JP2017508269A - 低ｂの希土類磁石 - Google Patents

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Abstract

本発明は、Ｒ2Ｔ14Ｂ主相を含む希土類磁石であって、下記の原料成分：Ｒ：１３．５ ａｔ％〜１４．５ ａｔ％、Ｂ：５．２ ａｔ％〜５．８ ａｔ％、Ｃｕ：０．３ ａｔ％〜０．８ ａｔ％、Ｃｏ：０．３ ａｔ％〜３ ａｔ％、残量のＴと不可避の不純物とを含有し、前記ＲはＮｄを含む少なくとも一種の希土類元素であり、前記Ｔは主にＦｅを含む元素である低Ｂの希土類磁石を開示する。前記希土類磁石に０．３〜０．８ ａｔ％のＣｕと適量のＣｏを複合添加することにより、粒界に三種のＣｕリッチ相を形成し、この粒界に存在している三種のＣｕリッチ相の磁気的な効果や粒界におけるＢ不足問題への修復効果により、磁石の角形比や耐熱性の劇的な改善効果も得られた。

Description

本発明は磁石の製造技術分野、特に低Ｂの希土類磁石に関する。
様々な高性能の電気モーターや発電機の中で使われる（ＢＨ）ｍａｘが４０ＭＧＯｅを超える高性能磁石に対して、高磁化の磁石を得るために、非磁性元素ホウ素Ｂの使用量を減少させた「低Ｂ組成の磁石」の開発がとても必要になってきた。
現在、「低Ｂ組成の磁石」の開発に様々な方法を採用しているが、今のところ市場に出回るような製品の開発には至っていない。「低Ｂ組成の磁石」の最大の欠点は減磁曲線の角形比（Ｈｋ、もしくはＳＱとも呼ばれる）が良くないことであり、その原因は複雑であるが、主な原因はＲ2Ｆｅ17相が出現するのと、Ｂリッチ相（Ｒ1.1Ｔ4Ｂ4相）が足りない事により起きる局部的なＢ不足によるものである。
特開２０１３−７００６２には、Ｒ（ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくとも一種の元素で、Ｎｄは必須組成分である）、Ｂ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｏ、Ｃ及びＦｅを主成分の組成として、各元素の含有量はＲ：２５〜３４ｗｔ％、Ｂ：０．８７〜０．９４ｗｔ％、Ａｌ：０．０３〜０．３ｗｔ％、Ｃｕ：０．０３〜０．１１ｗｔ％、Ｚｒ：０．０３〜０．２５ｗｔ％、Ｃｏ：３ｗｔ％以下（０は含まない）、Ｏ：０．０３〜０．１ｗｔ％、Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、残りはＦｅである低Ｂ希土類磁石が開示されている。発明はＢの含有量を減らすことにより、Ｂリッチ相の含有量を減らさせ、更には主相の含有体積割合を増加させ、最終的に高Ｂｒの磁石が得られるものである。通常、Ｂの含有量を減らした場合には、軟磁性のＲ2Ｔ17相（一般的にはＲ2Ｆｅ17相としている）を形成し、保磁力（Ｈｃｊ）を極めて容易に低下させるが、この発明はＣｕを微量に添加することにより、Ｒ2Ｔ17相の析出を抑え、更にＨｃｊとＢｒを高めるＲ2Ｔ14Ｃ相（一般的にはＲ2Ｆｅ14Ｃ相としている）を形成させる。
しかし、上記の発明は依然として低Ｂ磁石の固有の角形比（Ｈｋ／Ｈｃｊ， ＳＱとも呼ばれる）が高くないという問題を解決していない。この発明の実施例から分かるように、Ｈｋ／Ｈｃｊが９５％を超えた実施例は極めて少なく、ほとんどが９０％程度であり、更に９８％以上に達した実施例は一つもないので、Ｈｋ／Ｈｃｊの面から見て顧客の満足を得ることは難しい。
話を展開し詳しく述べると、角形比（ＳＱ）が比較的に良くない場合には、磁石の保磁力がとても高くても、耐熱性はあまり良くないことがある。
磁石は電気モーターの高負荷回転において、熱減磁を発生させ、電気モーターは回転できなくなり、更には回転運動が止まってしまう。従って、「低Ｂ組成の磁石」によって高保磁力磁石の開発成功の報告が多いが、全て角形比が悪い磁石で、実際に電気モーターにおいて耐熱試験を行うと、熱減磁問題は改善されていない。
それ故、「低Ｂ組成の磁石」は実際に市場で受け入れられた先例はない。
一方で、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の最大磁気エネルギー積は約３０ＭＧ０ｅ以下であるので、最大磁気エネルギー積が３５〜４０ＭＧ０ｅに達するＮｄＦｅＢ系焼結磁石は電気モーター用や発電機用焼結磁石として市場では極めて大きなシェアを占めている。特に、最近の二酸化炭素排出量の削減、石油枯渇危機等の問題で、電気モーターや発電機の一層の高効率化、省電力化がより求められるようになってきた故、最大磁気エネルギー積への要求も段々高くなってきた。
本発明は、先行技術の欠点を克服し、希土類磁石に０．３ ａｔ％〜０．８ ａｔ％のＣｕと適量のＣｏを複合添加することにより、粒界に三種のＣｕリッチ相を形成し、この粒界に存在する三種のＣｕリッチ相の磁気的な効果や粒界におけるＢ不足問題の修復効果により、磁石の角形比や耐熱性への劇的な改善効果が得られる低Ｂの希土類磁石を提供することを目的とする。
本発明の一つの実施形態は以下のとおりである：
Ｒ2Ｔ14Ｂ主相を含む希土類磁石であって、下記の原料成分：
Ｒ：１３．５ ａｔ％〜１４．５ ａｔ％、
Ｂ：５．２ ａｔ％〜５．８ ａｔ％、
Ｃｕ：０．３ ａｔ％〜０．８ ａｔ％、
Ｃｏ：０．３ ａｔ％〜３ ａｔ％、
残量のＴと不可避の不純物とを含有し、
前記ＲはＮｄを含む少なくとも一種の希土類元素であり、
前記Ｔは主にＦｅを含む元素である低Ｂの希土類磁石。
図１は実施例一の実施例１の焼結磁石のＥＰＭＡ測定結果を示す。 図２は実施例一の実施例１の焼結磁石のＥＰＭＡ含有量測定結果を示す。
本発明で言及した ａｔ％は原子パーセントである。
本発明で言及した希土類元素はＹ元素を含む。
好ましい実施形態において、前記ＴはさらにＸを含み、ただし、ＸはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ａｇ、Ａｕ、Ｂｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ又はＳから選ばれる少なくとも三種の元素であり、Ｘ元素の総組成は０ ａｔ％〜１．０ ａｔ％である。
製造工程において、少量のＯ、Ｃ、Ｎ及び他の不純物の混入が不可避であるため、本発明に言及した前記希土類磁石の酸素含有量を１ ａｔ％以下、好ましくは０．６ ａｔ％以下、Ｃ含有量を１ ａｔ％以下、好ましくは０．４ ａｔ％以下、Ｎ含有量を０．５ ａｔ％以下に制御したほうが良い。
好ましい実施形態において、前記希土類磁石は以下の工程、即ち、希土類磁石成分の溶融液を希土類磁石用合金に製造する工程と、前記希土類磁石用合金を粗粉砕してから微粉砕し、微粉に調製する工程と、前記微粉を磁場成形法で成形体に製造し、且つ真空又は不活性ガス中、９００℃〜１１００℃の温度で前記成形体を焼結し、粒界に高Ｃｕ相結晶、中Ｃｕ相結晶と低Ｃｕ相結晶を形成させる工程とによって得られる。
前記の形態で、粒界に高Ｃｕ相結晶、中Ｃｕ相結晶と低Ｃｕ相結晶を形成し、角形比が９５％を超え、磁石の耐熱性能が高くなる。
好ましい実施形態において、前記高Ｃｕ相結晶の分子組成はＲＴ2系相、前記中Ｃｕ相結晶の分子組成はＲ6Ｔ13Ｘ系相、前記低Ｃｕ相結晶の分子組成はＲＴ5系相、前記高Ｃｕ相結晶と前記中Ｃｕ相結晶の総含有量は粒界組成の６５体積％以上を占める。
なお、本発明は、磁石の全部の製造工程を低酸素環境下で行うことで、本発明で言及した効果が得られる。磁石の低酸素製造工程は既に先行技術であり、且つ本発明の実施例１から実施例７はすべで低酸素の製造方式を採用したので、ここでは詳しく説明しない。
好ましい実施形態において、前記の希土類磁石は最大磁気エネルギー積が４３ＭＧＯｅを超えるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石である。
好ましい実施形態において、ＸはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ａｇ、Ａｕ、Ｂｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ又はＳから選ばれる少なくとも三種の元素であり、前記元素の総組成は０．３ ａｔ％〜１．０ ａｔ％が好ましい。
好ましい実施形態において、前記Ｒの中に、Ｄｙ、Ｈｏ、ＧｄあるいはＴｂの含有量は１ ａｔ％以下である。
好ましい実施形態において、前記希土類磁石用合金は原料合金溶融液をストリップキャスト法で、１０2℃／秒以上、１０4℃／秒以下の冷却速度で冷却して得られるものである。
好ましい実施形態において、前記粗粉砕は希土類磁石用合金を水素吸収粉砕して粗粉末を得る工程であり、前記微粉砕は粗粉末を気流粉砕する工程である。更に、微粉砕後の粉末の中から粒径１．０μｍ以下の少なくとも一部を除くことにより、粒径１．０μｍ以下の粉末の体積を全体粉末体積の１０％以下に減らす工程を含む。
本発明は、さらにもう一つの低Ｂの希土類磁石を提供する。
Ｒ2Ｔ14Ｂ主相を含む希土類磁石であって、下記の原料成分：
Ｒ：１３．５ ａｔ％〜１４．５ ａｔ％、
Ｂ：５．２ ａｔ％〜５．８ ａｔ％、
Ｃｕ：０．３ ａｔ％〜０．８ ａｔ％、
Ｃｏ：０．３ ａｔ％〜３ ａｔ％、
及び残量のＴと不可避の不純物とを含有し、
前記ＲはＮｄを含む少なくとも一種の希土類元素であり、
前記Ｔは主にＦｅを含む元素であり、且つ、
前記希土類磁石は、以下の工程、即ち、前記希土類磁石成分の溶融液を希土類磁石用合金に製造する工程と、前記希土類磁石用合金を粗粉砕してから微粉砕し、微粉に調製する工程と、前記微粉を磁場成形法で成形体に製造し、且つ真空又は不活性ガス中、９００℃〜１１００℃の温度で前記成形体を焼結し、粒界に高Ｃｕ相結晶、中Ｃｕ相結晶と低Ｃｕ相結晶を形成させる工程と、７００℃〜１０５０℃の温度で重希土類元素（ＲＨ）粒界拡散処理する工程によって得られる低Ｂの希土類磁石。
好ましい実施形態において、本発明で言及したＲＨはＤｙ、Ｈｏ又はＴｂから選ばれる少なくとも一種であり、前記Ｔは更にＸを含み、 ただし、ＸはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ａｇ、Ａｕ、Ｂｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ又はＳから選ばれる少なくとも三種の元素であり、Ｘ元素の総組成は０ ａｔ％〜１．０ ａｔ％であり、前記不可避不純物の中に、Ｏの含有量を１ ａｔ％以下、Ｃの含有量を１ ａｔ％以下及びＮの含有量を０．５ ａｔ％以下に制御する。
好ましい実施形態において、更に時効処理の工程、即ち、前記ＲＨ粒界拡散処理後の磁石を４００℃〜６５０℃の温度で時効処理する工程を含む。
先行技術と比べ、本発明は、以下の特徴を持つ。
（１） 本発明は、Ｃｏを適量添加することにより、軟磁相のＲ2Ｆｅ17相はＲＣｏ2、ＲＣｏ3等の金属間化合物に変わる。しかし、Ｃｏの単独添加がＨｃｊやＳＱを更に低下させることは公知であるため、本発明は、０．３〜０．８ ａｔ％のＣｕを複合添加することにより、粒界中に三種のＣｕリッチ相を形成し、この粒界に存在する三種のＣｕリッチ相の磁気的な効果と粒界におけるＢ不足への修復効果により、磁石の角形比と耐熱性への劇的な改善効果が得られ、最大磁気エネルギー積が４３ＭＧＯｅを超える高角形比、高耐熱性の低Ｂ型磁石が得られる。
（２） 従来、Ｂの含有量が６ ａｔ％より小さい磁石において、α−Ｆｅ相が形成し、軟磁性のＲ2Ｔ17相が主相表面や結晶粒界相に形成していた。また、Ｒリッチ相の中で、酸素含有量が少ないｄｈｃｐ Ｒリッチ相は保磁力を改善するが、酸素が一部固溶されたｆｃｃ Ｒリッチ相は保磁力を低下させる原因であるという最近の報告がある。しかし、Ｒリッチ相は非常に酸化されやすく、分析試料においても変質、酸化が起き、分析は困難であり、詳細は不明なまま残されている。本発明者は、基本成分微調整の観点、微量不純物制御の観点、結晶粒界の組織制御と角形比向上の観点から総合的な研究開発を行った。その結果、Ｒ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｕの含有量を同時に制御する条件下でのみ、「低Ｂ組成の磁石」における角形比への改善効果が得られた。
（３） 本発明の組成分において、Ｃｕ、Ｃｏやその他の不純物の微量添加により、高融点のＲＣｏ2相（９５０℃）、ＲＣｕ2相（８４０℃）等の金属間化合物相の融点を低下させる。その結果、粒界拡散温度で結晶粒界が全部融解し、粒界拡散の効率が優れ、保磁力がかつてない程向上した。角形比が９６％以上になるので、耐熱性良い高性能磁石が得られた。
以下、実施例を参照して本発明をより詳しく説明する。
実施例１
原料配合工程：純度９９．５％のＮｄ、工業用のＦｅ−Ｂ、工業用の純Ｆｅ、純度９９．９％のＣｏと純度９９．５％のＣｕ、Ａｌ、Ｓｉを用意し、原子パーセント ａｔ％で配合した。
各元素の含有量を表１に示す。
表１ 各元素の配合率
Figure 2017508269
各例において、表１の元素組成になるように調製し、各１００ｋｇの原料を秤量、配合した。
溶解工程：それぞれ配合後の各原料をアルミナ製坩堝に入れ、高周波真空誘導溶解炉中で１０-2Ｐａの真空中且つ１５００℃以下の温度で真空溶解した。
鋳造工程：真空溶解後の溶解炉にＡｒガスを５万Ｐａまで導入し、単ロール急冷法で鋳造した。１０2℃／秒〜１０4℃／秒の冷却速度で急冷合金を得た。急冷合金を６００℃の温度で６０分間保温熱処理してから、室温まで冷却した。
水素粉砕工程：室温で、急冷合金が放置された水素粉砕炉を真空抽出し、その後、水素粉砕炉に純度９９．５％の水素ガスを０．１ＭＰａまで導入し、１２０分間放置した後、真空抽出しながら温度を上げた。５００℃の温度で２時間真空引きを行った後冷却し、水素粉砕後の粉末を取り出した。
微粉砕工程：酸化ガス含有量が１００ｐｐｍ以下の雰囲気で、０．４ＭＰａの粉砕室圧力下で、水素粉砕後の粉末を気流粉砕し、微粉を得た。微粉の平均粒度は４．５μｍであった。酸化ガスは酸素あるいは水分であった。
一部粉砕後の微粉（微粉総重量の３０％を占める）をスクリーニングし、粒径１．０μｍ以下の粉末を取り除いた後、スクリーニング後の微粉と残りのスクリーニングしていない微粉を混合した。混合後の微粉の中で、粒径１．０μｍ以下の粉末の体積は全体粉末体積の１０％以下に減少した。
気流粉砕後の粉末にカプリル酸メチルを添加した。カプリル酸メチルの添加量は混合後粉末重量の０．２％であった。その後、Ｖ型混料機で充分混合した。
磁場成形工程：直角配向型の磁場成形機を用い、１．８Ｔの配向磁場中、０．２ｔｏｎ／ｃｍ2の成形圧力下で、カプリル酸メチルを添加した粉末を辺長２５ｍｍの立方体になるように一次成形した。一次成形後、０．２Ｔの磁場で脱磁を行なった。
一次成形後の成形体は空気に触れないように密封し、二次成形機（等方静水圧成形機）で１．４ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力下で二次成形を行った。
焼結工程：各成形体を焼結炉に運び、焼結し、１０-3Ｐａの真空下で２００℃、９００℃の各温度でそれぞれ２時間保持した後、１０３０℃で２時間焼結し、その後Ａｒガスを０．１ＭＰａまで導入し、室温まで冷却した。
熱処理工程：焼結体は、高純度Ａｒガス中で、６２０℃で１時間熱処理を行い、その後室温まで冷却し、取り出した。
加工工程：熱処理された焼結体をΦ１５ｍｍ、厚さ５ｍｍの磁石に加工し、５ｍｍ方向は磁場配向方向であった。
磁気性能の評価工程：焼結磁石の磁気性能は中国計量院製のＮＩＭ−１００００Ｈ型ＢＨ大型希土類永久磁石無損測量システムで測定された。
熱減磁の評価工程：焼結磁石の磁束を測定し、その後１００℃の空気中で１時間加熱し、冷却後、再度磁束を測定した。磁束保持率が９５％以上のものを合格品とした。
比較例１−４、実施例１−５の焼結体から作成された磁石を粒界拡散処理無しの磁石として直接磁気性能を測定し、磁気特性を評価した。実施例と比較例の磁石の評価結果を表２に示す。
表２ 実施例と比較例の磁気性能評価状況
Figure 2017508269
全ての実施工程において、特にＯ、ＣとＮの含有量の制御を注意し、上記磁石におけるＯ、ＣとＮの三つの元素の含有量をそれぞれ０．３ ａｔ％以下、０．４ ａｔ％以下と０．１ ａｔ％以下に制御した。
結論として言えるのは、本発明において、Ｒの含有量が１３．５ ａｔ％より小さい時、ＳＱとＨｃｊが下がり、その原因は、Ｒリッチ相の減少によりＲリッチ相が枯渇した粒界相が存在することである。それに対して、Ｒの含有量が１４．５ ａｔ％を超える時、ＳＱが下がり、これは、Ｒリッチ相が粒界の中に過剰に存在しているからであり、先行技術と同じで、ＳＱの低下を招く。
実施例１で作った焼結磁石のＣｕ成分に対し、ＦＥ−ＥＰＭＡ（電界放出型電子線マイクロアナライザ）測定を行った結果を図１に示す。
図１中の１は高Ｃｕ相結晶を指し、高Ｃｕ相結晶の分子組成はＲＴ2系相である。２は中Ｃｕ相結晶を指し、中Ｃｕ相結晶の分子組成はＲ6Ｔ13Ｘ系相である。３は低Ｃｕ相結晶を指す。
図２の計算から、高Ｃｕ相結晶と中Ｃｕ相結晶は粒界組成の６５体積％以上を占めることが分かる。
同様に、実施例１から実施例５に対してＦＥ−ＥＰＭＡ測定を行い、計算した結果により、高Ｃｕ相結晶と中Ｃｕ相結晶が粒界組成の６５体積％以上を占めることが分かった。
なお、本実施例中のＢＨＨというのは（ＢＨ）ｍａｘとＨｃｊの合計で、実施例２から実施例７までのＢＨＨも同じ概念である。
実施例２
原料配合工程：純度９９．９％のＮｄ、純度９９．９％のＢ、純度９９．９％のＦｅ、純度９９．９％のＣｏと純度９９．５％のＣｕ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉを用意し、原子パーセント ａｔ％で配合した。
各元素の含有量を表３に示す。
表３ 各元素の配合率
Figure 2017508269
各例において、表３の元素組成になるように調製し、各１００ｋｇの原料を秤量、配合した。
溶解工程：それぞれ配合後の１等分の原料をアルミナ製坩堝に入れ、高周波真空誘導溶解炉中で１０-2Ｐａの真空中且つ１５００℃以下の温度で真空溶解した。
鋳造工程：真空溶解後の溶解炉にＡｒガスを５万Ｐａまで導入し、単ロール急冷法で鋳造した。１０2℃／秒〜１０4℃／秒の冷却速度で急冷合金を得た。急冷合金を６００℃の温度で６０分間保温熱処理してから、室温まで冷却した。
水素粉砕工程：室温で、急冷合金が放置された水素粉砕炉を真空抽出し、その後、水素粉砕炉に純度９９．５％の水素ガスを０．１ＭＰａまで導入し、１２５分間放置した後、真空抽出しながら温度を上げた。５００℃の温度下で２時間真空引きを行った後冷却し、 水素粉砕後の粉末を取り出した。
微粉砕工程：酸化ガス含有量が１００ｐｐｍ以下の雰囲気で、０．４１ＭＰａの粉砕室圧力下で、水素粉砕後の粉末を気流粉砕し、微粉を得た。微粉の平均粒度は４．３０μｍであった。酸化ガスは酸素あるいは水分であった。
一部粉砕後の微粉（微粉総重量の３０％を占める）をスクリーニングし、粒径１．０μｍ以下の粉末を取り除いた後、スクリーニング後の微粉と残りのスクリーニングしていない微粉を混合した。混合後の微粉に、粒径１．０μｍ以下の粉末の体積は全体粉末体積の１０％以下に減少した。
気流粉砕後の粉末にカプリル酸メチルを添加した。カプリル酸メチルの添加量は混合後粉末重量の０．２５％であった。その後、Ｖ型混料機で充分混合した。
磁場成形工程：直角配向型の磁場成形機を用い、１．８Ｔの配向磁場中、０．２ｔｏｎ／ｃｍ2の成形圧力下で、カプリル酸メチルを添加した粉末を辺長２５ｍｍの立方体になるように一次成形した。一次成形後、０．２Ｔの磁場で脱磁を行なった。
一次成形後の成形体は空気に触れないように密封し、二次成形機（等方静水圧成形機）で１．４ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力下で二次成形を行った。
焼結工程：各成形体を焼結炉に運び、焼結し、焼結は１０-3Ｐａの真空下、２００℃、９００℃の各温度でそれぞれ２時間保持した後、１０００℃で２時間焼結し、その後Ａｒガスを０．１ＭＰａまで導入し、室温まで冷却した。
熱処理工程：焼結体は、高純度Ａｒガス中で、６２０℃で１時間熱処理を行った後、室温まで冷却し、取り出した。
加工工程：熱処理された焼結体をΦ１５ｍｍ、厚さ５ｍｍの磁石に加工し、５ｍｍ方向は磁場配向方向であった。
磁気性能の評価工程：焼結磁石の磁気性能は中国計量院製のＮＩＭ−１００００Ｈ型ＢＨ大型希土類永久磁石無損測量システムで測定された。
熱減磁の評価工程：焼結磁石の磁束を測定した後、１００℃で空気中で１時間加熱し、冷却後、再度磁束を測定した。磁束保持率が９５％以上のものを合格品とした。
比較例１−４、実施例１−４の焼結体の磁石を粒界拡散処理無しの磁石として直接磁気性能測定をし、磁気特性を評価した。実施例と比較例の磁石の評価結果は表４に示す。
表４ 実施例と比較例の磁気性能の評価状況
Figure 2017508269
全ての実施工程において、特にＯ、ＣとＮ量の含有量の制御を注意し、上記磁石におけるＯ、ＣとＮの三つの元素の含有量をそれぞれ０．４ ａｔ％以下、０．３ ａｔ％以下と０．２ ａｔ％以下に制御した。
結論として分かるのは、Ｂの含有量が５．２ ａｔ％より小さい時、ＳＱが急激に下がり、その原因は、Ｂの含有量が減ったことにより、先行技術と同くＳＱの下がり現象が発生することである。それに対して、Ｂの含有量が５．８ ａｔ％を上回る時、焼結性能は急激に低下し、充分な焼結密度が得られないので、Ｂｒ、（ＢＨ）ｍａｘの低下も見られ、高磁気エネルギー積の磁石は得られない。
同様に、実施例１から実施例４に対してＦＥ−ＥＰＭＡ測定を行い、計算した結果により、高Ｃｕ相結晶と中Ｃｕ相結晶が粒界組成の６５体積％以上を占めることが分かった。
実施例３
原料配合工程：純度９９．５％のＮｄ、工業用Ｆｅ−Ｂ、工業用純Ｆｅ、純度９９．９％のＣｏと純度９９．５％のＣｕを用意し、原子パーセント ａｔ％で配合した。
各元素の含有量は表５に示す。
表５ 各元素の配合
Figure 2017508269
各例において、表５の元素組成になるように調製し、各１００ｋｇの原料を秤量、配合した。
溶解工程：それぞれ配合後の原料をアルミナ製坩堝に入れ、高周波真空誘導溶解炉中で１０-2Ｐａの真空中且つ１５００℃以下の温度で真空溶解した。
鋳造工程：真空溶解後の溶解炉にＡｒガスを５万Ｐａまで導入し、単ロール急冷法で鋳造した。１０2℃／秒〜１０4℃／秒の冷却速度で急冷合金を得た。急冷合金を６００℃の温度で６０分間保温熱処理してから、室温まで冷却した。
水素粉砕工程：室温で、急冷合金が放置された水素粉砕炉を真空抽出し、その後、水素粉砕炉に純度９９．５％の水素ガスを０．１ＭＰａまで導入し、９７分間放置した後、真空を抽出しながら温度を上げた。５００℃の温度下で２時間真空引きを行った後冷却し、水素粉砕後の粉末を取り出した。
微粉砕工程：酸化ガス含有量が１００ｐｐｍ以下の雰囲気で、０．４２ＭＰａの粉砕室圧力下で、水素粉砕後の粉末を気流粉砕し、微粉を得た。微粉の平均粒度は４．５１μｍであった。酸化ガスは酸素あるいは水分であった。
気流粉砕後の粉末にカプリル酸メチルを添加した。カプリル酸メチルの添加量は混合後粉末重量の０．２５％であった。その後、Ｖ型混料機で充分混合した。
磁場成形工程：直角配向型の磁場成形機を用い、１．８Ｔの配向磁場中、０．２ｔｏｎ／ｃｍ2の成形圧力下で、カプリル酸メチルを添加した粉末を辺長２５ｍｍの立方体になるように一次成形した。一次成形後０．２Ｔの磁場で脱磁を行なった。
一次成形後の成形体は空気に触れないように密封し、二次成形機（等方静水圧成形機）で１．４ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力下で二次成形を行った。
焼結工程：各成形体は、焼結炉に運び、焼結した。焼結は１０-3Ｐａの真空下、２００℃、９００℃の各温度でそれぞれ２時間保持した後、１０２０℃で２時間焼結し、その後Ａｒガスを０．１ＭＰａまで導入し、室温まで冷却した。
熱処理工程：焼結体は、高純度Ａｒガス中で、６２０℃で１時間熱処理を行い、その後室温まで冷却し、取り出した。
加工工程：熱処理された焼結体をΦ１５ｍｍ、厚さ５ｍｍの磁石に加工し、５ｍｍ方向は磁場配向方向であった。
磁気性能の評価工程：焼結磁石の磁気性能は中国計量院製のＮＩＭ−１００００Ｈ型ＢＨ大型希土類永久磁石無損測量システムで測定された。
熱減磁の評価工程：焼結磁石の磁束を測定した後、１００℃で空気中で１時間加熱し、冷却後、再度磁束を測定した。磁束保持率が９５％以上のものを合格品とした。
実施例１〜３、実施例１〜４の焼結体で作った磁石は粒界拡散処理していない磁石として直接磁気性能を測定し、磁気特性を評価した。実施例と比較例の磁石の評価結果は表６に示す。
表６ 実施例と比較例の磁気性能評価状況
Figure 2017508269
全ての実施工程において、特にＯ、ＣとＮ量の含有量の制御を注意し、上記磁石におけるＯ、ＣとＮの三つの元素の含有量をそれぞれ０．４ ａｔ％以下、０．３ ａｔ％以下と０．２ ａｔ％以下に制御した。
結論として分かるのは、Ｃｕの含有量は０．３ ａｔ％より小さいと、ＳＱが極端に低下することである。これは、ＣｕがＳＱ改善に対して本質的改善効果を持つためと思われる。Ｃｕの含有量は０．８ ａｔ％を超えると、Ｈｃｊ、ＳＱが低下する。これは、Ｃｕの過剰添加により、Ｈｃｊ改善効果が飽和し、別のマイナスの要因が作用した為である。
同様に、実施例１から実施例４に対してＦＥ−ＥＰＭＡ測定を行い、計算した結果により、高Ｃｕ相結晶と中Ｃｕ相結晶が粒界組成の６５体積％以上を占めることが分かった。
実施例４
原料配合工程：純度９９．５％のＮｄ、工業用Ｆｅ−Ｂ、工業用純Ｆｅ、純度９９．９％のＣｏと純度９９．５％のＣｕ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒを用意し、原子パーセント ａｔ％で配合した。
各元素の含有量は表７に示す。
表７ 各元素の配合
Figure 2017508269
各例において、表７の元素組成になるように調製し、各１００ｋｇの原料を秤量、配合した。
溶解工程：それぞれ配合後の１等分の原料をアルミナ製坩堝に入れ、高周波真空誘導溶解炉中で１０-2Ｐａの真空中且つ１５００℃以下の温度で真空溶解した。
鋳造工程：真空溶解後の溶解炉にＡｒガスを５万Ｐａまで導入し、単ロール急冷法で鋳造した。１０2℃／秒〜１０4℃／秒の冷却速度で急冷合金を得た。急冷合金を６００℃の温度で６０分間保温熱処理してから、室温まで冷却した。
水素粉砕工程：室温で、急冷合金が放置された水素粉砕炉を真空抽出し、その後、水素粉砕炉に純度９９．５％の水素ガスを０．１ＭＰａまで導入し、１２２分間放置した後、真空を抽出しながら温度を上げた。５００℃の温度下で２時間真空引きを行った後冷却し、水素粉砕後の粉末を取り出した。
微粉砕工程：酸化ガス含有量が１００ｐｐｍ以下の雰囲気で、０．４５ＭＰａの粉砕室圧力下で、水素粉砕後の粉末を気流粉砕し、微粉を得た。微粉の平均粒度は４．２９μｍであった。酸化ガスは酸素あるいは水分であった。
一部粉砕後の微粉（微粉総重量の３０％を占める）をスクリーニングし、粒径が１．０μｍ以下の粉末を除いた後、スクリーニング後の微粉とスクリーニングしていない微粉を混合した。混合後の微粉に、粒径１．０μｍ以下の粉末の体積は全体粉末体積の１０％以下に減少した。
気流粉砕後の粉末にカプリル酸メチルを添加した。カプリル酸メチルの添加量は混合後粉末重量の０．２２％であった。その後、Ｖ型混料機で充分混合した。
磁場成形工程：直角配向型の磁場成形機を用い、１．８Ｔの配向磁場中、０．２ｔｏｎ／ｃｍ2の成形圧力下で、カプリル酸メチルを添加した粉末を辺長２５ｍｍの立方体になるように一次成形した。一次成形後０．２Ｔの磁場で脱磁を行なった。
一次成形後の成形体は空気に触れないように密封し、二次成形機（等方静水圧成形機）で１．４ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力下で二次成形を行った。
焼結工程：各成形体は、焼結炉に運び、焼結した。焼結は１０-3Ｐａの真空下、２００℃、９００℃の各温度でそれぞれ２時間保持した後、１０１０℃で２時間焼結し、その後Ａｒガスを０．１ＭＰａまで導入し、室温まで冷却した。
熱処理工程：焼結体は、高純度Ａｒガス中で、６２０℃で１時間熱処理を行い、その後室温まで冷却し、取り出した。
加工工程：熱処理された焼結体をΦ１５ｍｍ、厚さ５ｍｍの磁石に加工し、５ｍｍ方向は磁場配向方向であった。
磁気性能の評価工程：焼結磁石の磁気性能は中国計量院製のＮＩＭ−１００００Ｈ型ＢＨ大型希土類永久磁石無損測量システムで測定された。
熱減磁の評価工程：焼結磁石の磁束を測定した後、１００℃で空気中で１時間加熱し、冷却後、再度磁束を測定した。磁束保持率が９５％以上のものを合格品とした。
比較例１〜４、実施例１〜５の焼結体で作った磁石は粒界拡散処理していない磁石として直接磁気性能を測定し、磁気特性を評価した。実施例と比較例の磁石の評価結果は表８に示す。
表８ 実施例と比較例の磁気性能評価状況
Figure 2017508269
全ての実施工程において、特にＯ、ＣとＮ量の含有量の制御を注意し、上記磁石におけるＯ、ＣとＮの三つの元素の含有量をそれぞれ０．６ ａｔ％以下、０．３ ａｔ％以下と０．３ ａｔ％以下に制御した。
結論として分かるのは、Ｃｏ量は０．３ ａｔ％より小さいと、Ｈｃｊ、ＳＱが極端に低下することである。これは、結晶粒界に存在するＲ−Ｃｏ金属間化合物が一定の最低必要量になると、Ｈｃｊ、ＳＱへの促進効果を発揮させる為である。Ｃｏ量は３ ａｔ％を超えると、Ｈｃｊ、ＳＱは同様に極端に低下する。これは、結晶粒界に存在するＲ−Ｃｏ金属間化合物が一定量を超え、保磁力低減効果のある別相が生成した為である。
同様に、実施例１から実施例５に対してＦＥ−ＥＰＭＡ測定を行い、計算した結果により、高Ｃｕ相結晶と中Ｃｕ相結晶が粒界組成の６５体積％以上を占めることが分かった。
実施例５
原料配合工程：純度９９．５％のＮｄ、工業用Ｆｅ−Ｂ、工業用純Ｆｅ、純度９９．９％のＣｏと純度９９．５％のＣｕ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ａｇ、Ａｕ、Ｂｉを用意し、原子パーセント ａｔ％で配合した。
各元素の含有量は表９に示す。
表９ 各元素の配合
Figure 2017508269
各例において、表９の元素組成になるように調製し、各１００ｋｇの原料を秤量、配合した。
溶解工程：それぞれ配合後の１等分の原料をアルミナ製坩堝に入れ、高周波真空誘導溶解炉中で１０-2Ｐａの真空中且つ１５００℃以下の温度で真空溶解した。
鋳造工程：真空溶解後の溶解炉にＡｒガスを５万Ｐａまで導入し、単ロール急冷法で鋳造した。１０2℃／秒〜１０4℃／秒の冷却速度で急冷合金を得た。急冷合金を６００℃の温度で６０分間保温熱処理してから、室温まで冷却した。
水素粉砕工程：室温で、急冷合金が放置された水素粉砕炉を真空抽出し、その後、水素粉砕炉に純度９９．５％の水素ガスを０．１ＭＰａまで導入し、１０９分間放置した後、真空を抽出しながら温度を上げた。５００℃の温度下で２時間真空引きを行った後冷却し、水素粉砕後の粉末を取り出した。
微粉砕工程：酸化ガス含有量が１００ｐｐｍ以下の雰囲気で、０．４１ＭＰａの粉砕室圧力下で、水素粉砕後の粉末を気流粉砕し、微粉を得た。微粉の平均粒度は４．５８μｍであった。酸化ガスは酸素あるいは水分であった。
一部粉砕後の微粉（微粉総重量の３０％を占める）をスクリーニングし、粒径１．０μｍ以下の粉末を除いた後、スクリーニング後の微粉と残りのスクリーニングしていない微粉を混合した。混合後の微粉中に、粒径１．０μｍ以下の粉末の体積は全体粉末体積の１０％以下に減少した。
気流粉砕後の粉末にカプリル酸メチルを添加した。カプリル酸メチルの添加量は混合後粉末重量の０．２２％であった。その後、Ｖ型混料機で充分混合した。
磁場成形工程：直角配向型の磁場成形機を用い、１．８Ｔの配向磁場中、０．２ｔｏｎ／ｃｍ2の成形圧力下で、カプリル酸メチルを添加した粉末を辺長２５ｍｍの立方体になるように一次成形した。一次成形後０．２Ｔの磁場で脱磁を行なった。
一次成形後の成形体は空気に触れないように密封し、二次成形機（等方静水圧成形機）で１．４ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力下で二次成形を行った。
焼結工程：各成形体は、焼結炉に運び、焼結した。焼結は１０-3Ｐａの真空下、２００℃、９００℃の各温度でそれぞれ２時間保持した後、１０１０℃で２時間焼結し、その後Ａｒガスを０．１ＭＰａまで導入し、室温まで冷却した。
熱処理工程：焼結体は、高純度Ａｒガス中で、６２０℃で１時間熱処理を行い、その後室温まで冷却し、取り出した。
加工工程：熱処理された焼結体をΦ１５ｍｍ、厚さ５ｍｍの磁石に加工し、５ｍｍ方向は磁場配向方向であった。
磁気性能の評価工程：焼結磁石の磁気性能は中国計量院製のＮＩＭ−１００００Ｈ型ＢＨ大型希土類永久磁石無損測量システムで測定された。
熱減磁の評価工程：焼結磁石の磁束を測定した後、１００℃で空気中で１時間加熱し、冷却後、再度磁束を測定した。磁束保持率が９５％以上のものを合格品とした。
比較例１〜４、実施例１〜８の焼結体で作った磁石は粒界拡散処理していない磁石として直接磁気性能を測定し、磁気特性を評価した。実施例と比較例の磁石の評価結果は表１０に示す。
表１０ 実施例と比較例の磁気性能評価状況
Figure 2017508269
全ての実施工程において、特にＯ、ＣとＮ量の含有量の制御を注意し、上記磁石におけるＯ、ＣとＮの三つの元素の含有量をそれぞれ０．２ ａｔ％以下、０．２ ａｔ％以下と０．１ ａｔ％以下に制御した。
結論として分かるのは、三種以上のＸを使用することが好ましいことである。これは、結晶粒界における保磁力改善相の生成のときに、微量の不純物相の存在により促進作用が生じる為である。同時に、Ｘの含有量は０．３ ａｔ％より小さいと、保磁力、角形比への改善効果が発生しない。Ｘ量は１．０ ａｔ％を超えると、保磁力、角形比への改善効果が飽和し、ＳＱに対する負影響のある別相が生成したので、同様にＳＱの低下現象が出た。
同様に、実施例１から実施例８に対してＦＥ−ＥＰＭＡ測定を行い、計算した結果により、高Ｃｕ相結晶と中Ｃｕ相結晶が粒界組成の６５体積％以上を占めることが分かった。
実施例６
原料配合工程：純度９９．５％のＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｇｄ、Ｈｏ、Ｔｂ、工業用Ｆｅ−Ｂ、工業用純Ｆｅ、純度９９．９％のＣｏと純度９９．５％のＣｕ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ａｇを用意し、原子パーセント ａｔ％で配合した。
各元素の含有量は表１１に示す。
表１１ 各元素の配合
Figure 2017508269
各例において、表１１の元素組成になるように調製し、各１００ｋｇの原料を秤量、配合した。
溶解工程：それぞれ配合後の１等分の原料をアルミナ製坩堝に入れ、高周波真空誘導溶解炉中で１０-2Ｐａの真空中且つ１５００℃以下の温度で真空溶解した。
鋳造工程：真空溶解後の溶解炉にＡｒガスを５万Ｐａまで導入し、単ロール急冷法で鋳造した。１０2℃／秒〜１０4℃／秒の冷却速度で急冷合金を得た。急冷合金を６００℃の温度で６０分間保温熱処理してから、室温まで冷却した。
水素粉砕工程：室温で、急冷合金が放置された水素粉砕炉を真空抽出し、その後、水素粉砕炉に純度９９．５％の水素ガスを０．１ＭＰａまで導入し、１５１分間放置した後、真空を抽出しながら温度を上げた。５００℃の温度下で２時間真空引きを行った後冷却し、水素粉砕後の粉末を取り出した。
微粉砕工程：酸化ガス含有量が１００ｐｐｍ以下の雰囲気で、０．４３ＭＰａの粉砕室圧力下で、水素粉砕後の粉末を気流粉砕し、微粉を得た。微粉の平均粒度は４．２６μｍであった。酸化ガスは酸素あるいは水分であった。
一部粉砕後の微粉（微粉総重量の３０％を占める）をスクリーニングし、粒径１．０μｍ以下の粉末を除いた後、スクリーニング後の微粉と残りのスクリーニングしていない微粉を混合した。混合後の微粉中に、粒径１．０μｍ以下の粉末の体積は全体粉末体積の１０％以下に減少した。
気流粉砕後の粉末にカプリル酸メチルを添加した。カプリル酸メチルの添加量は混合後粉末重量の０．２３％であった。その後、Ｖ型混料機で充分混合した。
磁場成形工程：直角配向型の磁場成形機を用い、１．８Ｔの配向磁場中、０．２ｔｏｎ／ｃｍ2の成形圧力下で、カプリル酸メチルを添加した粉末を辺長２５ｍｍの立方体になるように一次成形した。一次成形後０．２Ｔの磁場で脱磁を行なった。
一次成形後の成形体は空気に触れないように密封し、二次成形機（等方静水圧成形機）で１．４ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力下で二次成形を行った。
焼結工程：各成形体は、焼結炉に運び、焼結した。焼結は１０-3Ｐａの真空下、２００℃、９００℃の各温度でそれぞれ２時間保持した後、１０２０℃で２時間焼結し、その後、Ａｒガスを０．１ＭＰａまで導入し、室温まで冷却した。
熱処理工程：焼結体は、高純度Ａｒガス中で、６２０℃で１時間熱処理を行い、その後室温まで冷却し、取り出した。
加工工程：熱処理された焼結体をΦ１５ｍｍ、厚さ５ｍｍの磁石に加工し、５ｍｍ方向は磁場配向方向であった。
磁気性能の評価工程：焼結磁石の磁気性能は中国計量院製のＮＩＭ−１００００Ｈ型ＢＨ大型希土類永久磁石無損測量システムで測定された。
熱減磁の評価工程：焼結磁石の磁束を測定した後、１００℃で空気中で１時間加熱し、冷却後、再度磁束を測定した。磁束保持率が９５％以上のものを合格品とした。
実施例１〜６の焼結体で作った磁石は粒界拡散処理していない磁石として直接磁気性能を測定し、磁気特性を評価した。実施例の磁石の評価結果は表１２に示す。
表１２ 実施例と比較例の磁気性能評価状況
Figure 2017508269
全ての実施工程において、特にＯ、ＣとＮ量の含有量の制御を注意し、上記磁石におけるＯ、ＣとＮの三つの元素の含有量をそれぞれ０．５ ａｔ％以下、０．３ ａｔ％以下と０．２ ａｔ％以下に制御した。
結論として分かるのは、原料中にＤｙ、Ｈｏ、Ｇｄ、Ｔｂの含有量が１ ａｔ％以下である時、最大磁気エネルギー積が４３ＭＧ０ｅ以上の高性能磁石が得られるということである。
同様に、実施例１から実施例６に対してＦＥ−ＥＰＭＡ測定を行い、計算した結果により、高Ｃｕ相結晶と中Ｃｕ相結晶が粒界組成の６５体積％以上を占めることが分かった。
実施例７
原料配合工程：純度９９．５％のＮｄ、工業用Ｆｅ−Ｂ、工業用純Ｆｅ、純度９９．９％のＣｏと純度９９．５％のＣｕ、Ａｌ、Ｓｉを用意し、原子パーセント ａｔ％で配合した。
各元素の含有量は表１３に示す。
表１３ 各元素の配合
Figure 2017508269
各例において、表１３の元素組成になるように調製し、各１００ｋｇの原料を秤量、配合した。
溶解工程：それぞれ配合後の１等分の原料をアルミナ製坩堝に入れ、高周波真空誘導溶解炉中で１０-2Ｐａの真空中且つ１５００℃以下の温度で真空溶解した。
鋳造工程：真空溶解後の溶解炉にＡｒガスを５万Ｐａまで導入し、単ロール急冷法で鋳造した。１０2℃／秒〜１０4℃／秒の冷却速度で急冷合金を得た。急冷合金を６００℃の温度で６０分間保温熱処理してから、室温まで冷却した。
水素粉砕工程：室温で、急冷合金が放置された水素粉砕炉を真空抽出し、その後、水素粉砕炉に純度９９．５％の水素ガスを０．１ＭＰａまで導入し、１３９分間放置した後、真空を抽出しながら温度を上げた。５００℃の温度下で２時間真空引きを行った後冷却し、水素粉砕後の粉末を取り出した。
微粉砕工程：酸化ガス含有量が１００ｐｐｍ以下の雰囲気で、０．４２ＭＰａの粉砕室圧力下で、水素粉砕後の粉末を気流粉砕し、微粉を得た。微粉の平均粒度は４．３２μｍであった。酸化ガスは酸素あるいは水分であった。
一部粉砕後の微粉（微粉総重量の３０％を占める）をスクリーニングし、粒径１．０μｍ以下の粉末を除いた後、スクリーニング後の微粉と残りのスクリーニングしていない微粉を混合した。混合後の微粉中に、粒径１．０μｍ以下の粉末の体積は全体粉末体積の１０％以下に減少した。
気流粉砕後の粉末にカプリル酸メチルを添加した。カプリル酸メチルの添加量は混合後粉末重量の０．２２％であった。その後、Ｖ型混料機で充分混合した。
磁場成形工程：直角配向型の磁場成形機を用い、１．８Ｔの配向磁場中、０．２ｔｏｎ／ｃｍ2の成形圧力下で、カプリル酸メチルを添加した粉末を辺長２５ｍｍの立方体になるように一次成形した。一次成形後０．２Ｔの磁場で脱磁を行なった。
一次成形後の成形体は空気に触れないように密封し、二次成形機（等方静水圧成形機）で１．４ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力下で二次成形を行った。
焼結工程：各成形体は、焼結炉に運び、焼結した。焼結は１０-3Ｐａの真空下、２００℃、９００℃の各温度でそれぞれ２時間保持した後、１０２０℃で２時間焼結し、その後Ａｒガスを０．１ＭＰａまで導入し、室温まで冷却した。
熱処理工程：焼結体は、高純度Ａｒガス中で、６２０℃で１時間熱処理を行い、その後室温まで冷却し、取り出した。
加工工程：熱処理された焼結体をΦ１５ｍｍ、厚さ５ｍｍの磁石に加工し、５ｍｍ方向は磁場配向方向であった。
比較例１−３、実施例１−４の焼結体で作った磁石を洗浄し、表面がきれいになった後、真空熱処理炉の中で、磁石の表面に厚さが５μｍのＤｙＦ3粉末を塗り、塗った後の真空乾燥された磁石を８５０℃の温度でＡｒ雰囲気中で２４時間Ｄｙの粒界拡散処理を実施した。蒸発したＤｙ金属原子の焼結磁石表面への供給量を調節し、焼結磁石表面に金属蒸発材料からなる薄膜を形成する前に、付着した金属原子を焼結磁石の結晶粒界相に拡散させた。
時効処理：Ｄｙ拡散された磁石を真空、５００℃で２時間時効処理し、表面研磨してから磁気性能の評価を行った。
磁気性能の評価工程：焼結磁石の磁気性能は中国計量院製のＮＩＭ−１００００Ｈ型ＢＨ大型希土類永久磁石無損測量システムで測定された。
熱減磁の評価工程：Ｄｙ拡散された焼結磁石の磁束を測定した後、１００℃で空気中で１時間加熱し、冷却後、再度磁束を測定した。磁束保持率が９５％以上のものを合格品とした。
実施例と比較例の磁石の評価結果は表１４に示す。
表１４ 実施例と比較例の磁気性能評価状況
Figure 2017508269
全ての実施工程において、特にＯ、ＣとＮ量の含有量の制御を注意し、上記磁石におけるＯ、ＣとＮの三つの元素の含有量をそれぞれ０．４ ａｔ％以下、０．３ ａｔ％以下と０．２ ａｔ％以下に制御した。
結論として分かるのは、粒界拡散後の磁石は粒界拡散していない磁石と比較して、１０（ｋＯｅ）以上の保磁力が増加し、非常に高い保磁力とよい角形比を持っていることである。
本発明の組成分において、Ｃｕ、Ｃｏ及びその他の不純物の微量添加により、高融点（９５０℃）のＲＣｏ2相等の金属間化合物相の融点を低下させ、その結果、粒界拡散温度で結晶粒界が全部融解し、粒界拡散の効率がより優れになり、保磁力がかつてない程向上した。角形比が９９％以上になったので、耐熱性良い高性能の磁石が得られた。
同様に、実施例１から実施例４に対してＦＥ−ＥＰＭＡ測定を行い、計算した結果により、高Ｃｕ相結晶と中Ｃｕ相結晶が粒界組成の６５体積％以上を占めることが分かった。
前記実施例は本発明の具体的な実施形態の更なる説明に使い、本発明は実施例に限らず、本発明の本質に基づいて以上の実施例に対する簡単な修正、近等変化や修飾はすべで、本発明の技術案の保護範囲内にある。
本発明は希土類磁石に０．３〜０．８ ａｔ％のＣｕと適量のＣｏを複合添加することにより、粒界に三種のＣｕリッチ相を形成し、この粒界に存在している三種のＣｕリッチ相の磁気的な効果や粒界におけるＢ不足問題への修復効果により、磁石の角形比や耐熱性への劇的な改善効果が得られる。

Claims (10)

  1. Ｒ2Ｔ14Ｂ主相を含む希土類磁石であって、下記の原料成分：
    Ｒ：１３．５ ａｔ％〜１４．５ ａｔ％、
    Ｂ：５．２ ａｔ％〜５．８ ａｔ％、
    Ｃｕ：０．３ ａｔ％〜０．８ ａｔ％、
    Ｃｏ：０．３ ａｔ％〜３ ａｔ％、及び
    残量のＴと不可避の不純物とを含有し、
    前記ＲはＮｄを含む少なくとも一種の希土類元素であり、
    前記Ｔは主にＦｅを含む元素であることを特徴とする低Ｂの希土類磁石。
  2. 前記ＴはさらにＸを含み、ただし、ＸはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ａｇ、Ａｕ、Ｂｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ又はＳから選ばれる少なくとも三種の元素であり、Ｘ元素の総組成は０ ａｔ％〜１．０ ａｔ％であり、
    前記不可避の不純物において、Ｏの含有量が１ ａｔ％以下、Ｃの含有量が１ ａｔ％以下、及びＮの含有量が０．５ ａｔ％以下に制御されることを特徴とする請求項１に記載の低Ｂの希土類磁石。
  3. 前記希土類磁石は、以下の工程、即ち、
    希土類磁石成分の溶融液を希土類磁石用合金に製造する工程と、
    前記希土類磁石用合金を粗粉砕してから微粉砕し、微粉に調製する工程と、
    前記微粉を磁場成形法で成形体に製造し、且つ真空又は不活性ガス中、９００℃〜１１００℃の温度で前記成形体を焼結し、粒界に高Ｃｕ相結晶、中Ｃｕ相結晶と低Ｃｕ相結晶を形成させる工程と
    から製造されることを特徴とする請求項１又は２に記載の低Ｂの希土類磁石。
  4. 前記高Ｃｕ相結晶の分子組成はＲＴ2系相、前記中Ｃｕ相結晶の分子組成はＲ6Ｔ13Ｘ系相、前記低Ｃｕ相結晶の分子組成はＲＴ5系相であり、前記高Ｃｕ相結晶と前記中Ｃｕ相結晶の合計含有量は粒界組成の６５体積％以上を占めることを特徴とする請求項３に記載の低Ｂの希土類磁石。
  5. 前記の希土類磁石は最大磁気エネルギー積が４３ＭＧＯｅを超えるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石であることを特徴とする請求項４に記載の低Ｂの希土類磁石。
  6. ＸはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ａｇ、Ａｕ、Ｂｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ又はＳから選ばれる少なくとも三種の元素であり、前記元素の総組成は０．３ ａｔ％〜１．０ ａｔ％であることを特徴とする請求項５に記載の低Ｂの希土類磁石。
  7. 前記Ｒ中、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｇｄ又はＴｂの含有量は１ ａｔ％以下であることを特徴とする請求項６に記載の低Ｂの希土類磁石。
  8. Ｒ2Ｔ14Ｂ主相を含む希土類磁石であって、下記の原料成分：
    Ｒ：１３．５ ａｔ％〜１４．５ ａｔ％、
    Ｂ：５．２ ａｔ％〜５．８ ａｔ％、
    Ｃｕ：０．３ ａｔ％〜０．８ ａｔ％、
    Ｃｏ：０．３ ａｔ％〜３ ａｔ％、
    及び残量のＴと不可避の不純物を含有し、
    前記ＲはＮｄを含む少なくとも一種の希土類元素であり、
    前記Ｔは主にＦｅを含む元素であり、且つ、
    前記希土類磁石は、以下の工程、即ち、
    前記希土類磁石成分の溶融液を希土類磁石用合金に製造する工程と、
    前記希土類磁石用合金を粗粉砕してから微粉砕し、微粉に調製する工程と、
    前記微粉を磁場成形法で成形体に製造し、且つ真空又は不活性ガス中、９００℃〜１１００℃の温度で前記成形体を焼結し、粒界に高Ｃｕ相結晶、中Ｃｕ相結晶と低Ｃｕ相結晶を形成させる工程と、
    ７００℃〜１０５０℃の温度でＲＨ粒界拡散処理する工程とによって製造されることを特徴とする低Ｂの希土類磁石。
  9. 前記ＲＨはＤｙ、Ｈｏ又はＴｂから選ばれる少なくとも一種であり、前記Ｔは更にＸを含み、ただし、ＸはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ａｇ、Ａｕ、Ｂｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ又はＳから選ばれる少なくとも三種の元素であり、Ｘ元素の総組成は０ ａｔ％〜１．０ ａｔ％であり、前記不可避の不純物において、Ｏの含有量が１ ａｔ％以下、Ｃの含有量が１ ａｔ％以下及びＮの含有量が０．５ ａｔ％以下に制御されることを特徴とする請求項８に記載の低Ｂの希土類磁石。
  10. 更に時効処理の工程、即ち、前記ＲＨ粒界拡散処理後の磁石を４００℃〜６５０℃の温度で時効処理する工程を含むことを特徴とする請求項８又は９に記載の低Ｂの希土類磁石。
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