪い。【００９５】
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。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【国際調査報告】
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