JP2009153356A - 自己始動式永久磁石同期電動機 - Google Patents

Abstract

【課題】
自己始動式永久磁石同期電動機は、保磁力を向上させると残留磁束密度が低下し、定常特性が低下してしまう課題がある。
【解決手段】
Ｆｅ系磁粉の表面にフッ素化合物を形成し、フッ素化合物中の鉄濃度が１から５０％の範囲で制御することでリコイル透磁率を１.０５−１.３０の範囲にし、磁化回転による損失を低減させる永久磁石を適用することにより、本発明の課題である残留磁束密度の低下及び定常特性の低下を解決することが可能である。
【選択図】図１

Description

本発明は自己始動式永久磁石同期電動機に適用する希土類磁石に関するものである。

近年、環境保全の観点から、各種電動機の特性向上が必須命題となっている。このことから、従来多用されていた誘導電動機から永久磁石界磁を有する磁石電動機に代替されるニーズが多い。

自己始動式永久磁石同期電動機は、誘導電動機のように商用直入れ始動が可能であり、かつ定常運転時は磁石電動機として高効率駆動される。このため、インバータを付加する必要がなく、これまで一定速駆動にて使用してきた装置の省エネ対策として、誘導電動機から代替することで比較的簡便に適用できる特徴がある。

しかしながら、自己始動式永久磁石同期電動機は出力が大きくなるにつれ、始動時の始動電流が大きくなることから、過大な減磁起磁力により永久磁石が減磁に至る可能性がある。この対策としては、耐減磁性の高い永久磁石を採用するのが効果的である。しかし、耐減磁性を向上させた永久磁石は、残留磁束密度が低下する傾向にあることから、電動機の基本性能を低下させてしまうデメリットがある。

昨今、永久磁石、特に希土類磁石について上述した磁石磁気特性の向上を図る開発が進められており、下記特許文献１ではその一手段について開示されている。

特許文献１では、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂに代表される希土類磁石の粒界に、フッ素化合物を含む層状の粒界相を形成することにより、高保磁力と高残留磁束密度の両立が可能となる希土類磁石を実現することが開示されている。また、層状のフッ素化合物について、厚みや被覆率についての検討が成されている。

特開２００６−０６６８５３号公報

上記特許文献１では、磁石粒界に層状のフッ素化合物を形成することにより磁石性能の向上を実現している。しかし、保磁力，残留磁束密度、また減磁曲線の角型性，熱減磁特性，着磁性，異方性，耐食性等について、必ずしも十分ではなく、自己始動式永久磁石同期電動機へ適用するには、種々の課題が残るものとなっている。

本発明は、これらの磁気特性を更に向上した磁石を実現し、耐減磁性をはじめとする電動機特性の良好な自己始動式永久磁石同期電動機を提供することを目的とする。

上述した課題を解決するために、本発明では、自己始動式永久磁石同期電動機に適用する永久磁石構成として、鉄を主成分とする強磁性材料からなる粒子と、アルカリ元素，アルカリ土類元素，希土類元素の１以上のフッ素化合物粒子を形成したフッ素化合物層とを有し、前記フッ素化合物層は前記強磁性材料で構成される粒子の表面に層状に形成され、前記フッ素化合物粒子は１原子％以上５０原子％以下の濃度の鉄を有する磁石の構成をとる。

また、前記鉄はフッ素化合物の結晶構造を変化させずに前記フッ素化合物粒子に含まれる磁石の構成をとる。

また、前記強磁性材料からなる粒子はＲ−Ｆｅ−Ｂ（Ｒは希土類元素）の組成からなる磁粉である磁石の構成をとる。

また、前記フッ素化合物粒子はＮｄＦ₃，ＬｉＦ，ＭｇＦ₂，ＣａＦ₂，ＳｃＦ₃，ＶＦ₂，ＶＦ₃，ＣｒＦ₂，ＣｒＦ₃，ＭｎＦ₂，ＭｎＦ₃，ＣｏＦ₂，ＣｏＦ₃，ＮｉＦ₂，ＺｎＦ₂，ＡｌＦ₃，ＧａＦ₃，ＳｒＦ₂，ＹＦ₃，ＺｒＦ₃，ＮｂＦ₅，ＡｇＦ，ＩｎＦ₃，ＳｎＦ₂，ＳｎＦ₄，ＢａＦ₂，ＬａＦ₂，ＬａＦ₃，ＣｅＦ₂，ＣｅＦ₃，ＰｒＦ₂，ＰｒＦ₃，ＮｄＦ₂，ＳｍＦ₂，ＳｍＦ₃，ＥｕＦ₂，ＥｕＦ₃，ＧｄＦ₃，ＴｂＦ₃，ＴｂＦ₄，ＤｙＦ₂，ＤｙＦ₃，ＨｏＦ₂，ＨｏＦ₃，ＥｒＦ₂，ＥｒＦ₃，ＴｍＦ₂，ＴｍＦ₃，ＹｂＦ₃，ＹｂＦ₂，ＬｕＦ₂，ＬｕＦ₃，ＰｂＦ₂，ＢｉＦ₃のいずれかを主成分とする磁石の構成をとる。

また、前記フッ素化合物粒子の平均粒径は１ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、前記フッ素化合物層は前記強磁性材料からなる粒子よりも高抵抗である磁石の構成をとる。

また、リコイル透磁率が１.０４よりも大きく１.３０未満であり、比抵抗が０.２ｍΩcm以上である磁石の構成をとる。

また、前記フッ素化合物層は被覆率５０％以上１００％以下で前記強磁性材料からなる粒子の表面に形成される磁石の構成をとる。

また、前記強磁性材料からなる粒子の加熱成形に伴い、前記フッ素化合物粒子が粒成長する磁石の構成をとる。

また、前記フッ素化合物粒子は平均結晶粒径が１ｎｍ以上５００ｎｍ以下の範囲で粒成長する磁石の構成をとる。

更に、上記フッ素化合物粒子、をフッ酸化合物粒子とした構成をとることもできる。

以下、本発明の手段について具体的に説明する。

本発明の特徴として粒界に板状あるいは層状のフッ素化合物を形成しフッ素化合物と主相との界面を増やすこと、フッ素化合物の厚さを薄くすること、あるいはフッ素化合物を強磁性相にすることが挙げられる。

フッ素化合物を層状に形成させる手法として、表面処理を利用できる。表面処理はアルカリ金属元素，アルカリ土類元素あるいは希土類元素を１種類以上含むフッ素化合物または酸素を一部含むフッ素酸素化合物（以下フッ酸化合物）を磁粉表面に塗布する手法である。

ゲル状フッ素化合物をアルコール溶媒中で粉砕し、磁粉表面に塗布後、加熱により溶媒を除去する。２００℃から４００℃の熱処理で溶媒を除去し、５００℃から８００℃の熱処理でフッ素化合物と磁粉間に酸素，希土類元素及びフッ素化合物構成元素が拡散する。

磁粉には酸素が１０から５０００ppm含有し、他の不純物元素としてＨ，Ｃ，Ｐ，Ｓｉ，Ａｌ等の軽元素が含まれる。磁粉に含まれる酸素は、希土類酸化物やＳｉ，Ａｌなどの軽元素の酸化物としてばかりでなく、母相中や粒界に化学量論組成からずれた組成の酸素を含む相としても存在する。

このような酸素を含んだ相は、磁粉の磁化を減少させ、磁化曲線の形にも影響する。すなわち、残留磁束密度の値の低下，異方性磁界の減少，減磁曲線の角型性の低下，保磁力の減少，不可逆減磁率の増加，熱減磁の増加，着磁特性の変動，耐食性劣化，機械特性低下などにつながり、磁石の信頼性が低下する。酸素はこのように多くの特性に影響するので、磁粉中に残留させないような工程が考えられてきた。

鉄を含む磁粉にフッ素化合物を形成させ、４００℃以上の温度で加熱すると、鉄のフッ素化合物層への拡散が生じる。磁粉中の鉄は磁粉中で希土類元素を含む金属間化合物として含まれているが、鉄原子は、加熱によりフッ素化合物中に拡散する。

希土類フッ素化合物を磁粉表面に形成する場合には、ＲＥＦ₃を４００℃以下の熱処理で成長させ、真空度１×１０^-4Torr以下で５００から８００℃で加熱保持する。保持時間は３０分である。この熱処理で磁粉の鉄原子がフッ素化合物に拡散すると同時に磁粉中の希土類元素も拡散し、ＲＥＦ₃，ＲＥＦ₂あるいはＲＥ（ＯＦ）中あるいはこれらの粒界付近にみられるようになる。

これらのフッ素化合物やフッ酸化合物は、結晶構造が面心立方格子であり、その格子定数は０.５４から０.６０ｎｍである。これらのフッ素化合物や酸フッ素化合物への鉄含有量を制限することで、残留磁束密度の増加，保磁力増加，減磁曲線の角型性向上，熱減磁特性向上，着磁性向上，異方性向上，耐食性向上などの効果が顕著になる。

加熱成形時に密度９０％以上にするためには母相が軟化する温度にする必要があり、成形時の温度は５００−８００℃になる。このような温度範囲での成形はフッ素化合物層の結晶粒を成長させるとともに、磁粉とフッ素化合物間で拡散が進行する。

８００℃を超えるとαＦｅなどの軟磁性成分が成長し始めるため８００℃未満の成形温度で加圧することが望ましい。種々の添加元素により軟磁性成分の形成を抑制できれば８００℃を超えた加圧温度でもよい。磁粉がＮｄＦｅＢ系の場合、Ｎｄ，Ｆｅ，Ｂあるいは添加元素が５００℃以上の加熱温度でかつ成形圧力によって発生する粒子間応力に助長されて粒成長するフッ素化合物内に拡散する。

上記温度でフッ素化合物層内の鉄濃度は場所により異なるが、１原子％の部分（粒界部あるいは欠陥部など）が出現する。拡散の駆動力は、温度，応力（歪），濃度差，欠陥などであり電子顕微鏡などにより拡散した結果を確認できる。

フッ素化合物中のＮｄやＢなどの元素はフッ素化合物の磁気特性を大きく変える元素ではないが、鉄原子はその濃度によりフッ素化合物の磁気特性を変えるため、その濃度を制限することで磁石としての磁気特性を一定値にすることができる。

Ｂ以外の元素を合計した値を１００％として鉄の濃度は５０原子％以下にすることでフッ素化合物の構造が保持できるが、５０％を超えると非晶質あるいは鉄を母体とする相が現れ保磁力の小さい相が混合する。したがって、鉄濃度は５０％以下にする必要がある。

上記ＮｄＦｅＢ系磁粉には、主相にＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの結晶構造と同等の相を含む磁粉を含んでおり、Ａｌ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｔｉなどの遷移金属が上記主相に含有してもよい。また、Ｂの一部をＣとしてもよい。また主相以外にＦｅ₃ＢやＮｄ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃などの化合物あるいは酸化物が含まれてもよい。Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇系磁粉にフッ素化合物層を形成して過熱成形するとフッ素化合物層にはＣｏが拡散する。拡散するＣｏが多くなると、フッ素化合物中のＣｏが軟磁性的になるため、損失が増加する。損失低減のためにはフッ素化合物層中のＣｏ濃度をＣｏ５０原子％以下にすればよい。

フッ素化合物層は８００℃以下の温度でＮｄＦｅＢ系磁粉よりも高い抵抗を示すため、フッ素化合物層の形成によりＮｄＦｅＢ焼結磁石の抵抗を増加させることができ、その結果、渦電流損失を低減することが可能である。

フッ素化合物層中にはフッ素化合物以外に磁気特性に影響が小さい室温付近で強磁性を示さない元素であれば不純物として含んでいても問題はない。高抵抗とする目的で窒素化合物や炭化物などの微粒子がフッ素化合物中に混合されていても良い。

以上のように鉄系磁粉にフッ素を含む皮膜を形成，熱処理，成形することで、高比抵抗，高保磁力，高磁束密度を両立する成形体を提供でき、本成形体を自己始動式永久磁石同期電動機に適用することにより、耐減磁性の大幅な向上をはじめ、低鉄損，高誘起電圧など、電動機特性の良好な自己始動式永久磁石同期電動機を提供できる。

本発明を実施するための最良の形態を以下に説明する。

＜自己始動式永久磁石同期電動機の説明＞
図１は、本発明による永久磁石式同期電動機の一実施例を示す径方向断面図を示す。

図１において、自己始動式永久磁石同期電動機２０は、固定子８と回転子１とで構成されている。

固定子８は固定子鉄心９とそれに施された多数（図では２４個）のスロット１０と、これらのスロット１０で分割されたティース１１とを備えている。Ｕ相巻線１２Ａ，Ｖ相巻線１２Ｂ，Ｗ相巻線１２Ｃからなる電機子巻線１２は、多数のスロット１０に同じ相が分布する分布巻で巻装されている。

このような構成において、電機子巻線１２に一定周波数の交流電圧を給電すれば、回転子１は誘導電動機として起動・加速でき、その後、同期電動機としての定速運転が可能となる。

図２は、本発明の一実施例による同期電動機の回転子の径方向断面図である。

図２において、回転子１は、シャフト６上に設けられた回転子鉄心２の内部に、多数の始動用かご型巻線３と、磁石挿入孔７に埋設した希土類を主成分とする複数（図では一磁極あたり３枚）の永久磁石４を、磁極数が２極となるように配置して構成している。また、磁極間には空孔５（５Ａ，５Ｂ）を施し、磁極間に生ずる漏洩磁束の防止に配慮している。

永久磁石４は、磁気特性を向上させるために表面にフッ素化合物処理をした後、永久磁石表面に１から１００ｎｍのフッ素化合物粒子を成長させ、４００から８００℃の熱処理により保磁力を向上させている。永久磁石は厚膜あるいは焼結磁石のどちらでも良い。上記熱処理はミリ波照射により加熱しても良い。この説明についての詳細は、後述する。

永久磁石４の断面形状は、略台形状となっているが、略長方形の断面形状をとなるように構成しても良い。さらに、厚さが薄い平板状磁石を複数枚積層して構成しても良い。

また、永久磁石４は、幅開度θと磁極ピッチ角度αとの比が、０.５４＜θ／α＜０.９１以下となる範囲に埋設している。

なお、永久磁石４の幅開度と、永久磁石４の磁束分布の周方向ピッチ角度は、その着磁方法によっては異なる場合も考えられるが、この実施例においては、永久磁石４の磁束分布の周方向ピッチ角度は、永久磁石４の幅開度に等しい場合としている。

図３は、誘導起電力波形歪率、及びモータ効率の実測データを示すグラフであり、横軸は、磁束ピッチ角度θと磁極ピッチ角度αの比θ／αを、縦軸は誘導起電力波形歪率（％）、およびモータ効率（％）を夫々示している。

日本工業規格ＪＩＳ−Ｃ４２１２によると、高効率低圧三相かご形誘導電動機の効率は、例えば全閉形，出力３.７ｋＷ，２極，２００Ｖ，５０Ｈｚ運転時の場合、冷媒温度４０℃以下の条件で８７.０％以上を満足している必要がある。このことから永久磁石式同期電動機の効率は、冷媒温度１００℃以上の環境となる圧縮機内で駆動される場合、８７％以上であれば同程度体格の誘導電動機と比較し、良好な特性であると言える。

図３において、幅開度θと磁極ピッチαとの比θ／αが０.６２以上，０.９１以下とした場合が効率８７％以上を確保できる範囲であるが、θ／αの比が０.６７を超える範囲でピークを有しており、比θ／αが０.７２のときが最も優れた特性となることが分かった。よって、モータ特性としてはθ／αの比を０.６７以上０.９１以下と設定することが望ましいと言える。

この理由は、永久磁石の周方向ピッチ角度θを大きくし過ぎると、永久磁石の磁束が増え、固定子に生ずる鉄損が大きくなる。また、誘導起電力が印加電圧に対し大きくなり、弱め界磁駆動となるため、入力電流が増大する。一方、永久磁石の周方向ピッチ角度θを極端に小さくすると、永久磁石の磁束量が減り、誘導起電力が印加電圧に対し極小となり、増磁作用となるため、やはり入力電流が増大するためである。

一方、同グラフにおける誘導起電力波形の歪率に着目すると、θ／αの比を０.５４ないし０.６７以下の場合に最小化できることが分かる。モータ効率の観点では有効な寸法ではないが、モータ振動や騒音の観点からは十分価値がある側面を有していると考える。この結果を踏まえ、永久磁石４の周方向ピッチ角度又は永久磁石４がつくる磁束分布の周方向ピッチ角度θを、磁極ピッチ角度αの０.５４以上０.９１以下となるように構成した。

＜永久磁石４の説明＞
ＮｄＦｅＢ系粉末としてＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂを主とする急冷粉を作成し、これらの表面にフッ素化合物を形成する。ＮｄＦ₃を急冷粉表面に形成する場合、原料としてＮｄ(ＣＨ₃ＣＯＯ)₃をＨ₂Ｏで溶解させ、ＨＦを添加する。

ＨＦの添加によりゼラチン状のＮｄＦ₃・ＸＨ₂Ｏが形成される。これを遠心分離し、溶媒を除去し、上記ＮｄＦｅＢ粉と混合塗布する。混合物の溶媒を蒸発させ、加熱により水和水を蒸発させる。このようにして形成した皮膜についてＸＲＤにより調べた。

皮膜はＮｄＦｅＢ粉の表面の凹凸に沿うように形成される。その結果、フッ素化合物膜はＮｄＦ₃，ＮｄＦ₂，ＮｄＯＦなどから構成されていることが判明した。この粒径１から３００μｍの粉末を磁気特性が低下する熱処理温度である８００℃未満の温度で酸化を防止しながら加熱することにより、表面に高抵抗層が形成された残留磁束密度０.７Ｔ以上の磁粉が得られる。粒径１μｍ未満では酸化し易く磁気特性が劣化し易い。また３００μｍよりも大きい場合、高抵抗化あるいは他の効果であるフッ素化合物形成による磁気特性改善効果が小さくなる。

磁気特性では前記磁粉を金型に挿入して２ｔ／cm²の圧縮荷重により仮成形後、大気中に出さずにさらに大きな金型中で５００℃から８００℃以下の温度で加圧成形する。このとき１ｔ／cm²以上の荷重により金型中のフッ素化合物及び母相であるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂを主とする磁粉は変形し、磁気異方性が発現する。その結果成形体の残留磁束密度は１.０Ｔ以上１.４Ｔ以下の特性が得られ、かつ比抵抗が０.２から２ｍΩcmの高抵抗磁石が得られる。

成形体の減磁曲線の角型性は成形条件，フッ素化合物形成条件に依存する。これは母相であるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの結晶軸であるｃ軸の向きが成形条件及びフッ素化合物形成条件によって異なるためである。またゼロ磁界近傍における成形体の減磁曲線の傾きは上記ｃ軸の向きの分散度及びフッ素化合物と磁粉の界面付近の構造や組成に依存することが透過電子顕微鏡による構造解析及び組成分析から判明した。

成形体の密度が９０から９９％の成形体では、上記フッ素化合物層が成形中に合体，拡散，粒成長し、成形体の中で磁粉表面のフッ素化合物層がバインダーとなって部分的に焼結している。フッ素化合物膜厚が約５００ｎｍの場合、磁粉にフッ素化合物を形成直後のフッ素化合物の粒径は１から１００ｎｍであるが、成形体中でのフッ素化合物の粒径は１０から５００ｎｍとなり、異なる磁粉表面に形成したフッ素化合物層が結合しその中で結晶粒が成長し焼結している部分が多く見られた。

結晶粒成長したフッ素化合物結晶の中に鉄が存在することが判明した。この鉄は結晶粒成長前のフッ素化合物中には存在しないことから、結晶粒成長時に磁粉から拡散移動したものと考えられる。鉄の拡散とともに希土類元素やもともと磁粉表面にあった酸素も拡散しているものと推定できる。

鉄が拡散しているフッ素化合物はＮｄＦ₃よりもＮｄＦ₂が多い。ＥＤＸ分析により求めた鉄のフッ素化合物中濃度は平均で１％以上５０％以下である。５０％付近の組成では非晶質になっていた。また酸素も含有していることから、成形体にはＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ母相を主とするＮｄＦｅＢ磁粉以外にＮｄＦ₂，ＮｄＦ₃，Ｎｄ(Ｏ，Ｆ)及びＮｄＦｅＦＯ非晶質が存在し、フッ素化合物及びフッ酸化合物中には平均１％から５０％の鉄が含有していることがわかった。フッ素化合物あるいはフッ酸化物の中で鉄原子がどのサイトに配置しているかは正確にわかっていないが、フッ素あるいは希土類原子位置に置換えしているものと推定される。

上記高残留磁束密度及び高抵抗化の両立が達成できるのは、Ｒ−Ｆｅ−Ｘ（Ｒは希土類元素、Ｘは第３元素）あるいはＲ−Ｔ化合物（Ｒは希土類元素、ＴはＦｅあるいはＣｏ，Ｎｉ）にフッ素化合物層を形成し、フッ素化合物層内の結晶粒が成長して母相と拡散反応させ、かつフッ素化合物層が焼結のバインダーとなるようにすることで達成できる。

このようなフッ素化合物としては、Ｌｉ，Ｍｇ，Ｃａ，３ｄ遷移元素あるいは希土類元素の中から１元素以上選択された元素から構成された元素Ｒとフッ素からなるＲＦｎ（ｎは１から３）であり加熱成形により磁粉の鉄が１から５０％含有したものである。フッ素化合物中の鉄濃度が５０％より高くなり５０から８０％ではフッ素化合物層の一部が非晶質となり磁気特性を劣化させる可能性があるため５０％以下になるように加熱成形条件，フッ素化合物の形成条件を選択する必要がある。

フッ素化合物はＮｄＦ₃以外にＬｉＦ，ＭｇＦ₂，ＣａＦ₂，ＳｃＦ₃，ＶＦ₂，ＶＦ₃，ＣｒＦ₂，ＣｒＦ₃，ＭｎＦ₂，ＭｎＦ₃，ＣｏＦ₂，ＣｏＦ₃，ＮｉＦ₂，ＺｎＦ₂，ＡｌＦ₃，ＧａＦ₃，ＳｒＦ₂，ＹＦ₃，ＺｒＦ₃，ＮｂＦ₅，ＡｇＦ，ＩｎＦ₃，ＳｎＦ₂，ＳｎＦ₄，ＢａＦ₂，ＬａＦ₂，ＬａＦ₃，ＣｅＦ₂，ＣｅＦ₃，ＰｒＦ₂，ＰｒＦ₃，ＮｄＦ₂，ＳｍＦ₂，ＳｍＦ₃，ＥｕＦ₂，ＥｕＦ₃，ＧｄＦ₃，ＴｂＦ₃，ＴｂＦ₄，ＤｙＦ₂，ＤｙＦ₃，ＨｏＦ₂，ＨｏＦ₃，ＥｒＦ₂，ＥｒＦ₃，ＴｍＦ₂，ＴｍＦ₃，ＹｂＦ₃，ＹｂＦ₂，ＬｕＦ₂，ＬｕＦ₃，ＰｂＦ₂，ＢｉＦ₃あるいはこれらのフッ素化合物に酸素や炭素を含んだ溶液を使用した表面処理によって形成することができる。これらのフッ素化合物あるいはフッ酸化合物中での鉄濃度を１から５０％以下にすることでリコイル透磁率を１.０５から１.３０未満にすることができ、磁石損失を低減することが可能である。

ＤｙやＴｂ，Ｐｒなどの高保磁力化元素を添加していない高残留磁束密度のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ磁粉にＤｙＦ₃あるいはＴｂＦ₃層を形成し、高残留磁束密度及び高保磁力が達成できる。Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂに近い組成の合金を高周波溶解で溶解し、鋳造インゴットを作製する。このインゴットを粉砕機を用いて１から１０μｍの粉末にする。この粉末表面にフッ素化合物層を形成するためにゼラチン状のＤｙＦ₃・ＸＨ₂ＯあるいはＴｂＦ₃・ＸＨ₂Ｏを遠心分離し、溶媒を除去した処理液と上記ＮｄＦｅＢ粉と混合し、混合物の溶媒を蒸発させ、加熱により水和水を蒸発させる。

この粉末を横磁界プレスあるいは、縦磁界中プレスにより０.５Ｔから１Ｔの磁界中で磁粉を配向させ、不活性ガス中あるいは真空中で９００から１１００℃で４ｈ焼結後、６００℃で熱処理し密度９０から９９％の焼結体を得る。

Ｄｙフッ素化合物を形成した場合、焼結体の中でフッ素化合物層はＤｙＦ₂，ＤｙＦ₃，Ｄｙ(Ｏ，Ｆ)などから構成され、焼結によりこれらフッ素化合物あるいはフッ酸化合物にＦｅあるいはＮｄの拡散が認められる。フッ素化合物層中のＦｅが多くなると高保磁力化が困難となるため、５０％以下に抑える必要がある。

上記ＤｙやＴｂは焼結後も粒界付近に偏析し、高残留磁束密度及び高保磁力の両立が可能である。このようにフッ素化合物を表面処理により形成し磁粉の表面に高保磁力化に寄与する希土類リッチ相を人工的に作製することで、残留磁束密度は１.３から１.６Ｔ、保磁力は２０から３５ｋＯｅの角型性の良い焼結磁石が得られる。

プレス機に挿入前にフッ素化合物で表面処理した急冷磁粉を５００℃から８００℃熱処理で次のような特性向上が確認できる。すなわち、このような熱処理をすることで、フッ素化合物層に鉄が１原子％含まれる部分が形成され、希土類原子間の拡散も見られる。８００℃よりも高温での熱処理ではαＦｅのような軟磁性相の成長がみられ、磁石特性が劣化する。５００から８００℃の熱処理での特性向上とは、保磁力向上，角型性向上，温度特性向上，高抵抗化などであり、有機系バインダーと混合成形したボンド磁石を作成できる。

ＮｄＦｅＢ系粉末としてＮｄ₂(Ｆｅ，Ｃｏ)₁₄Ｂを主とする急冷粉を作成し、これらの表面にフッ素化合物を形成する。急冷粉は非晶質が含まれていても良い。ＤｙＦ₃を急冷粉表面に形成する場合、原料としてＤｙ(ＣＨ₃ＣＯＯ)₃をＨ₂Ｏで溶解させ、ＨＦを添加する。ＨＦの添加によりゼラチン状のＤｙＦ₃・ＸＨ₂Ｏが形成される。これを遠心分離し、溶媒を除去し、上記ＮｄＦｅＢ粉と混合する。混合物の溶媒を蒸発させ、加熱により水和水を蒸発させる。このようにして形成した膜厚１から１０００ｎｍのフッ素化合物層についてＸＲＤにより調べた。その結果、フッ素化合物膜はＤｙＦ₃，ＤｙＦ₂，ＤｙＯＦなどから構成されていることが判明した。

この粒径１から３００μｍの磁性粉末を磁気特性が低下する熱処理温度である８００℃未満の温度で酸化を防止しながら加熱することにより、表面に高抵抗層が形成された残留磁束密度０.７Ｔ以上の磁粉が得られる。この時、３５０から７５０℃の熱処理により磁粉の保磁力向上や角型性向上が確認できる。粒径１μｍ未満では酸化し易く磁気特性が劣化し易い。また粒径が３００μｍよりも大きい場合、高抵抗化あるいは他の効果であるフッ素化合物形成による磁気特性改善効果が小さくなる。

磁気特性では前記磁粉を金型に挿入して１ｔ／cm²の圧縮荷重により仮成形後、大気中に出さずにさらに大きな金型中で４００℃から８００℃以下の温度で加圧成形する。このとき１ｔ／cm²以上の荷重により金型中のフッ素化合物及び母相であるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂを主とする磁粉は変形し、磁気異方性が発現する。その結果成形体の残留磁束密度は１.０Ｔ以上１.４Ｔ以下の特性が得られ、かつ比抵抗が０.２から２０ｍΩcmの高抵抗磁石が得られる。

成形体の減磁曲線の角型性は成形条件，フッ素化合物形成条件に依存する。これは母相であるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの結晶軸であるｃ軸の向きが成形条件及びフッ素化合物形成条件によって異なるためである。またゼロ磁界近傍における成形体の減磁曲線の傾きは上記ｃ軸の向きの分散度及びフッ素化合物と磁粉の界面付近の構造や組成に依存することが透過電子顕微鏡による構造解析及び組成分析から判明した。

成形体の密度が９０から９９％の成形体では、上記フッ素化合物層が成形中に合体，拡散，粒成長し、成形体の中で磁粉表面のフッ素化合物層がバインダーとなって部分的に焼結している。フッ素化合物膜厚が約５００ｎｍの場合、磁粉にフッ素化合物を形成直後のフッ素化合物の粒径は１から１００ｎｍであるが、成形体中でのフッ素化合物の粒径は１０から５００ｎｍとなり、異なる磁粉表面に形成したフッ素化合物層が結合しその中で結晶粒が成長し焼結している部分が多く見られた。

結晶粒成長したフッ素化合物結晶の中に鉄，コバルト及びＮｄが存在することが判明した。この鉄は結晶粒成長前のフッ素化合物中には存在しないことから、結晶粒成長時に磁粉から拡散移動したものと考えられる。鉄の拡散とともに希土類元素やもともと磁粉表面にあった酸素も拡散しているものと推定できる。

鉄が拡散しているフッ素化合物はＤｙＦ₃よりもＤｙＦ₂が多い。ＥＤＸ分析により求めた鉄のフッ素化合物中濃度は平均で１％以上５０％以下である。５０％付近以上の組成では非晶質になっていた。また酸素も含有していることから、成形体にはＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ母相を主とするＮｄＦｅＢ磁粉以外に(Ｄｙ，Ｎｄ)Ｆ₂，ＮｄＦ₃，Ｎｄ(Ｏ，Ｆ)及びＤｙＦｅＦＯ非晶質が存在し、フッ素化合物及びフッ酸化合物中には平均１％から５０％の鉄が含有していることがわかった。

ＮｄＦｅＢ磁粉には焼結磁石に使用する１〜２０μｍの径の磁粉を使用しても良い。フッ素化合物あるいはフッ酸化物の中で鉄原子がどのサイトに配置しているかは正確にわかっていないが、フッ素あるいは希土類原子位置に置換えしているものと推定される。

上記高残留磁束密度及び高抵抗化の両立が達成できるのは、Ｒ−Ｆｅ−Ｘ（Ｒは希土類元素、Ｘは第３元素）あるいはＲ−Ｔ化合物（Ｒは希土類元素、ＴはＦｅあるいはＣｏ，Ｎｉ）にフッ素化合物層を形成し、フッ素化合物層内の結晶粒が成長して母相と拡散反応させ、かつフッ素化合物層が焼結のバインダーとなるようにすることで達成できる。

フッ素化合物をバインダーとして使用できるのは、ＮｄＦｅＢ系，ＳｍＣｏ系磁石以外にＦｅ系軟磁性材料であるアモルファスや珪素鋼板あるいは電磁ステンレス鋼にも使用でき、ミリ波やマイクロ波の照射によりフッ素化合物が選択的に発熱し、材料を結合することが可能である。

ＮｄＦｅＢ系粉末としてＮｄ₂(Ｆｅ，Ｃｏ)₁₄Ｂを主とする急冷粉を作成し、これらの表面にフッ素化合物を形成する。急冷粉は厚さ１５−５０μｍの扁平粉であり、非晶質が含まれていても良い。ＮｄＦ₃を急冷粉表面に形成する場合、原料としてＮｄ(ＣＨ₃ＣＯＯ)₃をＨ₂Ｏで溶解させ、ＨＦを添加する。ＨＦの添加によりゼラチン状のＮｄＦ₃・ＸＨ₂Ｏが形成される。これを遠心分離し、溶媒を除去し、上記ＮｄＦｅＢ粉と混合する。混合物の溶媒を蒸発させ、加熱により水和水を蒸発させる。

このようにして形成した膜厚１から１０００ｎｍのフッ素化合物層についてＸＲＤにより調べた。フッ素化合物層は粉末表面の形状に沿って形成されており、塗布したままの状態では、一部フッ素化合物の前駆体がみられ、溶媒を蒸発後粒径が１〜１００ｎｍとなる。フッ素化合物膜はＮｄＦ₃，ＮｄＦ₂，ＮｄＯＦなどから構成されていることが判明した。

この粒径１から３００μｍの磁性粉末を磁気特性が低下する熱処理温度である８００℃未満の温度で酸化を防止しながら加熱することにより、表面に高抵抗層が形成された残留磁束密度０.７Ｔ以上の磁粉が得られる。この時、３５０から７５０℃の熱処理により磁粉の保磁力向上や角型性向上が確認できる。粒径１μｍ未満では酸化し易く磁気特性が劣化し易い。また３００μｍよりも大きい場合、高抵抗化あるいは他の効果であるフッ素化合物形成による磁気特性改善効果が小さくなる。

成形する場合、前記磁粉を金型に挿入して１ｔ／cm²の圧縮荷重により金型中で４００℃から８００℃以下の温度で加圧成形する。その結果成形体の残留磁束密度は０.７−０.９Ｔの特性が得られ、かつ比抵抗が０.２から２０ｍΩcmの高抵抗磁石が得られる。成形体は加熱成形温度により密度が異なり、９０％以上の密度を得るためには、５００−８００℃で成形することが望ましい。高温で成形することにより高密度が得られるが、フッ素化合物層に他の元素が拡散しやすくなるため、低温度で高密度に成形することが望ましい。

ＮｄＦ₃層１００ｎｍコートした磁粉を使用して成形した試料断面の透過電子顕微鏡写真を図７に示す。図７中点線で囲まれた領域がＮｄＦ₃層であり、実践で囲んだ領域ＡがＮｄＦ₃の粒子である。

加熱成形前のＮｄＦ₃コート後の組織ではＮｄＦ₃層内のＮｄＦ₃粒子の粒径は１−２０ｎｍであった。加熱成形によりＮｄＦ₃粒は成長し、図７に示すように１００ｎｍ以上の粒径になる。この領域ＡのＮｄＦ₃粒子について測定したＥＤＸ分析プロファイルを図５（１）（２）に示す。図５（１）が領域Ａ中の１で測定した結果であり、図５（２）が領域Ａ中の２で測定した結果である。

プロファイルにはＮｄ，Ｆｅ，Ｆ，Ｏ，Ｍｏ，Ｇａが見られる。ＭｏはＴＥＭ試料を載せているメッシュ材料であり成形体からの信号ではない。ＧａはＴＥＭ観察のため薄膜化する際に照射したイオンである。コート直後のＮｄＦ₃あるいはＮｄＦ₂層におけるプロファイルにはＦｅがみられなかったことから、加熱成形によりＦｅがフッ素化合物中に拡散したものと推定できる。Ａ以外の場所を観察してもＦｅがみられ、１原子％（Ｂを除いた合計の中のＦｅ）以上となっていた。

図８は図７よりも高温で成形した場合の試料断面の透過電子顕微鏡写真である。図８では図７よりも大きな結晶粒（約２００ｎｍ）のＮｄフッ素化合物が見られた。領域Ｂの粒子及び領域Ｃの粒子に関して測定したＥＤＸプロファイルを図５（３）（４）（５）に示す。図５（３），（４）が領域Ｂの３，４に、また図（５）が領域Ｃの５に対応する。（３）から（５）いずれのプロファイルにもＦｅがみられ１％以上のＦｅが存在していることがわかる。この結晶粒はＮｄＦ₂であることからＦｅ原子はＮｄＦ₂の結晶格子内に置換えしていると考えられる。

図９は更に高温で成形した場合の試料断面の透過電子顕微鏡写真である。図９では結晶粒界が不鮮明になり平均粒径５００ｎｍの試料も得られる。図９中ＮｄＦ₃の粒子領域である６，７，８で測定したＥＤＸ分析プロファイルを図６（６）（７）（８）に示す。図９と図６との対応関係は上記と同様である。Ｆｅ原子濃度は図６の（６）（８）に対応するように４.０から８.０ｋｅＶの範囲ではＦｅのピークがＮｄピークよりも高くなっていることがわかる。これに対しＦの部分は回折像よりＮｄＦ₂でありこの部分のＦｅは非晶質部よりもＦｅ濃度が少ない。ＤやＥではＦｅ濃度が５０％を超えており、Ｆでは５０％未満である。

このことからフッ素化合物あるいはフッ素化合物層内のＦｅ濃度を抑制することで非晶質に近い構造をもったＦｅ５０％以上の層の成長を抑制することができる。そのためには加熱加圧時の条件として、低温加圧あるいは短時間成形，低酸素成形が挙げられる。フッ素化合物層中のＦｅ濃度を５０％以下にすることで減磁曲線の形をリコイル透磁率が１.０４から１.３０と小さい形にすることが可能である。

ＮｄＦｅＢ系粉末としてＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂを主とする水素処理粉を作成し、これらの表面にフッ素化合物を形成する。ＮｄＦ₃コート膜形成プロセスの場合：ＮｄＦ₃濃度１ｇ／１０ｍＬ半透明ゾル状溶液
（１）平均粒径が７０から１５０μｍの希土類磁石用磁粉１００ｇに対して１５ｍＬのＮｄＦ₃コート膜形成処理液を添加し、希土類磁石用磁粉全体が濡れるのが確認できるまで混合した。
（２）（１）のＮｄＦ₃コート膜形成処理希土類磁石用磁粉を２〜５torrの減圧下で溶媒のメタノール除去を行った。
（３）（２）の溶媒の除去を行った希土類磁石用磁粉を石英製ボートに移し、１×１０^-5torrの減圧下で２００℃、３０分と４００℃、３０分の熱処理を行った。
（４）（３）で熱処理を施した希土類磁石用磁粉の磁気特性を調べた。

このようにして形成した膜についてＸＲＤにより調べた。その結果、フッ素化合物膜はＮｄＦ₃，ＮｄＦ₂，ＮｄＯＦなどから構成されていることが判明した。

この粒径７０から１５０μｍの粉末を５００から１１００℃未満の温度で酸化を防止しながら加熱することにより、表面に高抵抗層が形成される。粒径１μｍ未満では酸化し易く磁気特性が劣化し易い。また３００μｍよりも大きい場合、高抵抗化あるいは他の効果であるフッ素化合物形成による磁気特性改善効果が小さくなる。

磁気特性では前記磁粉を金型に挿入して２ｔ／cm²の圧縮荷重により磁場中仮成形後、大気中に出さずにさらに金型中で５００℃から１１００℃未満の温度で焼結する。その結果成形体の残留磁束密度は１.０Ｔ以上１.４Ｔ以下の特性が得られ、かつ比抵抗が０.２から２ｍΩcmの高抵抗磁石が得られる。

成形体の減磁曲線の角型性は磁粉配向条件，焼結条件，フッ素化合物形成条件に依存する。またゼロ磁界近傍における成形体の減磁曲線の傾きは上記ｃ軸の向きの分散度及びフッ素化合物と磁粉の界面付近の構造や組成に依存する。成形体の密度が９０から９９％の成形体では、上記フッ素化合物層が成形中に合体，拡散，粒成長し、成形体の中で磁粉表面のフッ素化合物層がバインダーとなって部分的に焼結している。

フッ素化合物膜厚が約５００ｎｍの場合、磁粉にフッ素化合物を形成直後のフッ素化合物の粒径は１から３０ｎｍであるが、成形体中でのフッ素化合物の粒径は１０から５００ｎｍとなり、異なる磁粉表面に形成したフッ素化合物層が結合しその中で結晶粒が成長し焼結している部分が多く見られた。

結晶粒成長したフッ素化合物結晶の中に鉄が存在することが判明した。この鉄は結晶粒成長前のフッ素化合物中には存在しないことから、結晶粒成長時に磁粉から拡散移動したものと考えられる。鉄の拡散とともに希土類元素やもともと磁粉表面にあった酸素も拡散しているものと推定できる。

鉄が拡散しているフッ素化合物はＮｄＦ₃よりもＮｄＦ₂が多い。ＥＤＸ分析により求めた鉄のフッ素化合物中濃度は平均で１％以上５０％以下である。５０％付近の組成では非晶質になっていた。また酸素も含有していることから、成形体にはＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ母相を主とするＮｄＦｅＢ磁粉以外にＮｄＦ₂，ＮｄＦ₃，Ｎｄ(Ｏ，Ｆ)及びＮｄＦｅＦＯ非晶質が存在し、フッ素化合物及びフッ酸化合物中には平均１％から５０％の鉄が含有していることがわかった。フッ素化合物あるいはフッ酸化物の中で鉄原子がどのサイトに配置しているかは正確にわかっていないが、フッ素あるいは希土類原子位置に置換えしているものと推定される。

上記高残留磁束密度及び高抵抗化の両立が達成できるのは、Ｒ−Ｆｅ−Ｘ（Ｒは希土類元素、Ｘは第３元素）あるいはＲ−Ｔ化合物（Ｒは希土類元素、ＴはＦｅあるいはＣｏ，Ｎｉ）にフッ素化合物層を形成し、フッ素化合物層内の結晶粒が成長して母相と拡散反応させ、かつフッ素化合物層が焼結のバインダーとなるようにすることで達成できる。

このようなフッ素化合物としては、Ｌｉ，Ｍｇ，Ｃａ，３ｄ遷移元素あるいは希土類元素の中から１元素以上選択された元素から構成された元素Ｒとフッ素からなるＲＦｎ（ｎは１から３）であり加熱成形により磁粉の鉄が１から５０％含有したものである。フッ素化合物中の鉄濃度が５０％より高くなり５０から８０％ではフッ素化合物層の一部が非晶質となり磁気特性を劣化させる可能性があるため５０％以下になるように加熱成形条件，フッ素化合物の形成条件を選択する必要がある。

種々のＮｄＦｅＢ系磁性粉に対してＮｄＦ₃膜あるいはＮｄＦ₂膜を磁粉表面に形成し、加熱成形した密度９５−９８％の試料について１ｋＨｚの周波数で損失を評価し解析により渦電流損失とヒス損に分離した。図４はリコイル透磁率と比抵抗との関係、及びリコイル透磁率と各種損失との関係を表したものである。横軸はリコイル透磁率として表し、縦軸は比抵抗，渦電流損失，ヒステリシス損失、及び渦電流損失とヒステリシス損失とを足し合わせた損失として表している。

図４から分かるように、リコイル透磁率が増加すると比抵抗も増加する。しかし、渦電流損失とヒステリシス損失とを足し合わせた損失は、リコイル透磁率が増加すると比抵抗が大きくても減少しない。実験結果から、最も損失の低減が図れるリコイル透磁率は１.０４以上１.３０以下の範囲であり、１.３０を超えるとＮｄＦｅＢ成形体よりも高損失となる。比抵抗を増加させるためにフッ素化合物の厚さを厚く、かつ８００℃以上の高温で加熱成形するとＦｅが拡散し軟磁性的な成分が増加し、リコイル透磁率が増加する。これはヒス損の増加に繋がり全体の損失が増加する。リコイル透磁率を増加させないようにするためにはフッ素化合物中にＦｅ５０％以上拡散しないようにする必要がある。

したがって低損失を得るためには５００から８００℃の成形温度範囲の中でも低温成形を実施し、フッ素化合物の厚さを３００ｎｍ以下とし、Ｆｅがフッ素化合物層の中に拡散することを防止することが望ましい。

ＮｄＦｅＢ系焼結磁石の表面を酸洗などにより酸化物を除去後、ＮｄＦ₃を焼結磁石表面に形成する場合について以下に説明する。

処理液の原料としてＮｄ(ＣＨ₃ＣＯＯ)₃をＨ₂Ｏで溶解させ、ＨＦを添加する。ＨＦの添加によりゼラチン状のＮｄＦ₃・ＸＨ₂Ｏが形成される。これを遠心分離し、溶媒を除去し、上記ＮｄＦｅＢ焼結体に塗布する。塗布膜の溶媒を蒸発させ、加熱により水和水を蒸発させる。このようにして形成した膜についてＸＲＤにより調べた。その結果、フッ素化合物膜はＮｄＦ₃，ＮｄＦ₂，ＮｄＯＦなどのフッ素化合物及び酸フッ素化合物から構成されていることが判明した。

この焼結体を３５０から７００℃未満の温度で酸化を防止しながら加熱することにより、表面に高抵抗層が形成される。このような表面に高抵抗層が形成された磁石を積層することで高周波磁場に磁石がさらせた場合の渦電流損失を低減できる。

上記フッ素化合物層はミリ波照射により発熱するため、フッ素化合物層が形成された焼結磁石を接着する場合、ミリ波を照射することで、フッ素化合物層のみが選択的に加熱され接着することが可能である。したがって、焼結体中心部の加熱が抑えられ、フッ素化合物中の希土類元素あるいは母相構成元素とフッ素化合物との反応が進行する。

このようなミリ波照射によりフッ素化合物層中には鉄原子が拡散し平均１％となるが、フッ素化合物の選択加熱による接着が可能であり、磁石厚さ０.１−１０mmのスライス磁石の表面をフッ素化合物が含まれる高抵抗層を形成後、選択加熱することで低損失焼結磁石の製造が可能となる。

処理可能なフッ素化合物としてはアルカリ元素，アルカリ土類元素，希土類元素の少なくとも１つの元素を含むＲＦｎ（ｎは１から３、Ｒは上記元素）を主とするものであり、希土類元素を少なくとも１種含む窒素化合物やホウ素化合物，炭化物あるいはハロゲン元素化合物である。

処理後のミリ波照射あるいはマイクロ波照射により上記フッ酸化合物やＦｅを含むフッ素化合物が成長する。上記手法は種々の寸法形状の焼結磁石に適用でき、特に加工により劣化した層を含む焼結磁石の磁気特性を改善するためにミリ波を使用することで磁性体表面あるいは粒界付近のフッ素が多く含有する相を選択的に加熱でき、粒内拡散を抑えて粒界拡散を助長することができ、磁性体内部の粒界までフッ素あるいは希土類元素を拡散させることで磁気特性改善に有効であり、１mmから１００mmの厚さの磁石に対して有効である。

ＮｄＦｅＢ系粉末としてＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂを主とする急冷粉を作成し、これらの表面にフッ素化合物を形成する。またＦｅ系軟磁性粉の表面にもフッ素化合物を形成する。ＮｄＦｅＢ系磁粉及びＦｅ系磁粉をそれぞれ別に仮成形後、その少なくとも２つの仮成形体を同時に加熱成形することで軟磁性体と硬磁性体を含む成形体の作製が可能であり、低損失の磁気回路用部品の製造が可能となる。

高抵抗膜としてＮｄＦ₃を急冷粉表面に形成する場合、原料としてＮｄ(ＣＨ₃ＣＯＯ)₃をＨ₂Ｏで溶解させ、ＨＦを添加する。ＨＦの添加によりゼラチン状のＮｄＦ₃・ＸＨ₂Ｏが形成される。これを遠心分離し、溶媒を除去し、上記ＮｄＦｅＢ粉と混合する。混合物の溶媒を蒸発させ、加熱により水和水を蒸発させる。同様にＦｅ系磁粉にも混合塗布する。

このようにして形成した膜についてＸＲＤにて観測すると、フッ素化合物膜はＮｄＦ₃，ＮｄＦ₂，ＮｄＯＦなどから構成されており、このような相により８００℃付近までＮｄＦｅＢ及びＦｅ系磁粉ともに磁粉抵抗が高いことを確認している。

フッ素化合物層が形成されたＮｄＦｅＢ系磁粉は５００℃から７５０℃で変形させることで異方性を発現し磁気特性が向上する。またフッ素化合物層が形成された軟磁性を示すＦｅ系磁粉も上記温度範囲で成形可能であり、成形後歪み取り熱処理をすることでヒステリシス損失が低減でき、かつ高抵抗を維持できるため渦電流損失も低減可能である。５００から７５０℃での成形はフッ素化合物を形成したＮｄＦｅＢ磁粉及びＦｅ系磁粉のどちらも高抵抗，磁気特性を保持したままプレス成形が可能な温度であるため、９０から９９％の密度で磁気特性を維持することが可能である。

この場合ＮｄＦｅＢ系磁粉とＦｅ粉の間にはフッ素化合物が存在し、そのフッ素化合物が変形，拡散，結合することで成形体が形成される。フッ素化合物を使用するため熱膨張係数の差が低減でき、磁場を使用する異方性付加プロセスとは異なるため、同時に成形することが可能である。部品形状によってはＮｄＦｅＢ系磁石を先に成形後、室温付近でＦｅ系磁粉を成形し、最後に歪み取り熱処理を実施することも可能である。

ガラス基板上に膜厚１０ｎｍ以上のＴａ下地層をスパッタリング法を用いて形成後、膜厚１０から１００μｍのＮｄＦｅＢ系厚膜を作製した。

ＤｙＦ₃を形成する場合、原料としてＤｙ(ＣＨ₃ＣＯＯ)₃をＨ₂Ｏで溶解させ、ＨＦを添加したゼラチン状のＤｙＦ₃・ＸＨ₂Ｏを遠心分離し、厚膜表面に塗布する。その後溶媒を除去し、加熱により水和水を蒸発させ、ＮｄＦｅＢ厚膜表面にＤｙＦ₃あるいはＤｙＦ₂が成長する。フッ素化合物の厚さは１から１００ｎｍである。

次にフッ素化合物膜にミリ波あるいはマイクロ波を照射し、フッ素化合物を加熱しＮｄＦｅＢ膜の表面からＤｙやＦ原子を拡散させる。基板には上記ミリ波あるいはマイクロ波によって加熱されにくいＳｉＯ₂系ガラスを用いるとよい。

ＤｙやＦの拡散と同時にＦｅやＮｄも拡散しフッ素化合物中に１ａｔ％のＦｅがみられるようになるとともに、ＮｄＦｅＢの保磁力や角型性が向上する。残留磁束密度０.７〜１.１Ｔ、保磁力１０〜２０ｋＯｅの厚膜磁石が得られる。

図１０においてＳｉＯ₂系基板２３上にＴａ下地２２をスパッタリングにより１から１００ｎｍ形成し下地の上に１０から１０００ｎｍのＮｄＦｅＢ膜２１を形成する。その上に遠心分離した鉄イオンを含むゼラチン状溶液ＤｙＦ₃・ＸＨ₂Ｏをスピンナーを用いて均一膜厚（１−１０００ｎｍ）に塗布する。このフッ素化合物層２５の上にレジスト２４を塗布し露光現像後（２）のように使用するマスクに沿ってレジスト２４が残る。次にミリングなどによってフッ素化合物層２５をレジストでカバーされていない部分を除去して（３）のような構成にした後、レジストを有機溶剤等を用いて除去し（４）のような膜構成とする。この状態でミリ波加熱処理をする。ミリ波加熱には富士電波工業製２８ＧＨｚミリ波加熱装置を使用し、フッ素化合物のみ選択的に加熱する。この加熱によりフッ素化合物と接するＮｄＦｅＢ膜の間で拡散が起こり、反応層２６が成長し、ＮｄＦｅＢの磁気特性が変化する。反応層２６はフッ素化合物層２５との界面のみでもよい。

磁気特性の変化は使用するフッ素化合物の種類によって異なる。ＤｙＦ₃あるいはＴｂＦ₃などのフッ素化合物を使用した場合は、接触部付近のＮｄＦｅＢ膜の保磁力向上あるいは熱減磁抑制などの磁気特性変化を確認できる。

このようにフッ素化合物と接触するＮｄＦｅＢ膜の部分のみ磁気特性を向上するように変えることができ、レジストパターンのサイズによってその面積は変えられ、サブミクロンの細いパターンから大きなパターンまで対応できる。磁性膜はＮｄＦｅＢだけでなく、Ｆｅ系磁性膜のＦｅＰｔ，ＦｅＳｉＢ，ＮｉＦｅあるいはＣｏ系のＣｏＦｅ，ＣｏＰｔなどの磁性膜において、磁気特性を接触部のみ変えることが可能である。

また、ミリ波を使用するため基板の加熱を抑えながらフッ素化合物付近のみ加熱可能であり、フッ素化合物膜を磁性膜全体に形成しミリ波を照射するのみで通常の熱処理時間を短縮でき、下地なしで規則化可能な熱処理も可能となる。このような手法は磁気記録媒体のみでなく、磁気ヘッドのプロセスでの局所加熱に使用することが可能である。

また上記と同様に、ガラス基板上に膜厚１０ｎｍ以上のＴａ下地層をスパッタリング法を用いて形成後、膜厚１０から１００μｍのＮｄＦｅＢ系厚膜を作製した。ＤｙＦ₃を形成する場合、原料としてＤｙ(ＣＨ₃ＣＯＯ)₃をＨ₂Ｏで溶解させ、ＨＦを添加したゼラチン状のＮｄＦ₃・ＸＨ₂Ｏを遠心分離し、厚膜表面に塗布する。その後溶媒を除去し、加熱により水和水を蒸発させ、ＮｄＦｅＢ厚膜表面にＤｙＦ₃あるいはＤｙＦ₂が成長する。フッ素化合物の厚さは１から１００ｎｍである。フッ素化合物層はスパッタリング法や蒸着法を使用してもよい。

次にフッ素化合物膜にミリ波あるいはマイクロ波を照射し、フッ素化合物を加熱しＮｄＦｅＢ膜の表面からＤｙやＦ原子を拡散させる。基板には上記ミリ波あるいはマイクロ波によって加熱されにくいＳｉＯ₂系ガラスを用いるとよい。

ＤｙやＦの拡散と同時にＦｅやＮｄも拡散しフッ素化合物中に１ａｔ％のＦｅがみられるようになるとともに、ＮｄＦｅＢの保磁力や角型性が向上する。残留磁束密度０.７〜１.１Ｔ、保磁力１０〜２０ｋＯｅの厚膜磁石が得られる。

希土類フッ素化合物又はアルカリ土類金属フッ素化合物コート膜を軟磁性板上に形成するプロセスは以下の方法で実施した。
（１）ネオジムフッ素化合物膜を形成するための処理液は次のようにして作製した。

最初に水に溶解度の高いＤｙを含む塩を水と混合し、攪拌溶解させる。希釈したフッ化水素酸を徐々に添加した。ゲル状沈殿のフッ素化合物が生成した溶液をさらに攪拌し、遠心分離後メタノールを添加した。さらにメタノール溶液を攪拌し、腐食性イオンを希釈したメタノール溶液を処理液とした。
（２）ＮｄＦ₃コート膜形成処理液を滴下し、軟磁性板が濡れるのが確認できるまで混合した。
（３）ＮｄＦ₃コート膜形成処理軟磁性板を２〜５torrの減圧下で溶媒のメタノール除去を行った。
（４）溶媒の除去を行った軟磁性板を１×１０^-5torrの減圧下で２００℃、３０分と４００℃、３０分の熱処理を行った。

軟磁性板はシート状アモルファス（非晶質）材あるいは電磁ステンレス板などの鉄系あるいはＣｏ，Ｎｉ系強磁性材料である。

これらの軟磁性板にフッ素化合物を形成後、ミリ波により加熱することでフッ素化合物に接触した部分のみ加熱することが可能であり、フッ素化合物層を部分的に形成することで、フッ素化合物が形成された部分のみミリ波照射により局所的に加熱される。アモルファスのヒステリシス低減のために部分的に加熱することで、非加熱部で機械的強度を保持させ、加熱部を低損失とすることで強度と損失を両立できる。また電磁ステンレス鋼においてフッ素化合物を塗布した部分のみミリ波で加熱することで加熱部分のみ強磁性から非磁性化させることあるいは非磁性から強磁性に変化させることが可能であり、リラクタンストルクを使用した回転機に適用することが可能である。

ＮｄＦｅＢ系焼結磁石の表面にゲルあるいはゾル状の希土類フッ素化合物を塗布する。塗布後の希土類フッ素化合物の平均膜厚は１０〜１００００ｎｍである。ＮｄＦｅＢ系焼結磁石はＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂを主相にした焼結磁石であって、焼結磁石の表面は加工研磨にともなう磁気特性の劣化がみられる。

このような磁気特性劣化を改善するために、ゲルあるいはゾル状の希土類フッ素化合物を焼結磁石表面に塗布乾燥後、５００℃以上焼結温度以下の温度で熱処理する。ゲルあるいはゾル状希土類フッ素化合物粒子は塗布乾燥直後１００ｎｍ以下１ｎｍ以上の粒子に成長し、さらに加熱することで、焼結磁石の粒界や表面との反応や拡散が生じる。

ゲルあるいはゾル状の希土類フッ素化合物を焼結磁石表面に塗布するため、焼結磁石表面のほぼ全面に表面の結晶粒形状に沿ってフッ素化合物が形成され、塗布乾燥後５００℃以上の温度で加熱する前に焼結磁石表面の一部の結晶粒表面で希土類元素濃度が高い部分の一部はフッ化する。

上記希土類フッ素化合物の中でもＤｙフッ素化合物あるいはＴｂ，Ｈｏフッ素化合物は、これらの構成元素であるＤｙ，Ｔｂ，Ｈｏなどが結晶粒界に沿って拡散し、磁気特性の劣化が改善される。熱処理温度が８００℃以上になると、フッ素化合物と焼結磁石の相互拡散はさらに進行し、フッ素化合物層に１０ppm以上の濃度でＦｅがみられる。熱処理温度が高温になるほど、フッ素化合物層中へのＦｅの濃度は増加する傾向になり、Ｆｅ濃度が５０％を超えるようになると焼結磁石の磁気特性が劣化する。したがってフッ素化合物のＦｅ濃度は５０％以下が望ましい。

このような焼結磁石を積層して接着する場合、拡散させて磁気特性を向上させたフッ素化合物とは別の接着層となるフッ素化合物を、上記熱処理後に塗布し、積層させてミリ波照射することで、接着層付近のみ加熱させて焼結磁石を接着することができる。接着層とするフッ素化合物はＮｄフッ素化合物など（ＮｄＦ_2-3，Ｎｄ(ＯＦ)_1-3）であり、ミリ波の照射条件を選択することにより焼結磁石中心部の温度上昇を抑えながら接着層付近のみ選択的に加熱することが可能であり、接着にともなう焼結磁石の磁気特性劣化や寸法変化を抑えることが可能である。またミリ波を使用することで選択加熱の熱処理時間は従来の熱処理時間の半分以下にすることができ、量産に適している。

したがってミリ波は焼結磁石の接着だけでなく、塗布材料の拡散による磁気特性改善にも使用できる。ミリ波を使用しなくても加熱で拡散させることが可能であるが、このようにミリ波を利用することでフッ素化合部が選択的に加熱され、磁性材料及び種々の金属材料や酸化物材料の接着，接合に使用できる。

本発明の他の実施例として、焼結磁石が表面に配置されている表面磁石回転子の場合には表面磁石回転子の磁石表面にフッ素化合物を塗布し、ミリ波を照射することで表面側の磁気特性向上を図ることができ減磁しやすい部分の保磁力向上を実現でき、磁石全面に塗布する必要がなく、フッ素化合物塗布量が少ないのでコスト低減につながる。

ミリ波の条件の例としては、２８ＧＨｚ，１−１０ｋＷ、Ａｒ雰囲気中で１−３０分照射である。ミリ波を使用することにより、フッ素化合物あるいは酸素を含む酸フッ素化合物，希土類酸化物が選択的に加熱されるため、焼結体そのものの組織をほとんど変えずに、フッ素化合物のみ粒界に沿って拡散させることが可能であり、結晶粒内部へのフッ素化合物構成元素の拡散が防止でき、単純に加熱する場合よりも高い磁気特性（高残留磁束密度，角型性向上，高保磁力，高キュリー温度，低熱減磁，高耐食性，高抵抗化などのいずれか）が得られ、ミリ波条件とフッ素化合物の選択により通常の熱処理よりも焼結磁石の表面からより深い部分にもフッ素化合物の構成元素を拡散させることが可能であり、１０×１０×１０cmの磁石中心部へも拡散させることが可能である。

このような手法によって得られる焼結磁石の磁気特性は残留磁束密度１.０から１.６Ｔ、保磁力２０〜５０ｋＯｅであり同等の磁気特性を有する希土類焼結磁石に含有する重希土類元素濃度は、従来の重希土類添加ＮｄＦｅＢ系磁粉を用いる場合よりも低くできる。

また、焼結磁石表面に１〜１００ｎｍのアルカリ，アルカリ土類あるいは希土類元素を少なくとも１種含むフッ素化合物あるいは酸フッ素化合物が残留していれば、焼結磁石表面の抵抗は高くなり、積層接着しても渦電流損失を低減し、高周波磁界中での損失低減が図れる。このような損失低減により、磁石の発熱が低減できるため、重希土類元素の使用量を低減できる。

上記希土類フッ素化合物は粉状ではないため、１ｎｍから１００ｎｍの微小な穴の中にも塗布可能であるので、微小磁石部品の磁気特性向上に適用できる。フッ素化合物の代わりに希土類元素を少なくとも１種以上含有する窒素化合物，炭素化合物あるいはホウ素化合物など軽元素との化合物を少なくとも１種以上焼結ＮｄＦｅＢ系ブロック表面に形成し、ミリ波を照射することで、フッ素化合物と同様にブロックの接合や磁気特性改善効果が確認できる。

ゲルあるいはゾル状のフッ素化合物に１原子％以上のＦｅを添加し、ＦｅイオンあるいはＦｅのクラスターが混合したゲルあるいはゾル状Ｆｅ−フッ素化合物を作製する。このときＦｅ原子の一部はフッ素化合物のフッ素あるいはフッ素化合物を構成するアルカリ，アルカリ土類，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｖあるいは希土類元素のいずれか１種以上の元素と化学的に結合する。

このようなゲルあるいはゾル状のフッ素化合物またはフッ素化合物前駆体にミリ波あるいはマイクロ波を照射することで、フッ素原子とＦｅ原子及び上記フッ素化合物構成元素の１種以上の化学結合に寄与する原子が多くなり、Ｆｅフッ素及び上記フッ素化合物構成元素の１種以上からなる３元系以上のフッ素化合物が形成され、ミリ波照射により保磁力１０ｋＯｅ以上のフッ素化合物を合成できる。Ｆｅイオンの一部あるいは代替として他の遷移金属元素イオンを添加しても良い。このような手法により、従来のように磁性粉末を得るための溶解，粉砕プロセス無しで磁石材料を得ることが可能であり、種々の磁気回路に適用できる。

上記フッ素化合物を構成するアルカリ，アルカリ土類，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｖあるいは希土類元素をＭとすると、Ｆｅ−Ｍ−Ｆ系，Ｃｏ−Ｍ−Ｆ系，Ｎｉ−Ｍ−Ｆ系磁石がゲルあるいはゾル状、または溶液状フッ素化合物を用いて高保磁力磁石を得ることができ、ミリ波照射により溶解しにくい種々の基板に塗布しミリ波照射することで作製できるため、機械加工することが困難な形状の磁石部品に適用できる。尚このようなフッ素化合物磁石に酸素，炭素，窒素，ホウ素などの原子が混入していても磁気特性への影響は少ない。

粒径０.１〜１００μｍのＳｍＦｅＮ系磁粉の表面にゲルあるいはゾル状のフッ素化合物を塗布する。フッ素化合物はアルカリ，アルカリ土類あるいは希土類元素を少なくとも１種以上含む化合物である。このようなフッ素化合物あるいはフッ素化合物前駆体のゾルあるいはゲルを１−１００００ｎｍの膜厚となるように塗布し、塗布されたＳｍＦｅＮ系磁粉を金型に挿入し、３−２０ｋＯｅの磁界で磁粉を磁界方向に配向させながら圧縮成形し、仮成形体を作製する。

異方性を有する仮成形体をミリ波照射により加熱し、フッ素化合物に選択加熱を施す。加熱中のＳｍＦｅＮ系磁粉の構造変化などに伴う磁気特性劣化を抑制させ、フッ素化合物がバインダーとなって、異方性磁石が作製でき、ＳｍＦｅＮ磁粉がフッ素化合物で結着された磁石を得ることができる。フッ素化合物の占める体積を０.１−３％にすることで、残留磁束密度１.０Ｔ以上のＳｍＦｅＮ異方性磁石が得られる。仮成形体形成後にフッ素化合物液を含浸させその後熱処理することで磁気特性を向上させることも可能である。

局所的にＳｍ−Ｆｅ−Ｎ−ＦあるいはＳｍ−Ｆｅ−Ｎ−Ｏが形成されるが、フッ素化合物との反応により保磁力増加，角型性向上，残留磁束密度増加のいずれかの効果が確認される。ＳｍＦｅＮ系などの窒素系磁粉の場合には、ＳｍＦｅ粉にミリ波照射してＳｍＦｅＮ系磁粉を作製することで、従来のアンモニア窒化などの場合よりも窒化による保磁力の増加が著しく、２０ｋＯｅ以上の保磁力が得られる。

ミリ波を使用してフッ素化合物で結着させることは、他の鉄系材料であるＦｅ−Ｓｉ系，Ｆｅ−Ｃ系，ＦｅＮｉ系，ＦｅＣｏ系，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系あるいはＣｏ系磁性材料にも適用でき、軟磁性粉，軟磁性薄帯，軟磁性成形体，硬磁性粉，硬磁性薄帯，硬磁性成形体にも磁気特性を損なうことなく適用でき、他の金属系材料の接着も可能である。

ゲルあるいはゾル状のフッ素化合物に粒径１〜１００ｎｍの１原子％以上のＦｅを含む微粒子を添加し、Ｆｅ系微粒子が混合したゲルあるいはゾル状Ｆｅ−フッ素化合物を作製する。このとき微粒子表面のＦｅ原子の一部はフッ素化合物のフッ素あるいはフッ素化合物を構成するアルカリ，アルカリ土類、あるいは希土類元素のいずれか１種以上の元素と化学的に結合する。

このような微粒子を含むゲルあるいはゾル状のフッ素化合物またはフッ素化合物前駆体にミリ波あるいはマイクロ波を照射することで、フッ素原子とＦｅ原子及び上記フッ素化合物構成元素の１種以上の化学結合に寄与する原子が多くなり、Ｆｅフッ素及び上記フッ素化合物構成元素の１種以上からなる３元系以上のフッ素化合物が形成され、ミリ波あるいはマイクロ波照射により保磁力１０ｋＯｅ以上のフッ素化合物を合成できる。Ｆｅ系微粒子の変わりに他の遷移金属元素微粒子を添加しても良い。このような手法により、従来のように磁性粉末を得るための溶解，粉砕プロセス無しで磁石材料を得ることが可能であり、種々の磁気回路に適用できる。

上記フッ素化合物を構成するアルカリ，アルカリ土類、あるいは希土類元素をＭとすると、Ｆｅ−Ｍ−Ｆ系，Ｃｏ−Ｍ−Ｆ系，Ｎｉ−Ｍ−Ｆ系磁石がゲルあるいはゾル状、または溶液状フッ素化合物に微粒子を添加する手法を用いて高保磁力磁石を得ることができ、種々の基板に塗布しミリ波照射することで作製できるため、機械加工することが困難な形状の磁石部品に適用できる。

尚このようなフッ素化合物磁石に酸素，炭素，窒素などの原子が混入していても磁気特性への影響は少ない。レジスト等を用いてパターニングされた形状に上記ゲルあるいはゾル状フッ素化合物を挿入し乾燥後レジストの耐熱温度以下で熱処理する。さらにレジストを除去後加熱すれば保磁力が増加する。レジスト間隔１０ｎｍ以上、磁石部厚さ１ｎｍ以上のスペースに上記ゾル状あるいはゲル状フッ素化合物を注入あるいは塗布することができ、３次元形状の磁石を機械加工なしでかつ蒸着，スパッタリング等の物理的手法を使用せずに小型磁石を作製することができる。

ゲルあるいはゾル状のフッ素化合物に粒径１０〜１００００ｎｍの希土類元素を少なくとも１種以上含む粒子を添加する。粒子の一例としてＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの構造を主相とする粒子を使用し、ゲルあるいはゾル状フッ素化合物が前記粒子表面に塗布される。

ゲルあるいはゾル状フッ素化合物と粒子の混合比あるいは塗布条件をパラメータとすることにより、粒子表面の被覆率を変えることができ、被覆率１〜１０％でフッ素化合物による保磁力増加効果が確認でき、１０〜５０％で保磁力増加効果に加えて減磁曲線の角形性改善あるいはＨｋの向上が見られ、さらに被覆率５０〜１００％で成形後の抵抗増加が確認できる。ここで被覆率とは粒子の表面積に対して塗布した材料の覆っている面積である。

被覆率１〜１０％の粒子を使用して磁場中仮成形後８００℃以上の温度で加熱成形することにより焼結磁石が得られる。被覆するゲル状あるいはゾル状フッ素化合物は、希土類元素を少なくとも１種以上含んだフッ素化合物である。溶液状のゲルあるいはゾル状フッ素化合物を使用するため、粒子の界面に沿って層状にゲルあるいはゾル状フッ素化合物が塗布でき、粒子に凹凸があってもその表面の形状に沿って層状に塗布される。被覆率１〜１０％の粒子は磁場中仮成形後の熱処理により層状フッ素化合物の一部である希土類元素が結晶粒界に沿って拡散し、保磁力が被覆無しの場合と比較して増加する。

なお、ゲルあるいはゾル状フッ素化合物をＦｅ系粒子に塗布すると、塗布材料がない粒子表面の一部がフッ化する。したがって被覆率１〜１０％の粒子においても、フッ素化合物が形成されている部分の面積が１〜１０％であっても、９０％の粒子表面が粒子の組成や表面状態に依存するがフッ化し、界面の磁気特性が変化するとともに、粒子表面の抵抗が増加する。

希土類元素はフッ化されやすいため、粒子表面の希土類濃度が高いものほど粒子表面がゲルあるいはゾル状フッ素化合物に塗布された時に一部がフッ化し、粒子表面の抵抗が高くなる。このような高抵抗の粒子を焼結すると粒内の希土類元素が粒子表面のフッ素と結合し、粒界付近に希土類元素が偏析した構造となり、保磁力が増加する。すなわち、フッ素が希土類原子のトラップ効果を発揮し、希土類元素の粒内拡散を抑制することで希土類元素が粒界に偏析し、保磁力が増加し粒内希土類元素濃度が低減され高残留磁束密度が得られる。

ゲルあるいはゾル状のフッ素化合物溶液に粒径１０〜１００００ｎｍの希土類元素を少なくとも１種以上含む粒子を添加する。粒子の一例としてＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの構造を主相とする粒子あるいは微小磁石を使用し、ゲルあるいはゾル状フッ素化合物が前記粒子表面と接触し、粒子表面に付着したフッ素化合物塗布溶液を溶媒などにより除去する。粒子表面にはゲルあるいはゾル状フッ素化合物はできるだけ残留しないようにし、塗布材料の残留量を平均被覆率１０％以下にする。したがって平均９０％以上の粒子面積が塗布材料の形成されていない面（走査電子顕微鏡１万倍で塗布された明瞭なフッ素化合物が認められない）となるが、この面の一部は粒子を構成している希土類元素の一部がフッ化し、フッ素の多い層となる。

このように粒子表面の一部がフッ化するのは希土類元素がフッ素原子と結合し易いためであり、希土類元素がない場合、表面のフッ化は起こりにくい。希土類元素の一部がフッ化する場合、酸素原子とも結合しやすいため、酸フッ素化合物となる場合もあるが粒子表面にフッ素と結合している希土類元素からなる相が形成される。

このようなフッ化した粒子を用いて磁場中圧縮成形し、その後焼結させて異方性焼結磁石を作製した。磁場中圧縮成形後の密度５０〜９０％の範囲の仮成形体に上記フッ素化合物溶液を含浸させ、粒子表面及び粒子クラック部表面をフッ素化合物の前駆体でその一部を被覆することも可能であり、このような含浸処理によって１〜１００ｎｍのフッ素化合物をクラック部の一部も含めて被覆することができ、保磁力増加，角型性向上，高抵抗化，残留磁束密度低減，希土類使用量低減，強度向上，磁粉の異方性付加などのいずれかの効果に寄与する。焼結時にはフッ素及び希土類元素の拡散を伴う。フッ化しない場合と比較して、重希土類元素の添加量が多いほどフッ化による保磁力増加が顕著になる。同一保磁力の焼結磁石を得るために必要な重希土類元素の濃度はフッ化により低減できる。これはフッ化によりフッ化相近傍に重希土類元素が偏析しやすくなるため粒界近傍に重希土類元素が偏析した構造が生まれるため、高保磁力となると考えられる。このような重希土類元素の偏析する幅は粒界から約１〜１００ｎｍである。

フッ素化合物溶液を用いて希土類元素を少なくとも１種以上含む粒径１０〜１００００ｎｍの酸化物粒子に塗布し、８００〜１２００℃の温度範囲で加熱するかあるいはミリ波照射による加熱を施す。加熱により酸フッ素化合物が部分的に形成される。

フッ素化合物溶液として希土類元素を少なくとも１種類以上含む溶液を使用することで酸フッ素化合物あるいはフッ素化合物の形成により、酸化物であるバリウムフェライトあるいはストロンチウムフェライト粒子の磁気特性が改善され、保磁力向上，減磁曲線の角型性向上，残留磁束密度向上が確認できる。

特に鉄を１％以上含むフッ素化合物溶液を使用することで、残留磁束密度の増加効果が大きい。上記酸フッ素化合物の酸化物粒子をゾルゲルプロセスを用いて作製しても良い。

ゲルあるいはゾル状のフッ素化合物溶液に１原子％以上のＣｏあるいはＮｉを添加し、Ｃｏ，ＮｉイオンあるいはＣｏ，Ｎｉのクラスターが混合したゲルあるいはゾル状ＣｏあるいはＮｉ−フッ素化合物溶液を作製する。このときＣｏあるいはＮｉ原子の一部はフッ素化合物のフッ素あるいはフッ素化合物を構成するアルカリ，アルカリ土類、あるいは希土類元素のいずれか１種以上の元素と化学的に結合する。

このようなゲルあるいはゾル状のフッ素化合物またはフッ素化合物前駆体にミリ波あるいはマイクロ波を照射乾燥することで、フッ素原子とＣｏあるいはＮｉ原子及び上記フッ素化合物構成元素の１種以上の化学結合に寄与する原子が多くなり、ＣｏあるいはＮｉフッ素及び上記フッ素化合物構成元素の１種以上からなる３元系以上のフッ素化合物が形成され、ミリ波照射により保磁力１０ｋＯｅ以上のフッ素化合物を合成できる。ＣｏあるいはＮｉイオンの一部あるいは代替として他の遷移金属元素イオンを添加しても良い。このような手法により、従来のように磁性粉末を得るための溶解，粉砕プロセス無しで磁石材料を得ることが可能であり、種々の磁気回路に適用できる。

上記フッ素化合物を構成するアルカリ，アルカリ土類、あるいは希土類元素をＭとすると、Ｃｏ−Ｍ−Ｆ系，Ｃｏ−Ｍ−Ｆ系，Ｎｉ−Ｍ−Ｆ系磁石がゲルあるいはゾル状、または溶液状フッ素化合物を用いて高保磁力磁石あるいは磁石粉末を得ることができ、ミリ波照射により溶解しにくい種々の基板に塗布しミリ波照射することで作製できるため、機械加工することが困難な形状の磁石部品に適用できる。尚このようなフッ素化合物磁石に酸素，炭素，窒素などの原子が混入していても磁気特性への影響は少ない。

ゲルあるいはゾル状のフッ素化合物に粒径１〜１００ｎｍの１原子％以上のＦｅを含む微粒子を添加し、Ｆｅ系微粒子が混合したゲルあるいはゾル状Ｆｅ−フッ素化合物を作製する。このとき微粒子表面のＦｅ原子の一部はフッ素化合物のフッ素あるいはフッ素化合物を構成するアルカリ，アルカリ土類、あるいは希土類元素のいずれか１種以上の元素と化学的に結合する。

このような微粒子あるいはクラスターを含むゲルあるいはゾル状のフッ素化合物またはフッ素化合物前駆体にミリ波あるいはマイクロ波を照射することで、フッ素原子とＦｅ原子及び上記フッ素化合物構成元素の１種以上の化学結合に寄与する原子が多くなり、フッ素原子を介してＦｅ原子および希土類元素が結合、フッ素原子及び酸素原子とＦｅ及び希土類元素の結合、あるいは希土類元素がフッ素原子，酸素原子及びＦｅ原子と結合したいずれかの結合によりＦｅ原子同士の磁化の一部が強磁性的になる。

また一部のＦｅ原子の磁化は反強磁性的な結合をとる。ミリ波あるいはマイクロ波照射により強磁性結合に有利となる構造が生じ、保磁力１０ｋＯｅ以上のＦｅを含むフッ素化合物を合成できる。Ｆｅ系微粒子の変わりに他の遷移金属元素微粒子を添加しても良い。

すなわち、Ｃｏ，Ｎｉ以外のＣｒ，Ｍｎ，Ｖなどの遷移金属元素においてもこのような手法により、従来のように磁性粉末を得るための溶解、粉砕プロセス無しで永久磁石材料を得ることが可能であり、種々の磁気回路に適用できる。得られた磁性体の抵抗は１ｍΩcmよりも高く、印加磁場の大きさと方向により抵抗が１％から１０％変化する。このことから着磁状態が電気抵抗の測定により確認することができる。

ゲルあるいはゾル状のフッ素化合物溶液に粒径１〜１００ｎｍの１原子％以上のＦｅを含む微粒子を添加し、Ｆｅ系微粒子が混合したゲルあるいはゾル状Ｆｅ−フッ素化合物を作製する。このとき微粒子表面のＦｅ原子の一部はフッ素化合物のフッ素あるいはフッ素化合物を構成するアルカリ，アルカリ土類、あるいは希土類元素のいずれか１種以上の元素と化学的に結合する。

このような微粒子あるいはクラスターを含むゲルあるいはゾル状のフッ素化合物またはフッ素化合物前駆体にミリ波あるいはマイクロ波を照射することで、フッ素原子とＦｅ原子及び上記フッ素化合物構成元素の１種以上の化学結合に寄与する原子が多くなり、フッ素原子を介してＦｅ原子および希土類元素が結合，フッ素原子及び酸素原子とＦｅ及び希土類元素の結合、あるいは希土類元素がフッ素原子，酸素原子及びＦｅ原子と結合したいずれかの結合によりＦｅ原子同士の磁化の一部が強磁性的になり磁気異方性を有するようになる。

微粒子の中でフッ素が多い相（フッ素１０〜５０％）とＦｅが多い相（Ｆｅ５０〜８５％）及び希土類元素の多い相（希土類元素２０〜７５％）が形成されることで、Ｆｅの多い層が磁化を担い、フッ素の多い相あるいは希土類元素の多い相が高保磁力に寄与する。また一部のＦｅ原子の磁化は反強磁性的な結合をとる。ミリ波あるいはマイクロ波照射により強磁性結合に有利となる構造が生じ、保磁力１０ｋＯｅ以上のフッ素化合物を合成できる。Ｆｅ系微粒子の変わりに他の遷移金属元素微粒子を添加しても良い。

このような手法により、従来のように磁性粉末を得るための溶解，粉砕プロセス無しで自己始動式永久磁石同期電動機の永久磁石材料を得ることが可能となる。

Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂを主相とするＮｄＦｅＢ系焼結磁石の表面にゲルあるいはゾル状の希土類フッ素化合物を塗布する。塗布後の希土類フッ素化合物の平均膜厚は１〜１００００ｎｍである。ＮｄＦｅＢ系焼結磁石は結晶粒径が平均１−２０μｍでありＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂを主相にした焼結磁石であって、焼結磁石の表面は加工あるいは研磨にともなう磁気特性の劣化が減磁曲線上にみられる。

このような磁気特性劣化を改善すること、粒界近傍の希土類元素偏析による保磁力増加，減磁曲線の角型性向上，磁石表面あるいは粒界付近の高抵抗化，フッ素化合物による高キュリー点化，高強度化，高耐食性化，希土類使用量低減，着磁磁界低減などを目的に、ゲルあるいはゾル状の希土類フッ素化合物溶液を焼結磁石表面に塗布乾燥後、５００℃以上焼結温度以下の温度で熱処理する。

ゲルあるいはゾル状希土類フッ素化合物粒子は塗布乾燥直後１００ｎｍ以下１ｎｍ以上の粒子に成長し、さらに加熱することで、焼結磁石の粒界や表面との反応や拡散が生じる。塗布乾燥後のフッ素化合物粒子は、粉砕プロセスを経ていないため、突起や鋭角のある表面になっておらず、粒子を透過電子顕微鏡で観察すると丸みを帯びた、卵形あるいは円形に近くクラックは見られない。加熱によりこれらの粒子は焼結磁石表面で合体成長すると同時に、焼結磁石の粒界に沿って拡散あるいは焼結磁石の構成元素と相互拡散を起こす。

また、これらのゲルあるいはゾル状の希土類フッ素化合物を焼結磁石表面に塗布するため、焼結磁石表面のほぼ全面にフッ素化合物が形成され、塗布乾燥後５００℃以上焼結温度以下の温度で加熱する前に焼結磁石表面の一部の結晶粒表面で希土類元素濃度が高い部分の一部はフッ化する。

このフッ化相，酸素を含むフッ化相は母相と部分的に整合性を保ちながら成長し、このようなフッ化相あるいは酸フッ化相の母相からみて外側にフッ素化合物相あるいは酸フッ素化合物相が整合的に成長し、このフッ化相，フッ素化合物相あるいは酸フッ素化合物相に重希土類元素が偏析することで保磁力が増加する。

粒界に沿って重希土類元素が濃縮された帯状の部分は幅１〜１００ｎｍの範囲が望ましく、この範囲であれば高残留磁束密度と高保磁力が満足できる。このような手法によってＤｙを粒界に沿って濃縮させた場合、得られる焼結磁石の磁気特性は残留磁束密度１.０から１.６Ｔ、保磁力２０〜５０ｋＯｅであり同等の磁気特性を有する希土類焼結磁石に含有する重希土類元素濃度は、従来の重希土類添加ＮｄＦｅＢ系磁粉を用いる場合よりも低くできる。上記焼結磁石表面のフッ素化合物中のＦｅ濃度は、熱処理温度により異なり、１０００℃以上で加熱すると１０ppm以上５％以下のＦｅがフッ素化合物中に拡散する。フッ素化合物の粒界付近でＦｅ濃度が５０％となるが、平均濃度が１％以上５％以下であれば焼結磁石全体の磁気特性にはほとんど影響しない。

ゲルあるいはゾル状のフッ素化合物溶液に粒径１〜１００ｎｍの１原子％以上のＦｅを含む微粒子を添加し、Ｆｅ系微粒子が混合したゲルあるいはゾル状Ｆｅ−フッ素化合物を作製する。このとき微粒子表面のＦｅ原子の一部はフッ素化合物のフッ素あるいはフッ素化合物を構成するアルカリ，アルカリ土類、あるいは希土類元素のいずれか１種以上の元素と化学的に結合する。

このような微粒子あるいはクラスターを含むゲルあるいはゾル状のフッ素化合物またはフッ素化合物前駆体に窒素を含む雰囲気でミリ波あるいはマイクロ波を照射することで、フッ素原子や窒素原子とＦｅ原子及び上記フッ素化合物構成元素の１種以上の化学結合に寄与する原子が多くなり、フッ素原子及び窒素原子を介してＦｅ原子および希土類元素が結合，フッ素原子及び酸素原子とＦｅ及び希土類元素の結合、あるいは希土類元素がフッ素原子，酸素原子，窒素原子及びＦｅ原子と結合したいずれかの結合によりＦｅ原子同士の磁化の一部が強磁性的になり磁気異方性を有するようになる。

微粒子の中でフッ素が多い相（フッ素１０〜５０％）窒素が多い相（窒素３〜２０％）とＦｅが多い相（Ｆｅ５０〜８５％）及び希土類元素の多い相（希土類元素１０〜７５％）が形成されることで、Ｆｅの多い層が磁化を担い、フッ素や窒素の多い相あるいは希土類元素の多い相が高保磁力に寄与する。

このようなＦｅ−Ｍ−Ｆ−Ｎの４元系（Ｍは希土類元素あるいはアルカリ，アルカリ土類元素）で保磁力１０ｋＯｅ以上の磁気特性を有する磁石が得られる。

ゲルあるいはゾル状のフッ素化合物溶液に粒径１〜１００ｎｍの１原子％以上のＦｅを含む微粒子を添加し、Ｆｅ−Ｂ微粒子が混合したゲルあるいはゾル状Ｆｅ−フッ素化合物を作製する。微粒子径が１００ｎｍを超えると内部に軟磁性成分のＦｅ本来の特性がその後のプロセスを経て残留し、１ｎｍより小さくなるとＦｅに対する酸素の濃度が高くなるので磁気特性の向上が困難となるため１〜１００ｎｍの粒径が望ましい。

このときＦｅ−Ｂ微粒子表面のＦｅ原子の一部はフッ素化合物のフッ素あるいはフッ素化合物を構成するアルカリ，アルカリ土類、あるいは希土類元素のいずれか１種以上の元素と化学的に結合する。

このような微粒子あるいはクラスターを含むゲルあるいはゾル状のＦｅ−Ｂを含むフッ素化合物またはフッ素化合物前駆体にミリ波あるいはマイクロ波を照射することで、フッ素原子やホウ素（Ｂ）原子とＦｅ原子及び上記フッ素化合物構成元素の１種以上の化学結合に寄与する原子が多くなり、フッ素原子を介してＦｅ原子および希土類元素が結合，フッ素原子及びホウ素原子とＦｅ及び希土類元素の結合、あるいは希土類元素がフッ素原子，酸素原子，ホウ素原子及びＦｅ原子と結合したいずれかの結合によりＦｅ原子同士の磁化の一部が強磁性的になり磁気異方性を有するようになる。

微粒子の中でフッ素が多い相（フッ素１０〜５０％）ホウ素が多い相（ホウ素５〜２０％）とＦｅが多い相（Ｆｅ５０〜８５％）及び希土類元素の多い相（希土類元素１０〜７５％）が形成されることで、Ｆｅの多い層が磁化を担い、フッ素やホウ素の多い相あるいは希土類元素の多い相が高保磁力に寄与する。

このようなＦｅ−Ｍ−Ｂ−Ｆの４元系（Ｍは希土類元素あるいはアルカリ，アルカリ土類元素）で保磁力１０ｋＯｅ以上の磁気特性を有する磁石が得られ、Ｍを重希土類元素にすることで、キュリー温度を４００〜６００℃にすることができる。

Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂを主相とするＮｄＦｅＢ系焼結磁石の表面に、１００℃以上の温度で希土類フッ素化合物に成長可能なゾルあるいはゲル状前駆体を塗布する。塗布後の希土類フッ素化合物前駆体の平均膜厚は１〜１００００ｎｍである。ＮｄＦｅＢ系焼結磁石は結晶粒径が平均１−２０μｍでありＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂを主相にした焼結磁石であって、焼結磁石の表面は加工あるいは研磨にともなう磁気特性の劣化が減磁曲線上にみられる。

このような磁気特性劣化を改善すること、粒界近傍の希土類元素偏析による保磁力増加，減磁曲線の角型性向上，磁石表面あるいは粒界付近の高抵抗化，フッ素化合物による高キュリー点化，高強度化，高耐食性化，希土類使用量低減，着磁磁界低減などを目的に、ゲルあるいはゾル状の希土類フッ素化合物前駆体を焼結磁石表面に塗布乾燥後、５００℃以上焼結温度以下の温度で熱処理する。

ゲルあるいはゾル状希土類フッ素化合物前駆体は塗布乾燥過程で１００ｎｍ以下１ｎｍ以上の粒子状に成長し、さらに加熱することで、前駆体あるいは一部のフッ素化合物クラスターが焼結磁石の粒界や表面との反応や拡散が生じる。

塗布乾燥加熱後のフッ素化合物粒子は、粒子同士が合体しない温度範囲であれば、粉砕プロセスを経ていないため、突起や鋭角のある表面になっておらず、粒子を透過電子顕微鏡で観察すると丸みを帯びた、卵形あるいは円形に近く、粒子内あるいは粒子表面にはクラックや、外形に不連続な凹凸は見られない。

加熱によりこれらの粒子は焼結磁石表面で合体成長すると同時に、焼結磁石の粒界に沿って拡散あるいは焼結磁石の構成元素と相互拡散を起こす。また、これらのゲルあるいはゾル状の希土類フッ素化合物前駆体を焼結磁石表面に塗布するため、焼結磁石表面のほぼ全面にフッ素化合物前駆体が被覆され、塗布乾燥後焼結磁石表面の一部の結晶粒表面で希土類元素濃度が高い部分の一部はフッ化する。このフッ化相あるいは酸素を含むフッ化相は母相と部分的に整合性を保ちながら成長し、このようなフッ化相あるいは酸フッ化相の母相からみて外側にフッ素化合物相あるいは酸フッ素化合物相が整合的に成長し、このフッ化相，フッ素化合物相あるいは酸フッ素化合物相に重希土類元素が偏析することで保磁力が増加する。粒界に沿って重希土類元素が濃縮された帯状の部分は幅０.１〜１００ｎｍの範囲が望ましく、この範囲であれば高残留磁束密度と高保磁力が満足できる。

ＤｙＦ_2-3の前駆体を用い上記手法によってＤｙを粒界に沿って濃縮させた場合、得られる焼結磁石の磁気特性は残留磁束密度１.０から１.６Ｔ、保磁力２０〜５０ｋＯｅであり同等の磁気特性を有する希土類焼結磁石に含有する重希土類元素濃度は、従来の重希土類添加ＮｄＦｅＢ系磁粉を用いる場合よりも低くできる。

上記焼結磁石表面のフッ素化合物中のＦｅ濃度は、熱処理温度により異なり、１０００℃以上で加熱すると１０ppm以上５％以下のＦｅがフッ素化合物中に拡散する。フッ素化合物の粒界付近でＦｅ濃度が５０％となるが、平均濃度が５％以下であれば焼結磁石全体の磁気特性にはほとんど影響しない。

ＳｍＣｏ合金を高周波溶解などで溶解し、不活性ガス中で粉砕する。粉砕した粉末径は１−１０μｍである。粉砕粉の表面にフッ素化合物前駆体（ＳｍＦ₃前駆体）を塗布乾燥し、磁界中プレス装置により塗布粉末を配向させ、圧粉体を作製する。圧粉体の粉末には多数のクラックが導入され、圧粉体の外部からフッ素化合物前駆体をさせることで、クラック面の一部もフッ素化合物前駆体で被覆される。これを焼結し、急冷する。焼結体は少なくとも二相から構成され、ＳｍＣｏ₅及びＳｍ₂Ｃｏ₁₇相が形成している。フッ素化合物は焼結時に分解し始め、二相のどちらにも分布するが、ＳｍＣｏ₅の方に多くのフッ素原子が存在し、保磁力がフッ素化合物前駆体を添加しない場合に比べて増加する。また、フッ素化合物前駆体の塗布効果として、高抵抗化，角型性向上，減磁耐力向上のいずれかが確認できた。

Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの組成近傍を主相とする粒径１から２０μｍの粒子を使用し、磁界中プレス成形した仮成形体を不活性ガス中あるいは真空中で５００℃から１０００℃の温度範囲に加熱後、フッ素化合物前駆体溶液を含浸あるいは塗布する。

この処理によりフッ素化合物前駆体溶液が成形体の内部の磁粉界面に沿って浸入し、その界面の一部がフッ素化合物前駆体で被覆される。次にこの含浸あるいは塗布された成形体を上記加熱温度よりも高い温度で焼結させ、さらに保磁力向上のため焼結温度よりも低い温度で熱処理し、フッ素及び前駆体構成元素である希土類元素，アルカリあるいはアルカリ土類元素を含有した焼結体を得る。

このプロセスの特徴は、焼結前に磁粉表面の一部あるいは全てに希土類リッチ相を形成し、完全に焼結させずに磁粉と磁粉の接触部以外に１ｎｍ以上の隙間を確保して、その隙間にフッ素化合物前駆体を含浸あるいは塗布により浸入被覆させ、成形体最表面以外の成形体内部にある磁粉の表面の一部にフッ素化合物前駆体を被覆させるものである。

このプロセスにより１００mmの焼結体中心部においてもフッ素化合物前駆体を磁粉表面に被覆させることが可能であり、フッ素化合物前駆体の構成元素にＤｙ，Ｔｂなどの重希土類元素を選択することで、焼結体の結晶粒界付近に重希土類元素を偏析させ、保磁力増加，角型性向上，残留磁束密度増加，保磁力温度係数や残留磁束密度の温度係数低減，加工変質による磁気特性劣化の低減のいずれかが可能である。

上記重希土類元素の偏析は結晶粒界から１〜１００ｎｍであり、熱処理温度に依存して変化し、粒界三重点のような特異点では広がる傾向がある。

Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ構造を主相とするＮｄＦｅＢ系焼結磁石を加工研磨し積層電磁鋼板と接着させて回転子を作製する場合、あらかじめ磁石を挿入する位置に積層電磁鋼板が金型などにより加工されている。磁石挿入位置に焼結磁石を挿入する場合、焼結磁石と積層電磁鋼板との間に０.０１〜０.５mmの隙間を設けている。

このような隙間を含めた磁石位置に矩形，リング形、あるいはかまぼこ形状など湾曲した形状を含む種々の焼結磁石を挿入し、その隙間にゲルあるいはゾル状のフッ素化合物溶液を注入し、１００℃以上の温度で加熱し、焼結磁石と積層電磁鋼板を接着させる。

このとき、さらに５００℃以上の温度で熱処理をすることで、焼結磁石表面に希土類元素あるいはフッ素を拡散させ、積層電磁鋼板あるいは圧粉鉄の表面にもフッ素化合物の構成元素を拡散させ、焼結磁石の磁気特性を向上（保磁力増加，角形性向上，減磁耐力向上，キュリー温度上昇など）させかつ接着を強固にすることができる。

焼結磁石の湾曲部加工変質層の磁気特性改善が可能であり、各磁性材料の表面及び粒界におけるフッ素あるいは希土類元素を主成分とする拡散層には、酸素や炭素などの軽元素が含まれてもよい。焼結磁石の磁気特性改善には上記フッ素化合物に希土類元素を含有させるが、磁石磁気特性改善以外の接着効果や軟磁性の歪取りあるいは損失低減には、希土類元素あるいはアルカリ，アルカリ土類元素を含むフッ素化合物を使用することができる。

＜上記永久磁石を適用した自己始動式永久磁石同期電動機の効果＞

以上、詳述した永久磁石の特徴をまとめると、残留磁束密度を損なうことなく、保磁力増加，角型性向上，減磁耐力向上，着磁性向上，キュリー温度上昇，高抵抗化が可能となる。

この永久磁石を自己始動式永久磁石同期電動機に適用すれば、残留磁束密度の低下が生じないことから、定常時の特性は維持できることは勿論、磁石の高抵抗化が図られることから、磁石に生ずる渦電流損が低減されること、さらに保持力が向上により磁石の動作点での残留磁束密度を増加することができるため、むしろ特性向上に寄与できる。

また、磁石の減磁耐力の大幅な向上により、起動時の過大な逆磁界による磁石減磁の発生を抑止できるため、信頼性の向上に対し大きな効果がある。

さらに、着磁性に優れているため、回転子外周部に導電性の始動用導体を有していても、所望の着磁量を巻線着磁にて確保することが可能となる。

＜自己始動式永久磁石同期電動機の他の実施例の形態＞

図１１は、本発明の他の実施例による同期電動機の回転子径方向断面図である。図１１において、図１，図２と同一構成要素には同一符号を付け、重複説明は避ける。

本構成において、図１，図２と異なる部分は、永久磁石４Ａ，４Ｂ，４Ｃを略台形形状で構成していることである。このように構成しても図１と同様の特性を得ることができる。

また、本図では、３枚のセグメントに分けているが、さらに多数のセグメントに分けても同様の効果が得られることは言うまでも無い。

図１２は、本発明の他の実施例による同期電動機の回転子径方向断面図である。図１２において、図１，図２，図１１と同一構成要素には同一符号を付け、重複説明は避ける。

本構成において、図１，図２，図１１と異なる部分は、永久磁石４を略円弧状で構成していることである。

本発明における永久磁石の製造プロセスでは、このような円弧状の形態でも適用が可能であり、このような構成とした場合、図１と同様の特性を得ることができるとともに、より多くの磁石磁束量を利用することができ、電動機特性をさらに向上することが可能となるメリットがある。

図１３は、本発明の他の実施例による同期電動機の回転子径方向断面図である。図１３において、図１２と同一構成要素には同一符号を付け、重複説明は避ける。

本構成において、図１２と異なる部分は、永久磁石４を３枚の永久磁石４Ａ，４Ｂ，４Ｃを周方向に等ピッチで分割配置して構成していることである。

このような構成とした場合、図１２と同様の特性を得ることができるとともに、回転子強度を向上させることができる。

また、本図では、３枚のセグメントに分けているが、さらに多数のセグメントに分けても同様の効果が得られることは言うまでも無い。

図１４は、本発明の他の実施例による同期電動機の回転子の径方向断面図である。図１４において、図１２と同一構成要素には同一符号を付け、重複説明は避ける。

本図において、図１２と異なる点は、永久磁石４の外周を形成する円弧の半径（以下、単に外径）ｒ３を、磁石挿入孔７の外径ｒ１に対して短く、かつ非同心としたことである。すなわち、磁石挿入孔７の外径ｒ１は、シャフト６の原点Ｏを中心とした半径ｒ１の円弧である。これに対し、永久磁石４の外径ｒ３は、原点Ｏから距離ｌだけずれた点Ｏ１を中心とした半径ｒ３の円弧である。ここで、永久磁石４の内径は、磁石挿入孔７の内径ｒ４と同じくしている。

この実施例のように、偏心磁石を用いれば、磁石の周方向端部のギャップ長が広がるため、ギャップの空間的な磁束密度分布をより正弦波に近づけることが可能となる。したがって、この実施例によれば、図１２と同様の効果を得ることができるほか、ギャップ高調波磁束による高調波損失の低減や、高調波電磁加振力による振動・騒音の低減に寄与できる。

図１５は、本発明の他の実施例による同期電動機の回転子径方向断面図である。

図１５において、図１，図２，図１１〜図１４と同一構成要素には同一符号を付け、重複説明は避ける。

本図において、図１，図２，図１１〜図１４と異なる部分は、永久磁石４を平板で構成し、かつ一磁極を２枚の平板４Ａ，４Ｂを重ねて構成していることである。

このように構成しても図１，図２，図１１〜図１４と同様の特性を得ることができる。また、重なり合う永久磁石間の磁路面積が増えるため、磁極中心軸（ｄ軸）から電気的に９０°ずれたｑ軸方向の磁気抵抗が減少することから、リラクタンストルクを活用することが可能となり、より電動機特性を向上させることができる。

本発明の自己始動式永久磁石同期電動機は、高温化で駆動される圧縮機用モータなどに適用が期待できる。

本発明の一実施例による自己始動式永久磁石同期電動機の径方向断面図。 本発明の一実施例による自己始動式永久磁石同期電動機の回転子の径方向断面図。 モータ効率と誘導起電力波形歪の実測データを示すグラフ。 リコイル透磁率と損失の関係。 ＥＤＸ分析プロファイル。 ＥＤＸ分析プロファイル。 透過電子顕微鏡写真。 透過電子顕微鏡写真。 透過電子顕微鏡写真。 磁性膜プロセス図。 本発明の他の実施例による自己始動式永久磁石同期電動機の径方向断面図。 本発明の他の実施例による自己始動式永久磁石同期電動機の径方向断面図。 本発明の他の実施例による自己始動式永久磁石同期電動機の径方向断面図。 本発明の他の実施例による自己始動式永久磁石同期電動機の径方向断面図。 本発明の他の実施例による自己始動式永久磁石同期電動機の径方向断面図。

符号の説明

１ 回転子
２ 回転子鉄心
３ かご型巻線
４ 永久磁石
５ 空孔
６ シャフト
７ 磁石挿入孔
８ 固定子
９ 固定子鉄心
１０ スロット
１１ ティース
１２ 電機子巻線
２０ 自己始動式永久磁石同期電動機
２１ ＮｄＦｅＢ膜
２２ 下地
２３ 基板
２４ レジスト
２５ フッ素化合物層
２６ 反応層

Claims (19)

1. 固定子鉄心と固定子巻線とを有する固定子と、
   前記固定子との間に空隙を介して、回転自在に配置された回転子とを有し、
   前記回転子は、回転子鉄心と該回転子鉄心の外周部近傍に周方向に設けた多数のスロットと、これらスロット内に埋設した導電性のバーと、これらのバーを軸方向端面で短絡する導電性のエンドリングと、前記バーの内周側に配置した少なくとも１つの磁石挿入孔に埋設した少なくとも１つの永久磁石とを備えており、
   該永久磁石は界磁極を構成し、
   前記永久磁石は、鉄を主成分とする強磁性材料からなる粒子と、
   アルカリ元素，アルカリ土類元素，希土類元素の１以上のフッ素化合物粒子を形成したフッ素化合物層とを有し、
   前記フッ素化合物層は前記強磁性材料で構成される粒子の表面に層状に形成され、
   前記フッ素化合物粒子は１原子％以上５０原子％以下の濃度の鉄を有する磁石であることを特徴とする自己始動式永久磁石同期電動機。
2. 前記永久磁石は、該永久磁石に有する前記鉄が、フッ素化合物の結晶構造を変化させずに前記フッ素化合物粒子に含まれる磁石であることを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
3. 前記永久磁石は、前記強磁性材料からなる粒子が、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ（Ｒは希土類元素）の組成からなる磁粉で形成されていることを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
4. 前記永久磁石は、前記フッ素化合物粒子が、
   ＮｄＦ₃，ＬｉＦ，ＭｇＦ₂，ＣａＦ₂，ＳｃＦ₃，ＶＦ₂，ＶＦ₃，ＣｒＦ₂，ＣｒＦ₃，ＭｎＦ₂，ＭｎＦ₃，ＣｏＦ₂，ＣｏＦ₃，ＮｉＦ₂，ＺｎＦ₂，ＡｌＦ₃，ＧａＦ₃，ＳｒＦ₂，ＹＦ₃，ＺｒＦ₃，ＮｂＦ₅，ＡｇＦ，ＩｎＦ₃，ＳｎＦ₂，ＳｎＦ₄，ＢａＦ₂，ＬａＦ₂，ＬａＦ₃，ＣｅＦ₂，ＣｅＦ₃，ＰｒＦ₂，ＰｒＦ₃，ＮｄＦ₂，ＳｍＦ₂，ＳｍＦ₃，ＥｕＦ₂，ＥｕＦ₃，ＧｄＦ₃，ＴｂＦ₃，ＴｂＦ₄，ＤｙＦ₂，ＤｙＦ₃，ＨｏＦ₂，ＨｏＦ₃，ＥｒＦ₂，ＥｒＦ₃，ＴｍＦ₂，ＴｍＦ₃，ＹｂＦ₃，ＹｂＦ₂，ＬｕＦ₂，ＬｕＦ₃，ＰｂＦ₂，ＢｉＦ₃
   のいずれかを主成分とした磁石であることを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
5. 前記永久磁石は、前記フッ素化合物粒子の平均粒径が、１ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、前記フッ素化合物層は、前記強磁性材料からなる粒子よりも高抵抗に形成されていることを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
6. 前記永久磁石は、リコイル透磁率が１.０４よりも大きく１.３０未満であり、比抵抗が０.２ｍΩcm以上の磁石であることを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
7. 前記永久磁石は、前記フッ素化合物層が、被覆率５０％以上１００％以下で前記強磁性材料からなる粒子の表面に形成された磁石であることを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
8. 前記永久磁石は、前記フッ素化合物粒子が、前記強磁性材料からなる粒子の加熱成形に伴い、粒成長する磁石であることを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
9. 前記永久磁石は、前記フッ素化合物粒子の粒成長範囲が、平均結晶粒径が１ｎｍ以上５００ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
10. 前記永久磁石は、厚さ＜幅＜軸方向長となる寸法関係にあり、かつ厚さ方向の断面形状が略長方形となる平板状に形成された成形体であることを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
11. 前記永久磁石は、厚さ＜幅＜軸方向長となる寸法関係にあり、かつ厚さ方向の断面形状が略長方形となる複数の平板状成形体を積層して形成したことを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
12. 前記永久磁石は、厚さ＜幅＜軸方向長となる寸法関係にあり、かつ厚さ方向の断面形状が略台形となる平板状に形成された成形体であることを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
13. 前記永久磁石は、厚さ方向の断面形状が略円弧状に形成された成形体であることを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
14. 前記永久磁石は、前記磁石挿入孔の外径に対し非同心に形成された成形体であることを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
15. 前記界磁極を形成する永久磁石を、周方向ピッチ角度をθ、磁極ピッチ角をα、とすると、θ／αが、０.５４を超え０.９１以下の関係となる範囲に少なくとも一つ以上埋設したことを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
16. 前記回転子の磁極間に少なくとも一つ以上の空孔を設けたことを特徴とする請求項１に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
17. 固定子鉄心と固定子巻線とを有する固定子と、
    前記固定子との間に空隙を介して、回転自在に配置された回転子とを有し、
    前記回転子は、多数のスロットと、前記スロット内に埋設した少なくとも１つの永久磁石とを備えており、
    該永久磁石は界磁極を構成し、
    前記永久磁石は、鉄を主成分とする強磁性材料からなる粒子と、
    アルカリ元素，アルカリ土類元素，希土類元素の１以上のフッ素化合物粒子を形成したフッ素化合物層とを有し、
    前記フッ素化合物層は前記強磁性材料で構成される粒子の表面に層状に形成され、
    前記フッ素化合物粒子は１原子％以上５０原子％以下の濃度の鉄を有する磁石であり、
    前記永久磁石は、前記フッ素化合物粒子が、
    ＮｄＦ₃，ＬｉＦ，ＭｇＦ₂，ＣａＦ₂，ＳｃＦ₃，ＶＦ₂，ＶＦ₃，ＣｒＦ₂，ＣｒＦ₃，ＭｎＦ₂，ＭｎＦ₃，ＣｏＦ₂，ＣｏＦ₃，ＮｉＦ₂，ＺｎＦ₂，ＡｌＦ₃，ＧａＦ₃，ＳｒＦ₂，ＹＦ₃，ＺｒＦ₃，ＮｂＦ₅，ＡｇＦ，ＩｎＦ₃，ＳｎＦ₂，ＳｎＦ₄，ＢａＦ₂，ＬａＦ₂，ＬａＦ₃，ＣｅＦ₂，ＣｅＦ₃，ＰｒＦ₂，ＰｒＦ₃，ＮｄＦ₂，ＳｍＦ₂，ＳｍＦ₃，ＥｕＦ₂，ＥｕＦ₃，ＧｄＦ₃，ＴｂＦ₃，ＴｂＦ₄，ＤｙＦ₂，ＤｙＦ₃，ＨｏＦ₂，ＨｏＦ₃，ＥｒＦ₂，ＥｒＦ₃，ＴｍＦ₂，ＴｍＦ₃，ＹｂＦ₃，ＹｂＦ₂，ＬｕＦ₂，ＬｕＦ₃，ＰｂＦ₂，ＢｉＦ₃
    のいずれかを主成分とした磁石であることを特徴とする自己始動式永久磁石同期電動機。
18. 前記永久磁石は、厚さ＜幅＜軸方向長となる寸法関係にあり、前記フッ素化合物層が、被覆率５０％以上１００％以下で前記強磁性材料からなる粒子の表面に形成された磁石であることを特徴とする請求項１７に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。
19. 前記界磁極を形成する永久磁石を、周方向ピッチ角度をθ、磁極ピッチ角をα、とすると、θ／αが、０.５４を超え０.９１以下の関係となる範囲に少なくとも一つ以上埋設したことを特徴とする請求項１８に記載の自己始動式永久磁石同期電動機。

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