JP2751109B2 - 熱安定性の良好な焼結型永久磁石 - Google Patents
熱安定性の良好な焼結型永久磁石Info
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Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野］
本発明は希土類磁石材料、特に希土類元素（以下Ｒと
略記する。）、鉄及び硼素を主成分としたＲ−Fe−Ｂ系
永久磁石材料であって固有保磁力（IHC）が高くかつ良
好な熱安定性を持つものに関する。 ［従来の技術］ Ｒ−Fe−Ｂ系永久磁石材料は、Ｒ−Co系永久磁石材料
よりも高い磁気特性が得られる新しい組成系として開発
が進んでおり、数多くの発明が提案されている。例えば
Nd15Fe77B8［組成式表示でNd（Fe0.91Ｂ0.09）5.67］は
最大磁気エネルギー積（BH）maxが35MGOe,固有保磁力IH
Cが10KOeに達する磁気特性を得ている（J.Appl.Phys.55
（６）2083（1984）参照）。 しかしながら、開発初期に提案されたＲ−Fe−Ｂ系英
空磁石は熱安定性が悪いという欠点がある。すなわち、
従来のＲ−Co系の永久磁石では約800℃のキュリー温度
（Tc）を有するのに対し、開発初期に提案されたＲ−Fe
−Ｂ系永久磁石材料では通常Tcが約300℃程度であり，
最高でも370℃程度と極めて低い（特開昭59−46008号公
報参照）。従って、熱安定性が不十分であって、周囲温
度が高い環境下での使用には難点があった。 それを解決する手段としては、直接Tcを向上させるこ
と、室温における固有保磁力（IHC）を十分高くするこ
とによって高温での減磁分があっても耐えられるように
することの２つが知られている。 前者として、Feの一部をCoで置換することによってTc
を上げる試みがなされた。その結果、Tcを400℃以上
で、磁気特性を犠牲にすれば800℃にまでも上昇させる
効果が認められた（特開昭59−64733号公報参照）。 後者として、Al,Ti,V,Cr,Mn,Zn,Hf,Nb,Ta,Mo,Ge,Sb,S
n,Bi,Ni等の添加が行われてきた。中でもAlはIHC向上に
特に有効とされる（特開昭59−89401号,60−77960号公
報参照）。 更に、Tb,Dy,Hoのような重希土類元素によるNdの一部
置換が高い最大エネルギー積［（BH）max］を保持しつ
つIHCを改善するために提案されており、約30MGOeの（B
H）maxのときIHCが9KOe程度のものが12〜18KOeに増大さ
れる（特開昭60−32306,60−34005号公報参照）。 加えて、CoとAlの複合添加が熱安定性向上の手段とし
て提案されている。すなわち、Feの一部をCoで置換する
とTcは向上するが、反面IHCの低下が含めない。それ
は、Nd（Fe,Co）２で表わされる磁性を持った析出物が
結晶粒界に現われ逆磁区が発生してIHCを低下するため
と考えられている。そこで、CoにAlを複合添加すること
によって非磁性のNd（Fe,Co,Al）２で表わされる相を出
現させることによって逆磁区を発生させない試みも行わ
れている（Appl.Phys.Lett.48（19）,1309（1986））。 保磁力向上および磁気的安定性向上のためにZn,Ga,In
の１種以上を添加することが開示されており、実施例と
してNd0.8Pr0.2（Fe0.82Co0.10Ｂ0.08）4.6の場合、IHC
＝3.8KOeのものが、Zn添加Nd0.8Pr0.2（Fe0.82Co0.07Ｂ
0.08Zn0.03）4.6の場合、IHC＝7.8KOeが得られたと報告
されている。作用としてはZn,Ga,InはＲ−Fe強磁性化合
物を分散させるマトリックスとなり保磁力が向上すると
説明されている（特開昭60−243247号公報参照）。 ［発明が解決しようとする問題点］ しかし、前述の従来技術には次に述べる問題点があ
る。 CoによるFeの一部置換の場合 結晶磁気異方性を低下させるためIHCを低下する。ま
た、原料面からコスト高、供給不安がある。 Al,Ti,V,Ni等を添加する場合 Niを除いて非磁性材料であるため、多量の添加は残留
磁束密度４πIrの低下を招来し、（BH）maxを下げる。N
iも、強磁性体ではあるが磁気モーメントが小さいた
め、結局４πIrを低下する。 重希土類元素を添加する場合 非常に高価であるためコストの著しい上昇を伴なう。
資源的希少性に加えて永久磁石以外の用途が少ないため
である。 CoとAlを複合添加する場合 Alの添加はTcを著しく低下させるため、100℃以上に
おける高温での熱安定性に劣る。加えて、CoとAlを複合
添加したＲ−Fe−Ｂ系磁石のIHCは、たかだか12KOe程度
にすぎない。 Zn,Ga,Inを添加する場合 Znについてのみ実施例の開示があり7.8KOeまで保磁力
が向上することが述べられているものの、熱安定性につ
いては何の言及もない。また、Ga,Inについては実施例
による支持がないばかりか、Inについては後述（第１
表）の如く、保磁力向上効果はないばかりかゼロに近
く、むしろ有害であることがわかった。 従って、本発明の目的はＲ−Fe−Ｂ系磁石においてTc
を向上するとともに十分なIHCを持ち、熱安定性の良好
な永久磁石を提供することにある。 ［問題点を解決するための手段］ 前記問題点を解決するために種々検討した結果、本発
明者はGaの添加効果を見出したものである。 すなわち、本発明は、原子比で式Ｒ（Fe1-x-y-z-uCox
ByGazMu）Ａ（ここでＲはDyを必須とし、Nd,Prを中心と
する希土類元素の１種または２種以上の組み合わせ、Ｍ
はNb,W,V,Ta,Moの１種または２種以上の組み合わせ、Ｒ
に対するDyの原子比率であるDy:R＝3:100〜40:100、０
≦ｘ≦0.7、0.02≦ｙ≦0.3、0.001≦ｚ≦0.15、０＜ｕ
≦0.1、4.0≦Ａ≦7.5）で表され、主相がR2Fe14B型金属
間化合物である熱安定性の良好な焼結型永久磁石であ
る。 本発明においてＲは、Nd,Pr,Ceその他の希土類元素
（Y,La,Pm,Sm,Eu,Gd,Tb,Dy,Ho,Er,Tm,Yb,Lu）であっ
て、特にNdを主体としてPr,Ceのような軽希土類元素又
はDyのような重希土類元素で一部置換できる。 Prで置換する場合には原子比率で98％を越えると４π
Irが低下し、Ceで置換する場合には、原子比率で30％を
越えると４πIrが低下する。 Dyで置換する場合には原子比率で３％未満ではIHC向
上効果すなわち熱安定性がなく、５％以上25％以下の置
換によって最も好ましい効果があるが、40％を越える置
換は４πIrを低下するため好ましくない。 なお、Ho,Tbなどの重希土類元素も利用できる。 本発明において、硼素Ｂの含有量ｙが0.02未満だとTc
が低くなり、かつ十分な保磁力が得られない。他方、ｙ
が0.3を越えると４πIsが低下し、磁気特性に悪影響を
及ぼす相が出現する。従って、ｙは0.02〜0.3であり、
より好ましくは0.03〜0.2、最も好ましくは0.04〜0.15
である。 本発明において、Gaの添加はIHC向上に顕著な効果が
ある。この効果は磁石のBCC相のキュリー点を上昇する
ことに起因すると考えられる。すなわち、Ｒ−Fe−Ｂ系
磁石の結晶粒界にはソフトな磁性相であるBCC相が存在
し、ここで磁壁がピンニングされることにより保磁力が
発生すると考えられているが、Ga添加によりBCC相のTc
を向上するために熱安定性が著しく向上するものと考え
られる。 ここでBCC相はNd−Fe−Ｂ系磁石の主相（金属間化合
物Nd2Fe14B）を100〜5000Aの幅で取り囲む体心立方構造
を持った多結晶相であり、Ndリッチ相（Nd:70〜95at
％，残部Fe）によって取り囲まれている。 Gaの含有量ｚは0.001未満では磁石のIHC向上に効果が
なく、熱安定性の改善が図れない。0.15を越えると飽和
磁化４πIsとTcの著しい減少を呈し好ましくない。Gaの
より好ましい範囲は0.002〜0.1,更に好ましい範囲は0.0
05〜0.05である。 本発明においてCoは、必須ではないがTc向上効果があ
るためGaと複合添加することによって熱安定性の一層の
向上に効果がある。ｘで示されるCoの含有量が、0.7を
越える場合には磁石の４πIr,IHCが低下して熱安定性が
悪く、IHCと４πIr及びTc（熱安定性）の良好な均衡の
ためのCoの好ましい上限は0.39であり、最も好ましくは
0.25である。 本発明において、添加元素Ｍは、Nb,W,V,Ta,Moであり
結晶粒の粗大化防止効果がある。なかでも、NbとＷの効
果が最も優れている。 Nbの添加は４πIrを若干低下するが、Gaほど４πIrを
低下させない。また、Nbは耐蝕性向上にも効果があるた
め、比較的高温にさらされる高耐熱永久磁石にとって非
常に有効な元素である。ｕで示されるNbの含有量が0.00
1未満のときはIHCの十分な効果が得られず、また、磁石
合金は十分な耐蝕性を示さない。他方、0.1を越えると
きは４πIrとTcの好ましくない減少を招来する。Nbのよ
り好ましい範囲は0.002〜0.04である。 Ｗの添加も熱安定性を著しく向上する。ｕで示される
Ｗの量が0.1を越えるときは、４πIs及びIHCが著しく低
下する。そして、0.001未満のときは十分な効果が得ら
れない。より好ましい範囲は0.002〜0.04である。 V,Ta,Moの添加も有効であり、ｕが0.001未満のときに
は十分なIHC向上効果が得られず、0.1を越えるときには
４πIsが著しく減少する。より好ましい範囲は0.002〜
0.04である。 本発明において、Ａが４未満のときは４πIsが低く、
7.5を越えるときはFeとCoリッチな相が出現し、保磁力
を著しく低下させる。従って、Ａは４〜7.5であり、よ
り好ましい範囲は4.5〜７、最も好ましくは5.0〜6.8で
ある。 なお、本発明において、熱安定性はパーミアンス係数
Pc＝−２のときの不可逆減磁率で表わす。不可逆減磁率
は、測定試料をパーミアンス係数Pc＝−２となる形状に
加工し、25KOeの磁場強度で着磁し、ヘルムホルツコイ
ルと磁束計で室温（25℃）における試料の磁束を測定
し、磁束の初期値とした後、試料を所定の温度に設定し
た恒温槽に30分間加熱保持し25℃に冷却後、再度磁束を
測定して加熱による減磁率を算出することにより求めら
れる。 パーミアンス係数Pcを−２にした理由は、典型的な使
用状態であるためであるが、多少の変化によっては不可
逆減磁率は変わらない。 本発明の永久磁石は、粉末冶金法によって製造でき
る。 以下、実施例により本発明を更に詳細に説明する。 ［実施例］ （参考例１） Nd（Fe0.70Co0.2Ｂ0.07Ｍ0.03）6.5（但し、Ｍ＝B,A
l,Si,P,Ti,V,Cr,Mn,Cu,Ga,Ge,Zr,Nb,Mo,Ag,In,Sb,Wのい
ずれか１種）なる組成の合金をアーク溶解にて作製し
た。得られたインゴットをスタンプミル及びディクスミ
ルで粗粉砕した。粉砕媒体としてN2ガスを用いジェット
ミルで微粉砕を行い粉砕粒度3.5μｍ（FSSS）の微粉砕
粉を得た。得られた原料粉を15KOeの磁場中で横磁場成
形（プレス方向と磁場方向が直交）した。成形圧力は２
トン/cm2であった。本成形体を真空中で1090℃×２時間
焼結した。熱処理は500〜900℃に１時間加熱保持した
後、急冷した。得られた結果を第１表に示す。検討した
19元素の中でIHCが10KOeを越えるものはGaだけである。
このようにGaは保磁力の向上に非常に有効である。 （参考例２） 参考例としてNd（Fe0.9−ｘCoxB0.07Ga0.03）5.8（ｘ
＝０〜0.75）及びNd（Fe0.93−ｘCoxB0.07）5.8（ｘ＝
０〜0.25）,Nd0.9Dy0.1（Fe0.93−ｘCoxB0.07）5.8（ｘ
＝０〜0.25）なる組成の合金を参考例１と同様な方法で
粗粉砕，微粉砕，焼結，熱処理した。得られた結果を第
2,3,4表に示す。第２表からCoの添加量ｘは0.7以下、好
ましくは0.39以下、最も好ましくは0.25以下で適当であ
ることがわかる。 次に、Co量が０及び0.2の場合における試料を所定温
度に30分間加熱保持後、open fluxの変化を測定し、熱
安定性を調べた。測定に用いた試料はパーミアンス係数
Pc＝−２となる形状に加工したものである。得られた結
果を第1,2図に示す。明らかにGaを加えると保磁力が高
く熱安定性は非常に改善される。更にCoとの複合添加に
より熱安定性が極めて改善され、DyとCoの複合添加でさ
えも不可逆減磁率が10％になる温度は130℃付近である
のに対して、GaとCoとを複合添加した場合は145℃付近
まで約15℃も熱安定性が改善されることがわかる。 （参考例３） Nd（Fe0.7Co0.2Ｂ0.08Ga0.02）Ａ（Ａ＝3.7〜7.7）,N
d（Fe0.92Ｂ0.08）Ａ（Ａ＝5.6〜6.6）なる組成の合金
を参考例１と同様な方法で粗粉砕，微粉砕，焼結，熱処
理した。得られた結果を第５（ａ）,5（ｂ）表に示す。
Nd−Fe−Ｂ ３元系の場合、Ａ＝6.2以上においては
IHC,（BH）maxはほとんどゼロであるのに対し、Co,Gaを
複合添加することにより、Ａ＝6.6以上でも高保磁力が
得られ、高特性が得られる。Nd−Fe−Ｂ ３元系は、Ａ
＝6.2以上においてはNdの酸化により焼結過程で液相と
して働くNd rich相が減少することが原因となって、保
磁力の発生を妨げている。これに対し、Co,Ga複合添加
の場合、Gaが酸化したNdの代りに液相として働き、高保
磁力を発生させている。 （参考例４） Nd（Fe0.70−ｙCo0.2ByGa0.03）6.5（ｙ＝0.01〜0.3
2）なる組成の合金を参考例１と同様な方法で永久磁石
化した。得られた結晶を第６表に示す。第６表から硼素
Ｂは0.02未満だと十分な保磁力が得られず、0.3を越え
ると40πIrが低下して（BH）maxが不十分となることが
わかる。従って、硼素の添加量ｙは0.02〜0.3であり、
より好ましくは0.03〜0.2,最も好ましくは0.04〜0.15で
ある。 （参考例５） （Nd0.8Dy0.2）（Fe0.86−ｚCo0.06Ｂ0.08Gaz）
5.5（ｚ＝０〜0.18）なる合金を参考例１と同様な方法
で溶解，粉砕，成形した。更に、900℃×2hrsの加熱保
持後、1.5℃/minで常温まで冷却した後、580℃×1hrの
時効処理をAr気流中で行い水中で冷却した。得られた磁
気特性を第７表に示し、220℃加熱による不可逆減磁率
を第８表に示す。 Gaの添加により４πIr,（BH）maxは低下していくがIH
Cは大幅に上昇し、耐熱性も向上していることがわか
る。Gaの添加量ｚは0.001から効果があり0.15を越える
と４πIrが減少するためｚ＝0.001〜0.15が好ましく、
より好ましくは0.002〜0.10、最も好ましくは0.005〜0.
05であることがわかる。 （実施例１） （Nd0.9Dy0.1）（Fe0.845−ｚCo0.06Ｂ0.08Nb0.015Ga
z）5.5（ｚ＝０〜0.06）なる合金を参考例１と同様な方
法で溶解，粉砕，成形した。得られた磁気特性を第９表
に示し、220℃加熱による不可逆減磁率を第10表に示
す。Dy置換量の少ない場合においてもGaの添加により熱
安定性は向上することが判る。また、Gaの添加量は0.00
1から効果があり、0.15を越えると４πIrが著しく減少
することがわかる。従って好ましいGaの添加量は0.001
〜0.15であり、より好ましい範囲は0.002〜0.1、更に好
ましい範囲は0.005〜0.05である。 （参考例６） Nd１−αDyα（Fe0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6（α＝０〜0.
2）,Nd（Fe0.72−ｘCo0.2Ｂ0.08Alx）（ｘ＝０〜0.0
5）,Nd（Fe0.72−ｘCo0.2Ｂ0.08Gax）5.6（ｘ＝０〜0.0
5）なる組成の合金をアーク溶解にて作製した。得られ
たインゴットをスタンプミル及びディスクミルで粗粉砕
し、32メッシュ以下に調整後ジェットミルで微粉砕し
た。粉砕媒体はN2ガスを用い、粉砕粒度3.5μｍ（FSS
S）の微粉末を得た。得られた原料粉を15KOeの磁場中で
横磁場成形した。成形圧力は1.5トン/cm2であった。本
成形体を真空中で1040℃×２時間焼結した。熱処理は60
0〜700℃に１時間加熱保持した後、急冷した。得られた
結果を第３図に示した。Ga添加磁石はDy,Al添加磁石と
比較し、高保磁力が得られ４πIr,（BH）maxの減少も少
ない。 次に、Nd（Fe0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,Nd0.8Dy0.2（Fe
0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,Nd（Fe0.67Co0.2Ｂ0.08Al0.05）
5.6,Nd（Fe0.67Co0.2Ｂ0.08Ga0.05）5.6の組成の磁石を
パーミアンス係数Pc＝−２の形状に加工し、着磁した後
所定温度に30分間加熱保持後、open fluxの温度変化を
測定した。得られた結果を第４図に示す。不可逆減磁率
の温度変化は保磁力の大きさに依存し、保磁力の大きい
Ga添加磁石は160℃で５％以内の不可逆減磁率で、熱安
定性が良い。 （参考例７） 実施例７で作成したNd（Fe0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,Nd
0.8Dy0.2（Fe0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,Nd（Fe0.67Co0.2Ｂ
0.08Al0.05）5.6,Nd（Fe0.67Co0.2Ｂ0.08Ga0.05）5.6の
磁石の数ミリ角の小片を着磁し、振動試料型磁力計で磁
束量の温度変化を測定した。測定は無磁場中で行った。
得られた結果を第５図に示す。磁束量の温度変化は２つ
の変曲点を有していて、低温側がBCC相、高温側は主相
のキュリー点に相当していると考えられる。Ga添加磁石
は無添加の場合と比較し、主相のキュリー点を若干減少
させるが、BCC相のキュリー点は逆に著しく向上させて
いることがわかる。これに対し、Al添加の場合は主相、
BCC相のキュリー点を著しく低下させ、熱安定性には好
ましくないことがわかる。 （参考例８） Nd（Fe0.82Co0.1Ｂ0.07Ga0.01）6.5 Nd（Fe0.93Ｂ
0.07）6.5なる組成の合金をアーク溶解にて作製した。
得られた合金を単ロール法により溶湯急冷した。得られ
たフレーク状試料を700℃×１時間熱処理した。この試
料をディスクミルで約100μｍに粉砕した。得られた粗
粉を（ａ）１つはエポキシ樹脂に浸し、（ｂ）他はホッ
トプレスにより圧密化した。各々の磁気特性を第11表に
示す。 表から明らかなように、Co,Gaを複合添加した場合、I
HCは20KOe以上と高く、熱安定性の良い等方性永久磁石
が得られた。（参考例９） 参考例としてNd（Fe0.82Co0.1Ｂ0.07Ga0.01）5.4なる
組成及びNd（Fe0.92Ｂ0.08）5.4なる組成の合金をアー
ク溶解にて作製した。得られた合金を（ａ）１つはその
まま50μｍ以下に粉砕し、（ｂ）１つは単ロール法によ
り溶湯急冷し、得られたフレーク状試料を成形後HIP
し、据え込み加工により偏平状に押しつぶし、（ｃ）更
にこれを50μｍ以下に粉砕した。これら（ａ）（ｃ）の
粉砕粉をエポキシ樹脂に浸し、磁場中成形した。（ｂ）
は据え込み加工のままで磁気異方性が付与された。得ら
れた磁石の磁気特性を第12表に示す。Nd−Fe−Ｂ ３元
系合金を粉砕すると、得られる保磁力は非常に小さい
が、Co,Gaを複合添加した合金では磁石として十分な保
磁力のものが得られる。 （実施例２） （Nd0.8Dy0.2）（Fe0.92−ｘCoxB0.08）5.5（ｘ＝0.0
6〜0.12），（Nd0.8Dy0.2）（Fe0.905−ｘCoxB0.08Nb
0.015）5.5（ｘ＝0.06〜0.12）および（Nd0.8Dy0.2）
（Fe0.895−ｘCoxB0.08Nb0.015Ga0.01）5.5（ｘ＝0.06
〜0.12）なる３シリーズの合金を参考例１と同様な方法
で溶解，粉砕，成形した。得られた成形体を1090℃×1h
rで真空焼結し、更に900℃×2hrsの加熱保持後、１℃/m
inの冷却速度で常温まで冷却した。 更に、600℃×1hrの時効処理をAr気流中で行い水中で
冷却した。得られた磁気特性を第13表（ａ）〜（ｃ）に
示す。 また、加熱による不可逆減磁率を第14表（ａ）〜
（ｃ）に示す。３種の合金系ともCo置換量の増大ととも
にIHCは低下するが、（BH）maxはほとんど変化しない。
不可逆減磁率の結果から、３種の合金系を比較すると本
発明のGa,Nbの複合添加したものの耐熱性が最も高い。 （実施例３） （Nd0.8Dy0.2）（Fe0.85−ｕCo0.06Ｂ0.08Ga0.01N
bu）5.5（ｕ＝０〜0.13）なる合金を参考例１と同様な
方法で溶解，粉砕，成形した。得られた成形体を1080℃
×2hrsで真空焼結し、更に900℃×2hrsの加熱保持後、
２℃/minで常温まで冷却した。更に、600℃×0.5hrの時
効処理をAr気流中で行い水中で冷却した。得られた磁気
特性を第15表に示す。Nbの添加量ｕが0.001になると保
磁力向上効果が見られるが、0.1を越えると４πIrが低
下するので好ましくない。好ましい範囲は0.002〜0.04
である。 Nbの添加により４πIr,（BH）maxは低下していくがIH
Cは増加する。第16表に示すように、220℃加熱による不
可逆減磁率はIHCの増加に伴い良くなっていることがわ
かる。 （参考例10） Nd（Fe0.86Co0.06Ｂ0.08）5.6,Nd（Fe0.84Co0.06Ｂ
0.08Ga0.02）5.6,Nd（Fe0.825Co0.06Ｂ0.08Ga0.02Ｗ
0.015）5.6なる組成の合金をアーク溶解にて作製した。
得られたインゴットをスタンプミルおよびディスクミル
にて粗粉砕し、32メッシュ以下に調整後ジェットミルで
微粉砕した。粉砕媒体はN2ガスを用い、粉砕粒度3.5μ
ｍ（FSSS）の微粉末を得た。得られた原料粉を15KOeの
磁場中で横磁場成形した。成形圧力は2ton/cm2である。
本成形体を真空中で1080℃×2hrs焼結した。熱処理は50
0〜900℃に１時間加熱保持した後、急冷した。磁気特性
の結果を第17表に示す。 また、各々の試料を所定温度に30分間加熱保持後、op
en fluxの変化を測定し、熱安定性を調べた。測定に用
いた試料はPc＝−２に加工したものである。得られた結
果を第６図に示す。図より明らかなように、Co,Ga,Wを
複合添加した磁石は高い熱安定性を有している。 （参考例11） Nd（Fe0.85−ｚCo0.06Ｂ0.08GazW0.01）5.4（ｚ＝0,
0.01,0.02,0.03,0.04,0.05）なる組成の合金を参考例１
と同様な方法で粗粉砕，微粉砕，焼結，熱処理した。得
られた磁石の磁気特性を第18表に示す。 また、Nd（Fe0.85−ｘCo0.06Ｂ0.08GazW0.01）
5.4（ｚ＝0,0.02,0.04）の試料を参考例10と同様な方法
で熱安定性を調べた。得られた結果を第７図に示す。 （実施例４） （Nd0.8Dy0.2）（Fe0.835Co0.06Ｂ0.08Nb0.015G
a0.01）5.5なる合金を高周波溶解にてインゴットに作製
した。得られたインゴットをスタンプミルおよびディス
クミルにて粗粉砕した。粉砕媒体はN2ガスを用い、粉砕
粒度3.5μｍ（FSSS）の微粉砕粉を15KOeの磁場中で横磁
場成形（プレス方向と磁場方向が直交）し、成形体を得
た。成形圧力は2ton/cm2である。本成形体を真空中で11
00℃×2hrs焼結した。焼結後、試料を室温まで炉中冷却
し、900℃×2hrs加熱し1.5℃／分の冷却速度で連続冷却
した。 室温への冷却後、540〜640℃で時効処理を行った場合
の磁気特性を第19表に示す。これら磁石を熱脱磁後、パ
ーミアンス係数Pc＝−２になるよう加工し、25KOeで再
着磁した。更に、180〜280℃まで20℃おきに1hr加熱保
持し、各加熱温度における不可逆減磁率を測定した。結
果を第20表に示す。260℃加熱においても不可逆減磁率
は５％以下で耐熱性良好なことがわかる。 比較のために（Nd0.8Dy0.2）（Fe0.86Co0.06Ｂ0.08）
5.5合金を同様の方法で作製した。得られた磁気特性
は、４πIr〜11200G,Hc〜10700Oe,IHC〜24000Oe,（BH）
max〜29.8MGOeであった。加熱による不可逆減磁率はPc
＝−２にて180℃の場合1.0％,200℃の場合1.8％,220℃
の場合5.7％,240℃の場合23.0％であった。 従って、NbおよびGaの複合添加により耐熱性が約40℃
向上することがわかる。 （参考例12） Nd（Fe0.825Co0.06Ｂ0.08Ga0.02Ｗ0.015）6.0なる組
成の合金をアーク溶解にて作製し、これを単ロール法に
より溶湯急冷した。得られたフレーク状試料を、以下の
３方法によりバルク形状とした。 （ａ）500〜700℃で熱処理し、エポキシ樹脂に浸し、金
型成形。 （ｂ）500〜700℃で熱処理し、ホットプレスにより圧密
化。 （ｃ）HIPにより圧密化し、据え込み加工により、偏平
状に押しつぶす。 得られた試料の磁気特性を第21表に示す。 各々の試料を実施例３と同様な方法で、熱安定性を調
べた。得られた結果を第８図に示す。 （参考例13） Nd（Fe0.85Co0.04Ｂ0.08Ga0.02Ｗ0.01）6.1なる組成
の合金をアーク溶解にて作製し、これを単ロール法によ
り溶湯急冷した。得られたフレーク状試料を、成形後HI
Pにより圧密化し、据え込み加工により偏平状に押しつ
ぶした。このバルク試料を80μｍ以下に粉砕した後、エ
ポキシ樹脂に浸し、磁場中成形した。得られた磁石の磁
気特性は、４πIr＝8.6KG,IHC＝13.0KOe,（BH）max＝1
6.0MGOeであった。 （参考例14） Nd（Fe0.67Co0.025Ｂ0.08）5.6,Nd（Fe0.65Co0.25Ｂ
0.08Ga0.02）5.6,Nd（Fe0.635Co0.25Ｂ0.08Ga0.02Ｗ
0.015）5.6なる組成の合金を参考例１と同様な方法で粗
粉砕、微粉砕、焼結、熱処理した。焼結温度は1020,104
0,1060,1080℃の４点で行い、磁気測定した。得られた
結果を第９図（ａ）〜（ｄ）に示す。第９図（ｂ），
（ｃ）に示すように、Ｗを添加しない場合は焼結温度が
高くなるにつれ、角形性が悪くなり、粗大結晶粒が生成
し、保磁力の低い結晶粒が生成している。これに対し
て、Ｗを添加した場合、第９図（ａ）（ｄ）に示すよう
に焼結温度を高くしても粗大結晶粒は生成せず角形性も
良いことがわかる。 （参考例15） Nd（Fe0.69Co0.2Ｂ0.08Ga0.02Ｍ0.01）5.6（M:V,Nb,T
a,Mo,W）なる組成の合金を参考例１と同様な方法で粗粉
砕、微粉砕、焼結、熱処理した。得られた磁石の磁気特
性を第22表に示す。（実施例５） （Nd0.8Dy0.2）（Fe0.85−ｕCo0.06Ｂ0.08Ga0.01M
ou）5.5（ｕ＝０〜0.12）なる組成の合金を参考例１と
同様な方法で粗粉砕、微粉砕焼結、熱処理した。得られ
た磁石の磁気特性および260℃に加熱した場合の不可逆
減磁率（Pc＝−２）を第23表に示す。Moの添加はｕ＝0.
001でIHC向上効果があるが、ｕ＝0.1を越えると４πIr
が低下して好ましくないことがわかる。より好ましい範
囲はｕ＝0.002〜0.04である。 （参考例16） Nd（Fe0.915−ｕCo0.06Ｂ0.075Ga0.1Vu）5.5（ｕ＝０
〜0.12）なる組成の合金を参考例１と同様な方法で粗粉
砕、微粉砕、焼結、熱処理した。得られた磁石の磁気特
性および160℃に加熱した場合の不可逆減磁率（Pc＝−
２）を第24表に示す。Ｖの添加量ｕは0.001でIHC向上効
果があるが0.1を越えると４πIrが低下して好ましくな
いことがわかる。より好ましい範囲は0.002〜0.04であ
る。 （実施例６） （Nd0.9Dy0.1）（Fe0.85−ｕCo0.06Ｂ0.08Ga0.01T
au）5.5なる組成の合金を参考例１と同様な方法で粗粉
砕、微粉砕、焼結、熱処理した。得られた磁石の磁気特
性および160℃に加熱した場合の不可逆減磁率（Pc＝−
２）を第25表に示す。 ［発明の効果］ 以上、実施例に示したようにDyを必須成分としたＲ−
Fe−Ｂ系磁石にCo,Ga,M（Nb,W,V,Mo,Taの１種以上）を
複合添加することにより、キュリー温度及び保磁力が非
常に高く、熱安定性が極めて良好な磁石が得られる。
略記する。）、鉄及び硼素を主成分としたＲ−Fe−Ｂ系
永久磁石材料であって固有保磁力（IHC）が高くかつ良
好な熱安定性を持つものに関する。 ［従来の技術］ Ｒ−Fe−Ｂ系永久磁石材料は、Ｒ−Co系永久磁石材料
よりも高い磁気特性が得られる新しい組成系として開発
が進んでおり、数多くの発明が提案されている。例えば
Nd15Fe77B8［組成式表示でNd（Fe0.91Ｂ0.09）5.67］は
最大磁気エネルギー積（BH）maxが35MGOe,固有保磁力IH
Cが10KOeに達する磁気特性を得ている（J.Appl.Phys.55
（６）2083（1984）参照）。 しかしながら、開発初期に提案されたＲ−Fe−Ｂ系英
空磁石は熱安定性が悪いという欠点がある。すなわち、
従来のＲ−Co系の永久磁石では約800℃のキュリー温度
（Tc）を有するのに対し、開発初期に提案されたＲ−Fe
−Ｂ系永久磁石材料では通常Tcが約300℃程度であり，
最高でも370℃程度と極めて低い（特開昭59−46008号公
報参照）。従って、熱安定性が不十分であって、周囲温
度が高い環境下での使用には難点があった。 それを解決する手段としては、直接Tcを向上させるこ
と、室温における固有保磁力（IHC）を十分高くするこ
とによって高温での減磁分があっても耐えられるように
することの２つが知られている。 前者として、Feの一部をCoで置換することによってTc
を上げる試みがなされた。その結果、Tcを400℃以上
で、磁気特性を犠牲にすれば800℃にまでも上昇させる
効果が認められた（特開昭59−64733号公報参照）。 後者として、Al,Ti,V,Cr,Mn,Zn,Hf,Nb,Ta,Mo,Ge,Sb,S
n,Bi,Ni等の添加が行われてきた。中でもAlはIHC向上に
特に有効とされる（特開昭59−89401号,60−77960号公
報参照）。 更に、Tb,Dy,Hoのような重希土類元素によるNdの一部
置換が高い最大エネルギー積［（BH）max］を保持しつ
つIHCを改善するために提案されており、約30MGOeの（B
H）maxのときIHCが9KOe程度のものが12〜18KOeに増大さ
れる（特開昭60−32306,60−34005号公報参照）。 加えて、CoとAlの複合添加が熱安定性向上の手段とし
て提案されている。すなわち、Feの一部をCoで置換する
とTcは向上するが、反面IHCの低下が含めない。それ
は、Nd（Fe,Co）２で表わされる磁性を持った析出物が
結晶粒界に現われ逆磁区が発生してIHCを低下するため
と考えられている。そこで、CoにAlを複合添加すること
によって非磁性のNd（Fe,Co,Al）２で表わされる相を出
現させることによって逆磁区を発生させない試みも行わ
れている（Appl.Phys.Lett.48（19）,1309（1986））。 保磁力向上および磁気的安定性向上のためにZn,Ga,In
の１種以上を添加することが開示されており、実施例と
してNd0.8Pr0.2（Fe0.82Co0.10Ｂ0.08）4.6の場合、IHC
＝3.8KOeのものが、Zn添加Nd0.8Pr0.2（Fe0.82Co0.07Ｂ
0.08Zn0.03）4.6の場合、IHC＝7.8KOeが得られたと報告
されている。作用としてはZn,Ga,InはＲ−Fe強磁性化合
物を分散させるマトリックスとなり保磁力が向上すると
説明されている（特開昭60−243247号公報参照）。 ［発明が解決しようとする問題点］ しかし、前述の従来技術には次に述べる問題点があ
る。 CoによるFeの一部置換の場合 結晶磁気異方性を低下させるためIHCを低下する。ま
た、原料面からコスト高、供給不安がある。 Al,Ti,V,Ni等を添加する場合 Niを除いて非磁性材料であるため、多量の添加は残留
磁束密度４πIrの低下を招来し、（BH）maxを下げる。N
iも、強磁性体ではあるが磁気モーメントが小さいた
め、結局４πIrを低下する。 重希土類元素を添加する場合 非常に高価であるためコストの著しい上昇を伴なう。
資源的希少性に加えて永久磁石以外の用途が少ないため
である。 CoとAlを複合添加する場合 Alの添加はTcを著しく低下させるため、100℃以上に
おける高温での熱安定性に劣る。加えて、CoとAlを複合
添加したＲ−Fe−Ｂ系磁石のIHCは、たかだか12KOe程度
にすぎない。 Zn,Ga,Inを添加する場合 Znについてのみ実施例の開示があり7.8KOeまで保磁力
が向上することが述べられているものの、熱安定性につ
いては何の言及もない。また、Ga,Inについては実施例
による支持がないばかりか、Inについては後述（第１
表）の如く、保磁力向上効果はないばかりかゼロに近
く、むしろ有害であることがわかった。 従って、本発明の目的はＲ−Fe−Ｂ系磁石においてTc
を向上するとともに十分なIHCを持ち、熱安定性の良好
な永久磁石を提供することにある。 ［問題点を解決するための手段］ 前記問題点を解決するために種々検討した結果、本発
明者はGaの添加効果を見出したものである。 すなわち、本発明は、原子比で式Ｒ（Fe1-x-y-z-uCox
ByGazMu）Ａ（ここでＲはDyを必須とし、Nd,Prを中心と
する希土類元素の１種または２種以上の組み合わせ、Ｍ
はNb,W,V,Ta,Moの１種または２種以上の組み合わせ、Ｒ
に対するDyの原子比率であるDy:R＝3:100〜40:100、０
≦ｘ≦0.7、0.02≦ｙ≦0.3、0.001≦ｚ≦0.15、０＜ｕ
≦0.1、4.0≦Ａ≦7.5）で表され、主相がR2Fe14B型金属
間化合物である熱安定性の良好な焼結型永久磁石であ
る。 本発明においてＲは、Nd,Pr,Ceその他の希土類元素
（Y,La,Pm,Sm,Eu,Gd,Tb,Dy,Ho,Er,Tm,Yb,Lu）であっ
て、特にNdを主体としてPr,Ceのような軽希土類元素又
はDyのような重希土類元素で一部置換できる。 Prで置換する場合には原子比率で98％を越えると４π
Irが低下し、Ceで置換する場合には、原子比率で30％を
越えると４πIrが低下する。 Dyで置換する場合には原子比率で３％未満ではIHC向
上効果すなわち熱安定性がなく、５％以上25％以下の置
換によって最も好ましい効果があるが、40％を越える置
換は４πIrを低下するため好ましくない。 なお、Ho,Tbなどの重希土類元素も利用できる。 本発明において、硼素Ｂの含有量ｙが0.02未満だとTc
が低くなり、かつ十分な保磁力が得られない。他方、ｙ
が0.3を越えると４πIsが低下し、磁気特性に悪影響を
及ぼす相が出現する。従って、ｙは0.02〜0.3であり、
より好ましくは0.03〜0.2、最も好ましくは0.04〜0.15
である。 本発明において、Gaの添加はIHC向上に顕著な効果が
ある。この効果は磁石のBCC相のキュリー点を上昇する
ことに起因すると考えられる。すなわち、Ｒ−Fe−Ｂ系
磁石の結晶粒界にはソフトな磁性相であるBCC相が存在
し、ここで磁壁がピンニングされることにより保磁力が
発生すると考えられているが、Ga添加によりBCC相のTc
を向上するために熱安定性が著しく向上するものと考え
られる。 ここでBCC相はNd−Fe−Ｂ系磁石の主相（金属間化合
物Nd2Fe14B）を100〜5000Aの幅で取り囲む体心立方構造
を持った多結晶相であり、Ndリッチ相（Nd:70〜95at
％，残部Fe）によって取り囲まれている。 Gaの含有量ｚは0.001未満では磁石のIHC向上に効果が
なく、熱安定性の改善が図れない。0.15を越えると飽和
磁化４πIsとTcの著しい減少を呈し好ましくない。Gaの
より好ましい範囲は0.002〜0.1,更に好ましい範囲は0.0
05〜0.05である。 本発明においてCoは、必須ではないがTc向上効果があ
るためGaと複合添加することによって熱安定性の一層の
向上に効果がある。ｘで示されるCoの含有量が、0.7を
越える場合には磁石の４πIr,IHCが低下して熱安定性が
悪く、IHCと４πIr及びTc（熱安定性）の良好な均衡の
ためのCoの好ましい上限は0.39であり、最も好ましくは
0.25である。 本発明において、添加元素Ｍは、Nb,W,V,Ta,Moであり
結晶粒の粗大化防止効果がある。なかでも、NbとＷの効
果が最も優れている。 Nbの添加は４πIrを若干低下するが、Gaほど４πIrを
低下させない。また、Nbは耐蝕性向上にも効果があるた
め、比較的高温にさらされる高耐熱永久磁石にとって非
常に有効な元素である。ｕで示されるNbの含有量が0.00
1未満のときはIHCの十分な効果が得られず、また、磁石
合金は十分な耐蝕性を示さない。他方、0.1を越えると
きは４πIrとTcの好ましくない減少を招来する。Nbのよ
り好ましい範囲は0.002〜0.04である。 Ｗの添加も熱安定性を著しく向上する。ｕで示される
Ｗの量が0.1を越えるときは、４πIs及びIHCが著しく低
下する。そして、0.001未満のときは十分な効果が得ら
れない。より好ましい範囲は0.002〜0.04である。 V,Ta,Moの添加も有効であり、ｕが0.001未満のときに
は十分なIHC向上効果が得られず、0.1を越えるときには
４πIsが著しく減少する。より好ましい範囲は0.002〜
0.04である。 本発明において、Ａが４未満のときは４πIsが低く、
7.5を越えるときはFeとCoリッチな相が出現し、保磁力
を著しく低下させる。従って、Ａは４〜7.5であり、よ
り好ましい範囲は4.5〜７、最も好ましくは5.0〜6.8で
ある。 なお、本発明において、熱安定性はパーミアンス係数
Pc＝−２のときの不可逆減磁率で表わす。不可逆減磁率
は、測定試料をパーミアンス係数Pc＝−２となる形状に
加工し、25KOeの磁場強度で着磁し、ヘルムホルツコイ
ルと磁束計で室温（25℃）における試料の磁束を測定
し、磁束の初期値とした後、試料を所定の温度に設定し
た恒温槽に30分間加熱保持し25℃に冷却後、再度磁束を
測定して加熱による減磁率を算出することにより求めら
れる。 パーミアンス係数Pcを−２にした理由は、典型的な使
用状態であるためであるが、多少の変化によっては不可
逆減磁率は変わらない。 本発明の永久磁石は、粉末冶金法によって製造でき
る。 以下、実施例により本発明を更に詳細に説明する。 ［実施例］ （参考例１） Nd（Fe0.70Co0.2Ｂ0.07Ｍ0.03）6.5（但し、Ｍ＝B,A
l,Si,P,Ti,V,Cr,Mn,Cu,Ga,Ge,Zr,Nb,Mo,Ag,In,Sb,Wのい
ずれか１種）なる組成の合金をアーク溶解にて作製し
た。得られたインゴットをスタンプミル及びディクスミ
ルで粗粉砕した。粉砕媒体としてN2ガスを用いジェット
ミルで微粉砕を行い粉砕粒度3.5μｍ（FSSS）の微粉砕
粉を得た。得られた原料粉を15KOeの磁場中で横磁場成
形（プレス方向と磁場方向が直交）した。成形圧力は２
トン/cm2であった。本成形体を真空中で1090℃×２時間
焼結した。熱処理は500〜900℃に１時間加熱保持した
後、急冷した。得られた結果を第１表に示す。検討した
19元素の中でIHCが10KOeを越えるものはGaだけである。
このようにGaは保磁力の向上に非常に有効である。 （参考例２） 参考例としてNd（Fe0.9−ｘCoxB0.07Ga0.03）5.8（ｘ
＝０〜0.75）及びNd（Fe0.93−ｘCoxB0.07）5.8（ｘ＝
０〜0.25）,Nd0.9Dy0.1（Fe0.93−ｘCoxB0.07）5.8（ｘ
＝０〜0.25）なる組成の合金を参考例１と同様な方法で
粗粉砕，微粉砕，焼結，熱処理した。得られた結果を第
2,3,4表に示す。第２表からCoの添加量ｘは0.7以下、好
ましくは0.39以下、最も好ましくは0.25以下で適当であ
ることがわかる。 次に、Co量が０及び0.2の場合における試料を所定温
度に30分間加熱保持後、open fluxの変化を測定し、熱
安定性を調べた。測定に用いた試料はパーミアンス係数
Pc＝−２となる形状に加工したものである。得られた結
果を第1,2図に示す。明らかにGaを加えると保磁力が高
く熱安定性は非常に改善される。更にCoとの複合添加に
より熱安定性が極めて改善され、DyとCoの複合添加でさ
えも不可逆減磁率が10％になる温度は130℃付近である
のに対して、GaとCoとを複合添加した場合は145℃付近
まで約15℃も熱安定性が改善されることがわかる。 （参考例３） Nd（Fe0.7Co0.2Ｂ0.08Ga0.02）Ａ（Ａ＝3.7〜7.7）,N
d（Fe0.92Ｂ0.08）Ａ（Ａ＝5.6〜6.6）なる組成の合金
を参考例１と同様な方法で粗粉砕，微粉砕，焼結，熱処
理した。得られた結果を第５（ａ）,5（ｂ）表に示す。
Nd−Fe−Ｂ ３元系の場合、Ａ＝6.2以上においては
IHC,（BH）maxはほとんどゼロであるのに対し、Co,Gaを
複合添加することにより、Ａ＝6.6以上でも高保磁力が
得られ、高特性が得られる。Nd−Fe−Ｂ ３元系は、Ａ
＝6.2以上においてはNdの酸化により焼結過程で液相と
して働くNd rich相が減少することが原因となって、保
磁力の発生を妨げている。これに対し、Co,Ga複合添加
の場合、Gaが酸化したNdの代りに液相として働き、高保
磁力を発生させている。 （参考例４） Nd（Fe0.70−ｙCo0.2ByGa0.03）6.5（ｙ＝0.01〜0.3
2）なる組成の合金を参考例１と同様な方法で永久磁石
化した。得られた結晶を第６表に示す。第６表から硼素
Ｂは0.02未満だと十分な保磁力が得られず、0.3を越え
ると40πIrが低下して（BH）maxが不十分となることが
わかる。従って、硼素の添加量ｙは0.02〜0.3であり、
より好ましくは0.03〜0.2,最も好ましくは0.04〜0.15で
ある。 （参考例５） （Nd0.8Dy0.2）（Fe0.86−ｚCo0.06Ｂ0.08Gaz）
5.5（ｚ＝０〜0.18）なる合金を参考例１と同様な方法
で溶解，粉砕，成形した。更に、900℃×2hrsの加熱保
持後、1.5℃/minで常温まで冷却した後、580℃×1hrの
時効処理をAr気流中で行い水中で冷却した。得られた磁
気特性を第７表に示し、220℃加熱による不可逆減磁率
を第８表に示す。 Gaの添加により４πIr,（BH）maxは低下していくがIH
Cは大幅に上昇し、耐熱性も向上していることがわか
る。Gaの添加量ｚは0.001から効果があり0.15を越える
と４πIrが減少するためｚ＝0.001〜0.15が好ましく、
より好ましくは0.002〜0.10、最も好ましくは0.005〜0.
05であることがわかる。 （実施例１） （Nd0.9Dy0.1）（Fe0.845−ｚCo0.06Ｂ0.08Nb0.015Ga
z）5.5（ｚ＝０〜0.06）なる合金を参考例１と同様な方
法で溶解，粉砕，成形した。得られた磁気特性を第９表
に示し、220℃加熱による不可逆減磁率を第10表に示
す。Dy置換量の少ない場合においてもGaの添加により熱
安定性は向上することが判る。また、Gaの添加量は0.00
1から効果があり、0.15を越えると４πIrが著しく減少
することがわかる。従って好ましいGaの添加量は0.001
〜0.15であり、より好ましい範囲は0.002〜0.1、更に好
ましい範囲は0.005〜0.05である。 （参考例６） Nd１−αDyα（Fe0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6（α＝０〜0.
2）,Nd（Fe0.72−ｘCo0.2Ｂ0.08Alx）（ｘ＝０〜0.0
5）,Nd（Fe0.72−ｘCo0.2Ｂ0.08Gax）5.6（ｘ＝０〜0.0
5）なる組成の合金をアーク溶解にて作製した。得られ
たインゴットをスタンプミル及びディスクミルで粗粉砕
し、32メッシュ以下に調整後ジェットミルで微粉砕し
た。粉砕媒体はN2ガスを用い、粉砕粒度3.5μｍ（FSS
S）の微粉末を得た。得られた原料粉を15KOeの磁場中で
横磁場成形した。成形圧力は1.5トン/cm2であった。本
成形体を真空中で1040℃×２時間焼結した。熱処理は60
0〜700℃に１時間加熱保持した後、急冷した。得られた
結果を第３図に示した。Ga添加磁石はDy,Al添加磁石と
比較し、高保磁力が得られ４πIr,（BH）maxの減少も少
ない。 次に、Nd（Fe0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,Nd0.8Dy0.2（Fe
0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,Nd（Fe0.67Co0.2Ｂ0.08Al0.05）
5.6,Nd（Fe0.67Co0.2Ｂ0.08Ga0.05）5.6の組成の磁石を
パーミアンス係数Pc＝−２の形状に加工し、着磁した後
所定温度に30分間加熱保持後、open fluxの温度変化を
測定した。得られた結果を第４図に示す。不可逆減磁率
の温度変化は保磁力の大きさに依存し、保磁力の大きい
Ga添加磁石は160℃で５％以内の不可逆減磁率で、熱安
定性が良い。 （参考例７） 実施例７で作成したNd（Fe0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,Nd
0.8Dy0.2（Fe0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,Nd（Fe0.67Co0.2Ｂ
0.08Al0.05）5.6,Nd（Fe0.67Co0.2Ｂ0.08Ga0.05）5.6の
磁石の数ミリ角の小片を着磁し、振動試料型磁力計で磁
束量の温度変化を測定した。測定は無磁場中で行った。
得られた結果を第５図に示す。磁束量の温度変化は２つ
の変曲点を有していて、低温側がBCC相、高温側は主相
のキュリー点に相当していると考えられる。Ga添加磁石
は無添加の場合と比較し、主相のキュリー点を若干減少
させるが、BCC相のキュリー点は逆に著しく向上させて
いることがわかる。これに対し、Al添加の場合は主相、
BCC相のキュリー点を著しく低下させ、熱安定性には好
ましくないことがわかる。 （参考例８） Nd（Fe0.82Co0.1Ｂ0.07Ga0.01）6.5 Nd（Fe0.93Ｂ
0.07）6.5なる組成の合金をアーク溶解にて作製した。
得られた合金を単ロール法により溶湯急冷した。得られ
たフレーク状試料を700℃×１時間熱処理した。この試
料をディスクミルで約100μｍに粉砕した。得られた粗
粉を（ａ）１つはエポキシ樹脂に浸し、（ｂ）他はホッ
トプレスにより圧密化した。各々の磁気特性を第11表に
示す。 表から明らかなように、Co,Gaを複合添加した場合、I
HCは20KOe以上と高く、熱安定性の良い等方性永久磁石
が得られた。（参考例９） 参考例としてNd（Fe0.82Co0.1Ｂ0.07Ga0.01）5.4なる
組成及びNd（Fe0.92Ｂ0.08）5.4なる組成の合金をアー
ク溶解にて作製した。得られた合金を（ａ）１つはその
まま50μｍ以下に粉砕し、（ｂ）１つは単ロール法によ
り溶湯急冷し、得られたフレーク状試料を成形後HIP
し、据え込み加工により偏平状に押しつぶし、（ｃ）更
にこれを50μｍ以下に粉砕した。これら（ａ）（ｃ）の
粉砕粉をエポキシ樹脂に浸し、磁場中成形した。（ｂ）
は据え込み加工のままで磁気異方性が付与された。得ら
れた磁石の磁気特性を第12表に示す。Nd−Fe−Ｂ ３元
系合金を粉砕すると、得られる保磁力は非常に小さい
が、Co,Gaを複合添加した合金では磁石として十分な保
磁力のものが得られる。 （実施例２） （Nd0.8Dy0.2）（Fe0.92−ｘCoxB0.08）5.5（ｘ＝0.0
6〜0.12），（Nd0.8Dy0.2）（Fe0.905−ｘCoxB0.08Nb
0.015）5.5（ｘ＝0.06〜0.12）および（Nd0.8Dy0.2）
（Fe0.895−ｘCoxB0.08Nb0.015Ga0.01）5.5（ｘ＝0.06
〜0.12）なる３シリーズの合金を参考例１と同様な方法
で溶解，粉砕，成形した。得られた成形体を1090℃×1h
rで真空焼結し、更に900℃×2hrsの加熱保持後、１℃/m
inの冷却速度で常温まで冷却した。 更に、600℃×1hrの時効処理をAr気流中で行い水中で
冷却した。得られた磁気特性を第13表（ａ）〜（ｃ）に
示す。 また、加熱による不可逆減磁率を第14表（ａ）〜
（ｃ）に示す。３種の合金系ともCo置換量の増大ととも
にIHCは低下するが、（BH）maxはほとんど変化しない。
不可逆減磁率の結果から、３種の合金系を比較すると本
発明のGa,Nbの複合添加したものの耐熱性が最も高い。 （実施例３） （Nd0.8Dy0.2）（Fe0.85−ｕCo0.06Ｂ0.08Ga0.01N
bu）5.5（ｕ＝０〜0.13）なる合金を参考例１と同様な
方法で溶解，粉砕，成形した。得られた成形体を1080℃
×2hrsで真空焼結し、更に900℃×2hrsの加熱保持後、
２℃/minで常温まで冷却した。更に、600℃×0.5hrの時
効処理をAr気流中で行い水中で冷却した。得られた磁気
特性を第15表に示す。Nbの添加量ｕが0.001になると保
磁力向上効果が見られるが、0.1を越えると４πIrが低
下するので好ましくない。好ましい範囲は0.002〜0.04
である。 Nbの添加により４πIr,（BH）maxは低下していくがIH
Cは増加する。第16表に示すように、220℃加熱による不
可逆減磁率はIHCの増加に伴い良くなっていることがわ
かる。 （参考例10） Nd（Fe0.86Co0.06Ｂ0.08）5.6,Nd（Fe0.84Co0.06Ｂ
0.08Ga0.02）5.6,Nd（Fe0.825Co0.06Ｂ0.08Ga0.02Ｗ
0.015）5.6なる組成の合金をアーク溶解にて作製した。
得られたインゴットをスタンプミルおよびディスクミル
にて粗粉砕し、32メッシュ以下に調整後ジェットミルで
微粉砕した。粉砕媒体はN2ガスを用い、粉砕粒度3.5μ
ｍ（FSSS）の微粉末を得た。得られた原料粉を15KOeの
磁場中で横磁場成形した。成形圧力は2ton/cm2である。
本成形体を真空中で1080℃×2hrs焼結した。熱処理は50
0〜900℃に１時間加熱保持した後、急冷した。磁気特性
の結果を第17表に示す。 また、各々の試料を所定温度に30分間加熱保持後、op
en fluxの変化を測定し、熱安定性を調べた。測定に用
いた試料はPc＝−２に加工したものである。得られた結
果を第６図に示す。図より明らかなように、Co,Ga,Wを
複合添加した磁石は高い熱安定性を有している。 （参考例11） Nd（Fe0.85−ｚCo0.06Ｂ0.08GazW0.01）5.4（ｚ＝0,
0.01,0.02,0.03,0.04,0.05）なる組成の合金を参考例１
と同様な方法で粗粉砕，微粉砕，焼結，熱処理した。得
られた磁石の磁気特性を第18表に示す。 また、Nd（Fe0.85−ｘCo0.06Ｂ0.08GazW0.01）
5.4（ｚ＝0,0.02,0.04）の試料を参考例10と同様な方法
で熱安定性を調べた。得られた結果を第７図に示す。 （実施例４） （Nd0.8Dy0.2）（Fe0.835Co0.06Ｂ0.08Nb0.015G
a0.01）5.5なる合金を高周波溶解にてインゴットに作製
した。得られたインゴットをスタンプミルおよびディス
クミルにて粗粉砕した。粉砕媒体はN2ガスを用い、粉砕
粒度3.5μｍ（FSSS）の微粉砕粉を15KOeの磁場中で横磁
場成形（プレス方向と磁場方向が直交）し、成形体を得
た。成形圧力は2ton/cm2である。本成形体を真空中で11
00℃×2hrs焼結した。焼結後、試料を室温まで炉中冷却
し、900℃×2hrs加熱し1.5℃／分の冷却速度で連続冷却
した。 室温への冷却後、540〜640℃で時効処理を行った場合
の磁気特性を第19表に示す。これら磁石を熱脱磁後、パ
ーミアンス係数Pc＝−２になるよう加工し、25KOeで再
着磁した。更に、180〜280℃まで20℃おきに1hr加熱保
持し、各加熱温度における不可逆減磁率を測定した。結
果を第20表に示す。260℃加熱においても不可逆減磁率
は５％以下で耐熱性良好なことがわかる。 比較のために（Nd0.8Dy0.2）（Fe0.86Co0.06Ｂ0.08）
5.5合金を同様の方法で作製した。得られた磁気特性
は、４πIr〜11200G,Hc〜10700Oe,IHC〜24000Oe,（BH）
max〜29.8MGOeであった。加熱による不可逆減磁率はPc
＝−２にて180℃の場合1.0％,200℃の場合1.8％,220℃
の場合5.7％,240℃の場合23.0％であった。 従って、NbおよびGaの複合添加により耐熱性が約40℃
向上することがわかる。 （参考例12） Nd（Fe0.825Co0.06Ｂ0.08Ga0.02Ｗ0.015）6.0なる組
成の合金をアーク溶解にて作製し、これを単ロール法に
より溶湯急冷した。得られたフレーク状試料を、以下の
３方法によりバルク形状とした。 （ａ）500〜700℃で熱処理し、エポキシ樹脂に浸し、金
型成形。 （ｂ）500〜700℃で熱処理し、ホットプレスにより圧密
化。 （ｃ）HIPにより圧密化し、据え込み加工により、偏平
状に押しつぶす。 得られた試料の磁気特性を第21表に示す。 各々の試料を実施例３と同様な方法で、熱安定性を調
べた。得られた結果を第８図に示す。 （参考例13） Nd（Fe0.85Co0.04Ｂ0.08Ga0.02Ｗ0.01）6.1なる組成
の合金をアーク溶解にて作製し、これを単ロール法によ
り溶湯急冷した。得られたフレーク状試料を、成形後HI
Pにより圧密化し、据え込み加工により偏平状に押しつ
ぶした。このバルク試料を80μｍ以下に粉砕した後、エ
ポキシ樹脂に浸し、磁場中成形した。得られた磁石の磁
気特性は、４πIr＝8.6KG,IHC＝13.0KOe,（BH）max＝1
6.0MGOeであった。 （参考例14） Nd（Fe0.67Co0.025Ｂ0.08）5.6,Nd（Fe0.65Co0.25Ｂ
0.08Ga0.02）5.6,Nd（Fe0.635Co0.25Ｂ0.08Ga0.02Ｗ
0.015）5.6なる組成の合金を参考例１と同様な方法で粗
粉砕、微粉砕、焼結、熱処理した。焼結温度は1020,104
0,1060,1080℃の４点で行い、磁気測定した。得られた
結果を第９図（ａ）〜（ｄ）に示す。第９図（ｂ），
（ｃ）に示すように、Ｗを添加しない場合は焼結温度が
高くなるにつれ、角形性が悪くなり、粗大結晶粒が生成
し、保磁力の低い結晶粒が生成している。これに対し
て、Ｗを添加した場合、第９図（ａ）（ｄ）に示すよう
に焼結温度を高くしても粗大結晶粒は生成せず角形性も
良いことがわかる。 （参考例15） Nd（Fe0.69Co0.2Ｂ0.08Ga0.02Ｍ0.01）5.6（M:V,Nb,T
a,Mo,W）なる組成の合金を参考例１と同様な方法で粗粉
砕、微粉砕、焼結、熱処理した。得られた磁石の磁気特
性を第22表に示す。（実施例５） （Nd0.8Dy0.2）（Fe0.85−ｕCo0.06Ｂ0.08Ga0.01M
ou）5.5（ｕ＝０〜0.12）なる組成の合金を参考例１と
同様な方法で粗粉砕、微粉砕焼結、熱処理した。得られ
た磁石の磁気特性および260℃に加熱した場合の不可逆
減磁率（Pc＝−２）を第23表に示す。Moの添加はｕ＝0.
001でIHC向上効果があるが、ｕ＝0.1を越えると４πIr
が低下して好ましくないことがわかる。より好ましい範
囲はｕ＝0.002〜0.04である。 （参考例16） Nd（Fe0.915−ｕCo0.06Ｂ0.075Ga0.1Vu）5.5（ｕ＝０
〜0.12）なる組成の合金を参考例１と同様な方法で粗粉
砕、微粉砕、焼結、熱処理した。得られた磁石の磁気特
性および160℃に加熱した場合の不可逆減磁率（Pc＝−
２）を第24表に示す。Ｖの添加量ｕは0.001でIHC向上効
果があるが0.1を越えると４πIrが低下して好ましくな
いことがわかる。より好ましい範囲は0.002〜0.04であ
る。 （実施例６） （Nd0.9Dy0.1）（Fe0.85−ｕCo0.06Ｂ0.08Ga0.01T
au）5.5なる組成の合金を参考例１と同様な方法で粗粉
砕、微粉砕、焼結、熱処理した。得られた磁石の磁気特
性および160℃に加熱した場合の不可逆減磁率（Pc＝−
２）を第25表に示す。 ［発明の効果］ 以上、実施例に示したようにDyを必須成分としたＲ−
Fe−Ｂ系磁石にCo,Ga,M（Nb,W,V,Mo,Taの１種以上）を
複合添加することにより、キュリー温度及び保磁力が非
常に高く、熱安定性が極めて良好な磁石が得られる。
【図面の簡単な説明】
第１図はNd−Fe−B,Nd−Dy−Fe−Ｂ及びNd−Fe−Ｂ−Ga
磁石の加熱温度に対する不可逆減磁率を示す図。 第２図はNd−Fe−Co−B,Nd−Dy−Fe−Co−Ｂ及びNd−Fe
−Co−Ｂ−Ga磁石の加熱温度に対する不可逆減磁率を示
す図。 第３図はNd−Dy−Fe−Co−B,Nd−Fe−Co−Ｂ−Al及びNd
−Fe−Co−Ｂ−Ga磁石の磁気特性を比較する示す図。 第４図はNd（Fe0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,Nd0.8Dy0.2（Fe
0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,Nd（Fe0.67Co0.2Ｂ0.08Al0.05）
5.6,Nd（Fe0.67Co0.2Ｂ0.08Ga0.05）5.6なる組成の磁石
の加熱温度に対する不可逆減磁率を示す図。 第５図（ａ）〜（ｄ）はNd（Fe0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,N
d0.8Dy0.2（Fe0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,Nd（Fe0.67Co0.02
Ｂ0.08Al0.05）5.6,Nd（Fe0.67Co0.2Ｂ0.08Ga0.05）5.6
なる組成の磁石の磁束量の温度変化を示す図。 第６図はNd−Fe−Co−B,Nd−Fe−Co−Ｂ−Ga及びNd−Fe
−Co−Ｂ−Ga−Ｗ磁石の加熱温度に対する不可逆減磁率
を示す図。 第７図はNd（Fe0.85−ｚCo0.06Ｂ0.08GazW0.01）5.4な
る組成の磁石の加熱温度に対する不可逆減磁率を示す
図。 第８図は種々な製造方法による磁石の加熱温度に対する
不可逆減磁率を示す図。 第９図はNd（Fe0.67−ｚ−ｕCo0.25Ｂ0.08GazWu）5.6,N
d（Fe0.67Co0.25Ｂ0.08）5.6,Nd（Fe0.65Co0.25Ｂ0.08G
a0.02）5.6,Nd（Fe0.635Co0.25Ｂ0.08Ga0.02Ｗ0.015）
5.6なる組成の磁石の種々な焼結温度における減磁曲線
を示す図である。
磁石の加熱温度に対する不可逆減磁率を示す図。 第２図はNd−Fe−Co−B,Nd−Dy−Fe−Co−Ｂ及びNd−Fe
−Co−Ｂ−Ga磁石の加熱温度に対する不可逆減磁率を示
す図。 第３図はNd−Dy−Fe−Co−B,Nd−Fe−Co−Ｂ−Al及びNd
−Fe−Co−Ｂ−Ga磁石の磁気特性を比較する示す図。 第４図はNd（Fe0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,Nd0.8Dy0.2（Fe
0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,Nd（Fe0.67Co0.2Ｂ0.08Al0.05）
5.6,Nd（Fe0.67Co0.2Ｂ0.08Ga0.05）5.6なる組成の磁石
の加熱温度に対する不可逆減磁率を示す図。 第５図（ａ）〜（ｄ）はNd（Fe0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,N
d0.8Dy0.2（Fe0.72Co0.2Ｂ0.08）5.6,Nd（Fe0.67Co0.02
Ｂ0.08Al0.05）5.6,Nd（Fe0.67Co0.2Ｂ0.08Ga0.05）5.6
なる組成の磁石の磁束量の温度変化を示す図。 第６図はNd−Fe−Co−B,Nd−Fe−Co−Ｂ−Ga及びNd−Fe
−Co−Ｂ−Ga−Ｗ磁石の加熱温度に対する不可逆減磁率
を示す図。 第７図はNd（Fe0.85−ｚCo0.06Ｂ0.08GazW0.01）5.4な
る組成の磁石の加熱温度に対する不可逆減磁率を示す
図。 第８図は種々な製造方法による磁石の加熱温度に対する
不可逆減磁率を示す図。 第９図はNd（Fe0.67−ｚ−ｕCo0.25Ｂ0.08GazWu）5.6,N
d（Fe0.67Co0.25Ｂ0.08）5.6,Nd（Fe0.65Co0.25Ｂ0.08G
a0.02）5.6,Nd（Fe0.635Co0.25Ｂ0.08Ga0.02Ｗ0.015）
5.6なる組成の磁石の種々な焼結温度における減磁曲線
を示す図である。
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フロントページの続き
(31)優先権主張番号 特願昭62−857
(32)優先日 昭62(1987)１月６日
(33)優先権主張国 日本（ＪＰ）
(72)発明者 小暮 浩
埼玉県熊谷市三ヶ尻5200番地 日立金属
株式会社磁性材料研究所内
(56)参考文献 特開 昭63−18603（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−179803（ＪＰ，Ａ)
特開 昭62−136551（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．原子比で式Ｒ（Fe1-x-y-z-uCoxByGazMu）Ａ（ここ
でＲはDyを必須とし、Nd,Prを中心とする希土類元素の
１種または２種以上の組み合わせ、ＭはNb,W,V,Ta,Moの
１種または２種以上の組み合わせ、Ｒに対するDyの原子
比率であるDy:R＝3:100〜40:100、０≦ｘ≦0.7、0.02≦
ｙ≦0.3、0.001≦ｚ≦0.15、０＜ｕ≦0.1、4.0≦Ａ≦7.
5）で表され、主相がR2Fe14B型金属間化合物である熱安
定性の良好な焼結型永久磁石。 ２．Ｒに対するDyの原子比率であるDy:R＝3:100〜25:10
0である請求項１に記載の熱安定性の良好な焼結型永久
磁石。 ３．固有保磁力IHcが16.5KOe以上である請求項１または
２に記載の熱安定性の良好な焼結型永久磁石。 ４．耐熱温度が180℃以上である請求項１乃至３のいず
れかに記載の熱安定性の良好な焼結型永久磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2188347A JPH03148804A (ja) | 1987-07-23 | 1990-07-17 | 熱安定性の良好な永久磁石及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17298786 | 1986-07-23 | ||
| JP18590586 | 1986-08-07 | ||
| JP24349086 | 1986-10-14 | ||
| JP85787 | 1987-01-06 | ||
| JP62-857 | 1987-01-06 | ||
| JP61-185905 | 1987-01-06 | ||
| JP61-243490 | 1987-01-06 | ||
| JP61-172987 | 1987-01-06 |
Related Child Applications (3)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2188347A Division JPH03148804A (ja) | 1987-07-23 | 1990-07-17 | 熱安定性の良好な永久磁石及びその製造方法 |
| JP2188346A Division JPH03148803A (ja) | 1990-07-17 | 1990-07-17 | 永久磁石 |
| JP26614497A Division JP3255593B2 (ja) | 1997-09-30 | 1997-09-30 | 熱安定性の良好な焼結型永久磁石の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS647503A JPS647503A (en) | 1989-01-11 |
| JP2751109B2 true JP2751109B2 (ja) | 1998-05-18 |
Family
ID=27453258
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62183881A Expired - Lifetime JP2751109B2 (ja) | 1986-07-23 | 1987-07-23 | 熱安定性の良好な焼結型永久磁石 |
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| JP (1) | JP2751109B2 (ja) |
| KR (1) | KR910001065B1 (ja) |
| CN (1) | CN1036554C (ja) |
| DE (2) | DE3750661T2 (ja) |
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