JP2966342B2 - 焼結型永久磁石 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、R-Fe-B系の希土類
磁石の性能改善に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】焼結型希土類永久磁石の中でR-Fe-B系(R
はYを含む希土類元素のうちの１種又は２種以上)焼結型
永久磁石は高性能磁石として注目され、広い分野で使用
されている。このR-Fe-B系焼結型永久磁石は、基本的に
はR2Fe14B相(主相)、RFe7B6相(Brich相)、R85Fe15相(Rr
ich相)の３相から成る構造を有している。組成的に希土
類元素に豊んだRrich相の存在と、このような３相構造
に由来して、R-Fe-B系焼結型永久磁石はSm-Co系焼結型
永久磁石に比べて耐蝕性が劣り、この永久磁石の開発当
初から現在に至るまで欠点の１つとなっている。R-Fe-B
系焼結型永久磁石の腐蝕のメカニズムについての定説は
無いが、Rrich相を起点とした腐蝕の形態が一般的であ
ることから、Rrich相を陽極とした陽極腐蝕との見方も
ある。確かに、R-Fe-B系焼結型永久磁石の希土類元素の
量を減少することによって、その焼結体内部のRrich相
の量は減少し、かつ相の形態は微細化し、これに対応し
て永久磁石の耐蝕性は向上する。従って、希土類元素の
量を減少することは、R-Fe-B系焼結型永久磁石の耐蝕性
改善の一つの方法である。

【０００３】R-Fe-B系を含む焼結型の希土類永久磁石
は、原料金属を溶解し鋳型に注湯して得られたインゴッ
トを粉砕，成形，焼結，熱処理，加工するという粉末冶
金的な工程によって製造されるのが一般的である。しか
し、インゴットを粉砕して得られる合金粉末は、希土類
元素を多量に含むため化学的に非常に活性であり、大気
中において酸化して含有酸素量が増加する。これによっ
て、焼結後の焼結体では希土類元素の一部が酸化物を形
成し、磁気的に有効な希土類元素が減少する。このた
め、実用的な磁気特性の水準、例えばiHc≧13kOeを実現
するためには、R-Fe-B系焼結型永久磁石の希土類元素の
量を増やす必要があり、重量百分比率で31％を越える希
土類元素の添加量が実用材料では採用されている。この
ため、これまでのR-Fe-B系焼結型永久磁石の耐蝕性は十
分ではなかった。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、以上述べた
R-Fe-B系焼結型永久磁石の耐蝕性を大幅に改善しようと
するものである。

【０００５】

【問題を解決するための手段】本発明者らは、R-Fe-B系
焼結型永久磁石の耐蝕性を改善するため種々検討した結
果、特定範囲量の希土類量と特定量以下の酸素量と炭素
量のR-Fe-B系焼結型永久磁石において、その含有窒素量
を特定範囲とすることによって、耐蝕性が改善されると
ともに実用的な高い磁気特性が得られることを見い出し
た。そして、R-Fe-B系焼結型永久磁石の耐蝕性をさらに
改善すべく研究を継続した結果、その磁石主相結晶粒径
を特定値以下とすることによって、耐蝕性がさらに向上
することを見い出して本発明に至ったものである。

【０００６】以下、本発明を具体的に説明する。本発明
における焼結型永久磁石は、重量百分率でR(RはYを含む
希土類元素のうちの１種又は２種以上)27.0〜31.0％,B
0.5〜2.0％,N 0.02〜0.15％,O 0.25％以下(0％を含ま
ず),C 0.15％以下(0％を含まず),残部Feの組成を有し、
磁石主相の総面積に対し、結晶粒径が10μｍ以下の主相
結晶粒の面積の和が80％以上、結晶粒径が13μｍ以上の
主相結晶粒の面積の和が10％以下であることを特徴とす
る。また、本発明焼結型永久磁石において、Feの一部を
Nb 0.1〜2.0％,Al 0.02〜2.0％,Co 0.3〜5.0％,Ga 0.01
〜0.5％,Cu 0.01〜1.0％のうち１種又は２種以上で置換
することができる。

【０００７】本発明者らは、上記組成を有するR-Fe-B系
焼結型永久磁石の耐蝕性に結晶粒径依存性があり、磁石
主相結晶粒径を特定値以下にすることによって、特に優
れた耐蝕性が発現されることを見い出した。磁石結晶粒
径の定義と測定には種々の方法があり得、一義的ではな
いが、発明者らは磁石主相の総面積に対する粒径が一定
寸法以下の主相結晶粒の面積の和の割合と、同じく磁石
主相の総面積に対する粒径が一定寸法以上の主相結晶粒
の面積の和の割合によって、磁石結晶粒径の状態を示す
尺度とした。以下この尺度を用いて本発明の効果を説明
することとする。また、この割合を算出するに当たって
の計測は、対象とするR-Fe-B系焼結型永久磁石の結晶組
織を、OLYMPUS社製顕微鏡(商品名VANOX)で観察し、この
画像をNIRECO社製画像処理装置(商品名LUZEX２)に直接
投入して行った。

【０００８】図１は、重量百分率でNd 27.5％,Pr 0.5
％,Dy 1.5％,B 1.1％,Al 0.1％,Co 2.0％,Ga 0.08％,N
0.06％,O 0.16％,C 0.06％,N 0.040％,残部Feの組成を
有し、磁石主相の総面積に対する結晶粒径が10μｍ以下
の主相結晶粒の面積の和が９６％,結晶粒径が13μｍ以
上の主相結晶粒の面積の和が１％の焼結型永久磁石の光
学顕微鏡（１０００倍で観察）による観察結果である。
また図２は、同じ組成を有し、磁石主相の総面積に対す
る結晶粒径が10μｍ以下の主相結晶粒の面積の和が６４
％,結晶粒径が13μｍ以上の主相結晶粒の面積の和が１
７％の焼結型永久磁石の光学顕微鏡（１０００倍で観
察）による観察結果である。

【０００９】これらの焼結型永久磁石の耐蝕性を評価す
るために、磁石を8mm×8mm×2mmの寸法に加工後、その
表面に20μｍのNiメッキを施した。次いで、試料を2気
圧,120℃,湿度100％の条件に放置し、時間の経過に対す
るNiメッキのハクリ程度を調べた。結晶粒径が小さな図
１の永久磁石から作製した試料では、2500Hr経過でもNi
メッキに異常が見られなかった。5000Hrの経過では、Ni
メッキのわずかなハク離が観察された。一方、比較的大
きな結晶粒が存在する図２の永久磁石から作製した試料
では、1000Hr経過でもNiメッキに異常が見られなかっ
た。上記評価方法は加速試験であるため、この結果か
ら、図２の永久磁石の耐蝕性は実用上全く問題ないと言
える。しかし、2000Hrの経過においてはこの試料にNiメ
ッキの大きなハク離が観察され、このことから図１の永
久磁石と図２の永久磁石の間には厳密には耐蝕性に差が
あることが判った。即ち、磁石主相結晶粒径が小さいほ
ど耐蝕性は良好である。図３は、図１の永久磁石から作
製した試料の、上記評価試験を5000Hrおこなった後の断
面のSEMによる観察結果である。Niメッキと下地である
永久磁石焼結体との間に部分的なハク離はあるものの、
両者の密着性は比較的良好である。また、5000Hrの加速
試験によっても、下地である永久磁石焼結体はほとんど
損傷を受けていないことがわかる。図４は、図２の試料
から作製した試料の、上記評価試験を2000Hrおこなった
後の断面の、SEMによる観察結果である。加速試験によ
って、下地である永久磁石焼結体の結晶粒界自体が破壊
され、これによってNiメッキの大きなハク離が生じてい
ることがわかる。

【００１０】以上の結果から、永久磁石焼結体の主相結
晶粒径に大きさの違いによって、耐蝕性の加速試験に対
する結晶粒界の破壊のされ方に差異があることがわかっ
た。この原因を図４から推定すると、比較的大きな主相
結晶粒が存在する図２のような永久磁石焼結体において
は、相対的に主相結晶粒の間の空隙部、具体的には粒界
３重点がその主たる部分であり、ここにはきわめて酸化
されやすいNdrich相が存在しているが、このNd rich相
で充填されている空隙部の体積が大きくなる。腐蝕破壊
をもたらす因子、例えば本加速試験では水分であるが、
この様な因子の浸透性が良く、結晶粒界の破壊が連鎖反
応的に起こりやすい状態にあるものと考えられる。以上
は、特許請求範囲に示す組成を有するR-Fe-B系焼結型永
久磁石の耐蝕性に主相結晶粒径依存性があることを、本
発明者らの研究結果の一例を示すことによって説明した
ものである。

【００１１】本発明者らは、特許請求範囲に示す組成を
有するR-Fe-B系焼結型永久磁石の主相結晶粒径と耐蝕性
の関係について上記の様な評価を継続し、図５に示すよ
うな結果を得た。図５は、磁石主相結晶の総面積に対す
る、結晶粒径が10μｍ以下の主相結晶粒の面積の和の割
合と、同じく磁石主相結晶の総面積に対する結晶粒径が
13μｍ以上の主相の結晶粒の面積の和の割合と、耐蝕性
の加速試験での、Niメッキのハクリ開始が生じるまでの
経過時間との関係を示したものである。○印は重量百分
比率でNd 25.5％,Pr 2.5％,Dy 2.0％,B 1.0％,Nb 0.4
％,Al 1.0％,Co 3.0％,Cu 0.1％,O 0.19％,C 0.08％,N
0.040％,残部Feの組成を有する焼結体、□印は重量百分
比率でNd 28.0％,Dy 1.0％,B 1.05％,Al 0.05％,Co 2.0
％,Ga 0.09％,O 0.20％,C 0.07％,N 0.080％,残部Feの
組成を有する焼結体、△印は重量百分比率でNd24.5％,P
r 1.5％,Dy 4.5％,B 1.1％,Nb 1.0％,Al 0.2％,Co 2.0
％,Ga 0.1％,Cu0.08％,O 0.18％,C 0.06％,N 0.050％,
残部Feの組成を有する焼結体を示す。この場合の加速試
験では、磁石を8mm×8mm×2mmの寸法に加工後、その表
面に10μｍのNiメッキを施し、次いで試料を2気圧,120
℃,湿度100％の条件に放置した。図５から、磁石主相の
結晶の総面積に対し、結晶粒径が10μｍ以下の主相結晶
粒の面積の和が80％以上で、かつ結晶粒径が13μｍ以上
の主相結晶粒の面積の和が10％以下である場合におい
て、特許請求範囲に示す組成を有するR-Fe-B系焼結型永
久磁石の耐蝕性が特に優れたものになることがわかる。
従って、磁石主相結晶粒の大きさは、上記に規定され
る。

【００１２】特許請求範囲の組成を有するR-Fe-B系焼結
型永久磁石の主相の結晶粒径を上記の規定範囲のものに
制御する方法は必ずしも一義的ではなく、種々の方法あ
るいはそれらの方法の組合せによって達成することがで
きるが、発明者らの研究では、通常の方法ではかなりの
困難を伴う。一般に、R-Fe-B系焼結型永久磁石の製造に
おいては、原料粗粉を微粉砕によって微粉化し、この微
粉を磁界中で金型成形して成形体を得、これを焼結して
焼結体とする方法が採られる。例えば、微粉砕をジェッ
トミルを用いて行う場合には、粉砕時のガスの圧力や粗
粉の供給速度等を制御することにより、所定の平均粒度
や粒度分布を持つ微粉を得ることができる。また、必要
に応じて、分級をおこなうことにより、微粉の粒度分布
を制御することもできる。このようにして作製した微粉
を成形し、焼結するにあたっては、さらに適切な焼結温
度・時間・パターンを選択することによって、R-Fe-B系
焼結型永久磁石の主相の結晶粒径を上記の規定範囲のも
のとすることは必ずしも不可能ではない。しかし、多く
の条件を設定し、これを制御する必要があり、所定の結
晶粒径を有する焼結体を再現性よく製造するのははなは
だ困難であることが判った。

【００１３】本発明者らは特許請求範囲の組成を有する
R-Fe-B系焼結型永久磁石の主相の結晶粒径を上記の規定
範囲とするのに容易で量産上適した方法を探索した結
果、いわゆるストリップキャスト法と呼ばれる方法で製
造された所定の組成を有するR-Fe-B系急冷薄帯状合金
を、所定の温度範囲で熱処理し、これを粉砕して原料粗
粉とする方法を見い出した。また熱処理後の薄帯状合金
を粉砕するにあたっては、水素吸蔵により自然崩壊させ
た後脱水素処理を施してから行うことが微粉砕性能を高
めるうえで有効である。図６は、重量百分比率でNd 27.
8％,Pr 0.45％,Dy 1.7％,B 1.05％,Al 0.05％,Co 2.05
％,Ga 0.08％,Cu 0.09％,O 0.02％,N 0.004％,C 0.007
％,残部Feの組成を有する、ストリップキャスト法で製
造された薄帯状合金の断面組織である(ascast)。デンド
ライト状の微細な組織が存在している。写真の中で白色
に観察される相は希土類量が少なく永久磁石焼結体の主
相に相当する相、黒色に観察される相は希土類量が多い
永久磁石焼結体のRrich相に相当する相である。このRri
ch相は微粉砕時に破壊の起点となるので、このRrich相
が図６に示すように微細に分散している帯状合金を使用
した場合、粒径が細かくて均一な微粉が確率的に生成し
やすい。従って、微粉砕時や焼結時の多くの条件を厳密
に管理することなく、比較的容易にしかも再現性よく特
許請求範囲の粒径分布を有する焼結体が製造可能となる
のである。しかしこの薄帯状合金(急冷鋳造のまま)をこ
のまま直接粉砕して原料粗粉とし、これを微粉砕して
も、良好な微粉の粒度分布は得られず、これを成形・焼
結した焼結体では、先に特許請求範囲１に規定した主相
結晶粒径は得られない。この理由は、急冷鋳造によって
薄帯状合金の表面が硬化し、微粉砕時の被粉砕性をいち
じるしく悪化させるからである。

【００１４】本発明者らは、この問題を解決する手段と
して、この薄帯状合金を特定温度範囲で熱処理して薄帯
状合金表面の硬化を除去することが有効であることを見
い出した。熱処理の温度は800℃〜1100℃とされる。こ
れは、熱処理温度が800℃未満では硬化の除去が不十分
だからである。また、1100℃より高い温度では、熱処理
時に薄帯状合金間で反応が生じ、後工程での処理に困難
が生じるからである。活性な希土類元素を多量に含有す
る薄帯状合金であるため、熱処理は不活性ガス雰囲気中
又は実質的な真空中で行う必要があることは言うまでも
ない。また、前記のように、熱処理後の薄帯状合金に水
素を吸蔵させて自然崩壊させ、脱水素処理をおこなった
後、これを粗粉化することは、微粉砕性を高めるうえで
さらに有効である。これは、熱処理による薄帯状合金表
面の硬化の除去効果に加え、水素による薄帯状合金内部
の主にはRrich相のぜい化効果が加わることによる。

【００１５】表１に、図６の薄帯状合金を各種条件で熱
処理(1Hr)あるいは粉砕して粗粉とし、これを同一条件
で微粉砕し、成形・焼結した場合の焼結体の主相結晶粒
径の状態を示す。なお、微粉砕以降の焼結体の製造方法
・条件については、詳しく後で説明する。

【００１６】

【表１】

【００１７】表１から、薄帯状合金を800℃以上の温度
で熱処理し、これを用いることによって、特許請求範囲
に示す主相粒径の割合を有する焼結体が得られることが
わかる。また、前述したように、水素処理の有効性も明
かである。同時に表１から、700℃での熱処理での主相
粒径の状態は、急冷鋳造したままでのものとほぼ同水準
である。700℃の熱処理温度では、薄帯合金の表面硬化
の除去に不十分であることがわかる。同時に本発明者ら
は、薄帯状合金の800℃以上の温度での熱処理が、磁気
特性のうち特にBrの向上効果をもたらすことを見い出し
た。結果を同じく表１に示す。表１から、急冷鋳造状態
と700℃の熱処理の薄帯状合金による永久磁石焼結体のB
rは13.2〜13.3KGであるが、800℃と900℃の熱処理の薄
帯状合金を使用した場合には、Brは13.55KGと急激に増
加する。熱処理温度が1000℃では、結果として得られる
Brは微増し、13.6KGとなる。1100℃,1200℃の熱処理温
度では、Brの増加は飽和に達し、13.6KGと変わらない。

【００１８】表１に示した薄帯状合金のうち、熱処理温
度が900℃,1000℃,1100℃のものを、それぞれ図７、図
８、図９に示す。急冷鋳造のままの状態(図６)をも含め
これらを対比すると、熱処理温度の上昇に従って、薄帯
状合金内の主相に相当する白色組織、Rrich相に相当す
る黒色組織のいずれもが粗大化していることがわかる。
これらのことから発明者らは、急冷鋳造のままの薄帯状
合金では主相およびRrich相に相当する相から構成され
る組織が微細であるために、これを用いて微粉を製造し
た場合、微粉の内に多結晶状態のままのものが確率的に
多く存在し、微粉を磁界中で金型成形する際の配向性の
低下を招き、永久磁石焼結体のBr低下をもたらしている
ものと考える。700℃の熱処理温度では、上記組織の成
長が不十分で、配向性の改善には至らない。上記写真に
示すように、熱処理温度の上昇に従って薄帯状合金の内
部組織が粗大化しているが、これによって多結晶状態の
微粉の発生の確率が低下し、Brが改善されると考えられ
るが、表１の結果から判断するに限り、800℃の熱処理
温度でその効果はかなり出ているものと考えられる。薄
帯状合金の熱処理温度のさらなる増加に従って、得られ
る焼結体のBrはやや向上するものの、1000℃以上の熱処
理温度では飽和の傾向を示す。これは、薄帯状合金内部
の組織がある程度粗大化し、多結晶状態の微粉が確率的
にほとんど発生しない状態に達した段階では、熱処理温
度をさらに上げて組織の粗大化を促進させても、それは
得られる焼結体のBrの向上として反映しないということ
で理解できる。

【００１９】以上詳細に説明したように、ストリップキ
ャスト法による所定の組成の急冷鋳造薄帯状合金を、特
定の温度範囲において熱処理し、あるいはこれに水素吸
蔵処理を施して自然崩壊させ、これを粉砕して粗粉化す
ることによって、微粉砕時の粉砕性が改善され、これを
用いて製造された永久磁石焼結体は、耐蝕性にきわめて
優れた特許請求範囲に示した主相結晶粒径を有するもの
となるのであるが、それのみならず、高い磁気特性を有
するものにもなるのである。なお、薄帯状合金の800〜1
100℃での熱処理時間は、少なくとも15分以上好ましく
は30分以上行う必要がある。

【００２０】以下では、本発明のR-Fe-B系焼結型永久磁
石の組成の限定理由を述べる。希土類元素の量は、重量
百分率で27.0〜31.0％とされる。希土類元素の量が31.0
％を越えると、焼結体内部のRrich相の量が多くなり、
かつ形態も粗大化して耐蝕性が悪くなる。一方、希土類
元素の量が27.0％未満であると、焼結体の緻密化に必要
な液相量が不足して焼結体密度が低下し、同時に磁気特
性のうち残留磁束密度Brと保磁力iHcが共に低下する。
従って、希土類元素の量は27.0〜31.0％とされる。Oの
量は重量百分率で0.05〜0.25％とされる。Oの量が0.25
％を越える場合には、希土類元素の一部が酸化物を形成
し、磁気的に有効な希土類元素が減少して保磁力iHcが
低下する。一方溶解によって作製するインゴットのO量
の水準は最大0.04％であるため、最終焼結体のO量をこ
の値以下とすることは困難であり、O量は0.05〜0.25％
とすることが好ましい。Cの量は重量百分率で0.01〜0.1
5％とされる。Cの量が0.15％より多い場合には、希土類
元素の一部が炭化物を形成し、磁気的に有効な希土類元
素が減少して保磁力iHcが低下する。C量は、0.12％以下
とすることがより好ましく、0.10％以下とすることがさ
らに好ましい。一方、溶解によって作製するインゴット
のC量の水準は最大0.008％であり、最終焼結体のC量を
この値以下とすることは困難であり、焼結体のC量は0.0
1〜0.15％とすることが好ましい。なお、焼結体のO量と
C量を上記値にする具体的な方法は後記する。

【００２１】本発明者らの研究成果によると、R-Fe-B系
焼結型希土類磁石の耐蝕性の大幅な改善に対しては、希
土類元素の量を31.0％以下とすることと先に述べた焼結
体主相結晶粒径の大きさを特許請求範囲１に示した値と
することは、必要条件ではあるが十分条件ではない。こ
れはさらに、焼結体中のN量を厳密に制御する必要があ
る。特許請求範囲１に示した焼結体主相結晶粒径を有
し、上記の組成範囲の希土類量、O量、 C量を有するR-F
e-B系焼結型希土類磁石において、焼結体中のN量を所定
範囲とすることによって、優れた耐蝕性と高い磁気特性
を両立させることができる。焼結体中のN量は重量百分
率で0.02〜0.15％とする必要がある。Nの含有による耐
蝕性の改善効果のメカニズムについては必ずしも明確で
はないが焼結体中のNは主にはRrich相に存在し、希土類
元素の一部と結合して窒化物を形成していることから、
この窒化物の形成がRrich相の陽極酸化を抑制している
ものと考えられる。Nの量が0.02％より少ない場合に
は、窒化物の形成量が少ないためか、焼結体の耐蝕性の
改善効果は見られない。Nの量が0.02％以上では、Nの量
の増加に従って焼結体の耐蝕性も向上するが、Nの量が
0.15％を越えると保磁力iHcが急激に低下する。これ
は、窒化物の形成による磁気的に有効な希土類元素の減
少によるためと考えられる。以上の理由から、N量は0.0
2〜0.15％とされる。N量は0.03〜0.13％とすることがさ
らに好ましい。

【００２２】本発明のR-Fe-B系焼結型永久磁石においい
ては、Feの一部をNb,Al,Co,Ga,Cuのうち１種類又は２種
類以上で置換することができ以下に各元素の置換量(こ
こでは置換後の永久磁石の全組成に対する重量百分率)
の限定の理由を説明する。Nbの置換量は0.1〜2.0％とさ
れる。Nbの添加によって、焼結過程でNbのほう化物が生
成し、これが結晶粒の異常粒成長を抑制する。Nbの置換
量が0.1％より少ない場合には、結晶粒の異常粒成長の
抑制効果が十分ではなくなる。一方、Nbの置換量が2.0
％を越えると、Nbのほう化物の生成量が多くなるため残
留磁束密度Brが低下する。Alの置換量は0.02〜2.0％と
される。Alの添加は保磁力iHcを高める効果がある。Al
の置換量が0.02％より少ない場合には、保磁力の向上効
果が少ない。置換量が2.0％を越えると、残留磁束密度B
rが急激に低下する。Coの置換量は0.3〜5.0％とされ
る。Coの添加はキューリ点の向上即ち飽和磁化の温度係
数の改善をもたらす。Coの置換量が0.3％より少ない場
合には、温度係数の改善効果は小さい。Coの置換量が5.
0％を越えると、残留磁束密度Br、保磁力iHcが共に急激
に低下する。Gaの置換量は0.01〜0.5％とされる。Gaの
微量添加は保磁力iHcの向上をもたらすが、置換量が0.0
1％より少ない場合には、添加効果は小さい。一方、Ga
の置換量が0.5％を越えると、残留磁束密度Brの低下が
顕著になるとともに保磁力iHcも低下する。Cuの置換量
は0.01〜1.0％とされる。Cuの微量添加は保磁力iHcの向
上をもたらすが、置換量が1.0％を越えるとその添加効
果は飽和する。添加量が0.01％より少ない場合には、保
磁力iHcの向上効果は小さい。

【００２３】次に、本発明の要点であるR-Fe-B系焼結型
永久磁石のN量の制御方法について説明する。R-Fe-B系
焼結型永久磁石のN量の制御方法には種々の方法があり
その方法は本発明においては選択可能であり、限定され
るものではない。例えば、ジェットミル粉砕機にR-Fe-B
系焼結型永久磁石用の原料粗粉を装入し、次いでジェッ
トミル内部をArガスで置換してそのArガス中の酸素濃度
が実質的に0％になるようにし、次にN2ガスを微量導入
してArガス中のN2ガスの濃度を調整する(通常0.0001〜
0.1vol％の範囲)。このN2ガスを微量に含んだArガス雰
囲気中で原料粗粉を微粉砕する過程で、原料中の主には
希土類元素とNが結合し、回収された微粉中のN量が増加
する。微粉の回収にあたっては、ジェットミルの微粉回
収口に鉱物油、植物油、合成油等の溶媒を満たした容器
を直接設置し、Arガス雰囲気中で溶媒中に直接微粉を回
収する。こうして得たスラリー状の原料を磁界中で湿式
成形し、成形体とする。成形体を真空炉中で、5×10-2t
orr程度の真空度下で200℃前後の温度に加熱し、成形体
内の含有溶媒を除去する。次いで引き続き、真空炉の温
度を1100℃前後の焼結温度にまで上げ、5×10-4torr程
度の真空度下で焼結して焼結体を得る。こうしてO量が
0.25％以下でC量が0.15％以下のR-Fe-B系焼結型永久磁
石を得ることができる。この場合、焼結体中のN量の制
御は、上記粉砕時のArガス中の導入N2ガスの濃度制御に
よっておこなう。原料へのNの混入度は、ジェットミル
の容量、装入原料粗粉の組成と装入量、ジェットミル粉
砕時の原料粗粉の送り量などによって変化する。従っ
て、目標とする焼結体N量を得るためには、粉砕時の条
件毎に条件出しをし、最適なArガス中のN2ガス濃度を決
めて粉砕する必要がある。この様な方法によって、焼結
体中のN量を0.02〜0.15％に制御することができる。

【００２４】また、ジェットミル内部をN2ガスで置換し
てそのN2ガス中の酸素濃度が実質的に0％になるように
し、このN2ガス雰囲気中で原料粗粉を微粉砕すること
で、O量が0.25％以下、C量が0.15％以下、N量が0.02〜
0.15％のR-Fe-B系焼結型永久磁石を得ることもできる。
この場合は、原料粗粉の装入量と粉砕時の原料粗粉の送
り量によって原料へのNの混入度を制御し、目標とするN
量の焼結体を得る。ジェットミルの型式や容量によって
原料へのNの混入度は変化するため、あらかじめ条件出
しを行って、原料粗粉の装入量と粉砕時の送り量を設定
する。粉砕後の微粉の回収方法は鉱物油、植物油、合成
油等の溶媒中へであり、湿式成形以降の工程も前記のAr
ガス雰囲気中での粉砕の場合と同じである。なお、以上
に述べた酸素濃度が実質的に0％である雰囲気とは、例
えばR-Fe-B系原料粗粉を10kg/Hr程度微粉砕できる能力
を有する生産型のジットミル粉砕機の場合では、雰囲気
中の酸素濃度が百分比率で0.01vol％以下、より好まし
くは0.005vol％以下、さらに好ましくは0.002vol％以下
の雰囲気を言う。以上のような方法によってO量が0.25
％以下、C量が0.15％以下、N量が0.02〜0.15％のR-Fe-B
系焼結体をつくることができるが、同時に、先に説明し
た800〜1100℃の温度範囲で熱処理を施した所定の組成
を有する急冷薄帯状合金を原料として用いることによっ
て、特許請求範囲に記載した主相結晶粒径が容易にかつ
再現性よく得られる。こうして得られた焼結体を熱処
理、加工することによって、耐蝕性に優れかつ高い磁気
特性を有するR-Fe-B系焼結型永久磁石の製造が可能であ
る。

【００２５】

【発明の実施の態様】以下、本発明を実施例をもって具
体的に説明するが、本発明の内容はこれに限定されるも
のではない。 (実施例１)重量百分率でNd 27.0％,Pr 0.5％,Dy 1.5％,
B 1.05％,Nb 0.35％,Al 0.08％,Co 2.5％,Ga 0.09％,Cu
0.08％,O 0.03％,C 0.005％,N 0.004％,残部Feの組成
を有する、厚さが0.2〜0.5mmの薄帯状合金を、ストリッ
プキャスト法で作製した。この薄帯状の合金を、Arガス
雰囲気中で1000℃で2時間加熱した。次に水素炉を使用
し、この薄帯状の合金を常温で水素ガス雰囲気中で水素
吸蔵させ、自然崩壊させた。次いで炉内を真空排気しつ
つ550℃まで薄帯状の合金を加熱し、その温度で1時間保
持して脱水素処理を行った。崩壊した合金を窒素ガス雰
囲気中で機械的に破砕して、32mesh以下の原料粗粉とし
た。この原料粗粉の組成を分析したところ、Nd 27.0％,
Pr 0.5％,Dy 1.5％,B 1.05％,Nb 0.35％,Al 0.08％,Co
2.5％,Ga 0.09％,Cu 0.08％,O 0.12％,C 0.02％,N0.008
％,残部Feという分析値を得た。この原料粗粉80kgをジ
ェットミル内に装入した後、ジェットミル内部をN2ガス
で置換し、N2ガス中の酸素濃度を実質的に0％(酸素分析
計値で0.001vol％)とした。次いで、粉砕圧力7.0kg/cm
2、原料粗粉の供給量10kg/Hrの条件で粉砕した。微粉の
平均粒度は3.9μｍであった。ジェットミルの微粉回収
口には鉱物油(商品名出光スーパーゾルPA-30,出光興産
製)を満たした容器を直接設置し、N2ガス雰囲気中で微
粉を直接鉱物油中へ回収した。回収後の原料は、鉱物油
の量を加減することで微粉の純分が80重量％の原料スラ
リーとした。この原料スラリーを、金型キャビティ内で
12kOeの配向磁界を印加しながら0.8ton/cm2の成形圧で
湿式成形した。配向磁界の印加方向は、成形方向と垂直
である。また、金型の上パンチには溶媒排出孔を多数設
け、成形時には1mmの厚さの布製のフィルタを上パンチ
面にあてて使用した。成形体は、5.0×10-2torrの真空
中で200℃×1時間加熱して含有鉱物油を除去し、次いで
4.0×10-4torrの条件下で15℃/分の昇温速度で1070℃ま
で昇温し、その温度で3時間保持して焼結した。焼結体
の組成を分析したところ、Nd 27.0％,Pr 0.5％,Dy 1.5
％,B 1.05％,Nb0.35％,Al 0.08％,Co 2.5％,Ga 0.09％,
Cu 0.08％,O 0.16％,C 0.07％,N 0.055％,残部Feという
分析値を得た。この焼結体の、磁石主相結晶の総面積に
対する、結晶粒径が10μｍ以下の主相結晶粒の面積の和
は93％、結晶粒径が13μｍ以上の主相結晶粒の面積の和
は4％であった。この焼結体にArガス雰囲気中で900℃×
2時間と480℃×1時間の熱処理を各１回施した。機械加
工後磁気特性を測定したところ、表２に示すような良好
な値を得た。この永久磁石の耐蝕性を評価するために、
磁石を8mm×8mm×2mmの一定寸法に加工後、その表面に1
0μｍのNiメッキを施した。次いでこの試料を2気圧,120
℃,湿度100％の条件に放置し、時間の経過に対するNiメ
ッキのハクリ程度を調べた。表２に示すように、2500時
間を経過してもNiメッキに異常が認められず、良好な耐
蝕性を示した。

【００２６】(実施例２)重量百分率でNd 22.3％,Pr 2.0
％,Dy 5.5％,B 1.0％,Nb 0.5％,Al 0.2％,Co 2.0％,Ga
0.09％,Cu 0.1％,O 0.02％,C 0.005％,N 0.003％,残部F
eの組成を有する、厚さが0.2〜0.4mmの薄帯状合金を、
ストリップキャスト法で作製した。この薄帯状の合金
を、Arガス雰囲気中で1100℃で1時間加熱した。次に水
素炉を使用し、この薄帯状の合金を常温で水素ガス雰囲
気中で水素吸蔵させ、自然崩壊させた。次いで炉内を真
空排気しつつ550℃まで薄帯状の合金を加熱し、その温
度で1時間保持して脱水素処理を行った。崩壊した合金
を窒素ガス雰囲気中で機械的に破砕して、32mesh以下の
原料粗粉とした。この原料粗粉の組成を分析したとこ
ろ、Nd 22.3％,Pr 2.0％,Dy 5.5％,B 1.0％,Nb 0.5％,A
l 0.2％,Co 2.0％,Ga 0.09％,Cu 0.1％,O 0.11％,C 0.0
2％,N 0.006％,残部Feという分析値を得た。この原料粗
粉100kgをジェットミル内に装入した後、ジェットミル
内部をN2ガスで置換し、N2ガス中の酸素濃度を実質的に
0％(酸素分析計値で0.002％)とした。次いで、粉砕圧力
8.0kg/cm2、原料粗粉の供給量12kg/Hrの条件で粉砕し
た。微粉の平均粒度は3.8μｍであった。ジェットミル
の微粉回収口には鉱物油(商品名出光スーパーゾルPA-3
0,出光興産製)を満たした容器を直接設置し、N2ガス雰
囲気中で微粉を直接鉱物油中へ回収した。回収後の原料
は、鉱物油の量を加減することで微粉の純分が77重量％
の原料スラリーとした。この原料スラリーを、金型キャ
ビティ内で10kOeの配向磁界を印加しながら1.5ton/cm2
の成形圧で湿式成形した。配向磁界の印加方向は、成形
方向と垂直である。また、金型の上パンチには溶媒排出
孔を多数設け、成形時には1mmの厚さの布製のフィルタ
を上パンチ面にあてて使用した。成形体は、5.0×10-2t
orrの真空中で200℃×2時間加熱して含有鉱物油を除去
し、次いで5.0×10-4torrの条件下で15℃/分の昇温速度
で1090℃まで昇温し、その温度で3時間保持して焼結し
た。焼結体の組成を分析したところ、Nd 22.3％,Pr 2.0
％,Dy 5.5％,B 1.0％,Nb 0.5％,Al 0.2％,Co 2.0％,Ga
0.09％,Cu 0.1％,O 0.14％,C 0.06％,N 0.040％,残部Fe
という分析値を得た。この焼結体の、磁石主相結晶の総
面積に対する、結晶粒径が10μｍ以下の主相結晶粒の面
積の和は95％、結晶粒径が13μｍ以上の主相結晶粒の面
積の和は3％であった。この焼結体の粒径と面積率との
関係を図１０に示す。この焼結体にArガス雰囲気中で90
0℃×2時間と460℃×1時間の熱処理を各１回施した。機
械加工後磁気特性を測定したところ、表２に示すような
良好な値を得た。この永久磁石の耐蝕性を評価するため
に、磁石を8mm×8mm×2mmの一定寸法に加工後、その表
面に10μｍのNiメッキを施した。次いでこの試料を2気
圧,120℃,湿度100％の条件に放置し、時間の経過に対す
るNiメッキのハクリ程度を調べた。表２に示すように、
2500時間を経過してもNiメッキに異常が認められず、良
好な耐蝕性を示した。また、図１０より、本発明にかか
る焼結体は結晶粒径５μｍを中心にシャープな粒径分布
となっていることがわかる。

【００２７】(実施例３)重量百分率でNd 20.7％,Pr 8.6
％,Dy 1.2％,B 1.05％,Al 0.08％,Co 2.0％,Ga0.09％,C
u 0.1％,O 0.03％,C 0.006％,N 0.004％,残部Feの組成
を有する、厚さが0.1〜0.5mmの薄帯状合金を、ストリッ
プキャスト法で作製した。この薄帯状の合金を、Arガス
雰囲気中で900℃で3時間加熱した。次に水素炉を使用
し、この薄帯状の合金を常温で水素ガス雰囲気中で水素
吸蔵させ、自然崩壊させた。次いで炉内を真空排気しつ
つ550℃まで薄帯状の合金を加熱し、その温度で1時間保
持して脱水素処理を行った。崩壊した合金を窒素ガス雰
囲気中で機械的に破砕して、32mesh以下の原料粗粉とし
た。この原料粗粉の組成を分析したところ、Nd 20.7％,
Pr 8.6％,Dy 1.5％,B 1.05％,Al 0.08％,Co 2.0％,Ga
0.09％,Cu 0.1％,O 0.13％,C 0.03％,N 0.009％,残部Fe
という分析値を得た。この原料粗粉50kgをジェットミル
内に装入した後、ジェットミル内部をArガスで置換し、
Arガス中の酸素濃度を実質的に0％(酸素分析計値で0.00
2vol％)とした。次にArガス中のN2ガスの濃度を0.005vo
l％とした。次いで、粉砕圧力7.5kg/cm2、原料粗粉の供
給量8kg/Hrの条件で粉砕した。ジェットミルの微粉回収
口には鉱物油(商品名出光スーパーゾルPA-30,出光興産
製)を満たした容器を直接設置し、Arガス雰囲気中で微
粉を直接鉱物油中へ回収した。回収後の原料は、鉱物油
の量を加減することで微粉の純分が75重量％の原料スラ
リーとした。なお、微粉の平均粒度は4.0μｍであっ
た。この原料スラリーを、金型キャビティ内で13kOeの
配向磁界を印加しながら0.6ton/cm2の成形圧で湿式成形
した。配向磁界の印加方向は、成形方向と垂直である。
また、金型の上パンチには溶媒排出孔を多数設け、成形
時には1mmの厚さの布製のフィルタを上パンチ面にあて
て使用した。成形体は、6.0×10-2torrの真空中で180℃
×4時間加熱して含有鉱物油を除去し、次いで3.0×10-4
torrの条件下で15℃/分の昇温速度で1070℃まで昇温
し、その温度で2時間保持して焼結した。焼結体の組成
を分析したところ、Nd 20.7％,Pr 8.6％,Dy 1.2％,B 1.
05％,Al0.08％,Co 2.0％,Ga 0.09％,Cu 0.1％,O 0.18
％,C 0.07％,N 0.075％,残部Feという分析値を得た。こ
の焼結体の、磁石主相結晶の総面積に対する、結晶粒径
が10μｍ以下の主相結晶粒の面積の和は90％、結晶粒径
が13μｍ以上の主相結晶粒の面積の和は5％であった。
この焼結体にArガス雰囲気中で900℃×2時間と510℃×1
時間の熱処理を各１回施した。機械加工後磁気特性を測
定したところ、表２に示すような良好な値を得た。この
永久磁石の耐蝕性を評価するために、磁石を8mm×8mm×
2mmの一定寸法に加工後、その表面に10μｍのNiメッキ
を施した。次いでこの試料を2気圧,120℃,湿度100％の
条件に放置し、時間の経過に対するNiメッキのハクリ程
度を調べた。表２に示すように、2500時間を経過しても
Niメッキに異常が認められず、良好な耐蝕性を示した。

【００２８】(実施例４)重量百分率でNd 22.0％,Pr 5.0
％,Dy 1.5％,B 1.1％,Al 1.0％,Co 2.5％,O 0.02％,C
0.005％,N 0.005％,残部Feの組成を有する、厚さが0.1
〜0.4mmの薄帯状合金を、ストリップキャスト法で作製
した。この薄帯状の合金を、Arガス雰囲気中で1000℃で
2時間加熱した。熱処理後の薄帯状合金を窒素ガス雰囲
気中で機械的に破砕して、32mesh以下の原料粗粉とし
た。この原料粗粉の組成を分析したところ、Nd 22.0％,
Pr 5.0％,Dy 1.5％,B 1.1％,Al 1.0％,Co 2.5％,O 0.14
％,C 0.01％,N 0.009％,残部Feという分析値を得た。こ
の原料粗粉50kgをジェットミル内に装入した後、ジェッ
トミル内部をN2ガスで置換し、N2ガス中の酸素濃度を実
質的に0％(酸素分析計値で0.002vol％)とした。次い
で、粉砕圧力7.0kg/cm2、原料粗粉の供給量10kg/Hrの条
件で粉砕した。微粉の平均粒度は4.2μｍであった。ジ
ェットミルの微粉回収口には鉱物油(商品名出光スーパ
ーゾルPA-30,出光興産製)を満たした容器を直接設置
し、N2ガス雰囲気中で微粉を直接鉱物油中へ回収した。
回収後の原料は、鉱物油の量を加減することで微粉の純
分が78重量％の原料スラリーとした。この原料スラリー
を、金型キャビティ内で11kOeの配向磁界を印加しなが
ら0.5ton/cm2の成形圧で湿式成形した。配向磁界の印加
方向は、成形方向と垂直である。また金型の上パンチに
は溶媒排出孔を多数設け、成形時には1mmの厚さの布製
のフィルタを上パンチ面にあてて使用した。成形体は、
5.0×10-2torrの真空中で200℃×2時間加熱して含有鉱
物油を除去し、次いで2.0×10-4torrの条件下で15℃/分
の昇温速度で1080℃まで昇温し、その温度で3時間保持
して焼結した。焼結体の組成を分析したところ、Nd 22.
0％,Pr 5.0％,Dy 1.5％,B 1.1％,Al 1.0％,Co 2.5％,O
0.17％,C 0.07％,N 0.060％,残部Feという分析値を得
た。この焼結体の、磁石主相結晶の総面積に対する、結
晶粒径が10μｍ以下の主相結晶粒の面積の和は88％、結
晶粒径が13μｍ以上の主相結晶粒の面積の和は7％であ
った。この焼結体にArガス雰囲気中で900℃×2時間と60
0℃×1時間の熱処理を各１回施した。機械加工後磁気特
性を測定したところ、表２に示すような良好な値を得
た。この永久磁石の耐蝕性を評価するために、磁石を8m
m×8mm×2mmの一定寸法に加工後、その表面に10μｍのN
iメッキを施した。次いでこの試料を2気圧,120℃,湿度1
00％の条件に放置し、時間の経過に対するNiメッキのハ
クリ程度を調べた。表２に示すように、2000時間を経過
してもNiメッキに異常が認められず、良好な耐蝕性を示
した。

【００２９】(比較例１)実施例１で作製した薄帯状の合
金を、熱処理をおこなわずに直接水素炉に入れ、常温で
水素ガス雰囲気中で水素吸蔵させ、自然崩壊させた。そ
の後、実施例１と同じ条件で脱水素処理と機械的破砕を
おこない、32mesh以下の原料粗粉とした。この原料粗粉
の組成を分析したところ、重量百分率でNd 27.0％,Pr
0.5％,Dy1.5％,B 1.05％,Nb 0.35％,Al 0.08％,Co 2.5
％,Ga 0.09％,Cu 0.08％,O 0.10％,C 0.02％,N 0.007
％,残部Feという分析値を得た。この原料粗粉を、実施
例１と同一の条件で微粉砕した。得られた微粉の平均粒
度は4.4μｍと、実施例１の場合に比べて粗かった。微
粉の回収、原料スラリーの作製、湿式成形、脱鉱物油と
焼結、熱処理、耐蝕性の評価などの以降の工程も、実施
例１と同一の条件でおこなった。焼結体の組成を分析し
たところ、Nd 27.0％,Pr 0.5％,Dy 1.5％,B 1.05％,Nb
0.35％,Al 0.08％,Co 2.5％,Ga 0.09％,Cu 0.08％,O 0.
14％,C 0.06％,N 0.045％,残部Feという分析値を得た。
この焼結体の、磁石主相結晶の総面積に対する、結晶粒
径が10μｍ以下の主相結晶粒の面積の和は78％、結晶粒
径が13μｍ以上の主相結晶粒の面積の和は12％であっ
た。この永久磁石の磁気特性を評価したところ、表２に
示すように、実施例１の値に比べてBr,iHc共若干低い値
であった。また、この永久磁石の耐蝕性は、表２に示す
ように1200時間を経過してもNiメッキに異常が認められ
ず実用上全く問題ない水準にあることがわかったが、20
00時間の経過でNiメッキのわずかなハク離が発生し、実
施例１で製造した焼結体との比較では耐蝕性に劣ること
が判明した。

【００３０】(比較例２)実施例２と同一の組成を有する
R-Fe-B系合金インゴットを作製した。この合金の組成分
析値は重量百分比率でNd 22.3％,Pr 2.0％,Dy 5.5％,B
1.0％,Nb 0.5％,Al 0.2％,Co 2.0％,Ga 0.09％,Cu 0.1
％,O 0.01％,C 0.004％,N 0.002％,残部Feであった。合
金の組織中にα-Feの析出が認められたため、これを消
去するため、合金インゴットにアルゴンガス雰囲気中で
1100℃×6時間の液体化処理を施した。次に合金インゴ
ットを水素炉中に入れ、常温で水素吸蔵させて自然崩壊
させた。自然崩壊後の合金を、実施例２と同一の条件で
脱水素処理と機械的破砕し、32mesh以下の原料粗粉とし
た。この原料粗粉の組成を分析したところ、重量百分率
でNd 22.3％,Pr 2.0％,Dy5.5％,B 1.0％,Nb 0.5％,Al
0.2％,Co 2.0％,Ga 0.09％,Cu 0.1％,O 0.10％,C 0.02
％,N 0.005％,残部Feという分析値を得た。この原料粗
粉を、実施例２と同一の条件で微粉砕した。得られた微
粉の平均粒度は4.7μｍと、実施例１の場合に比べて粗
かった。微粉の回収、原料スラリーの作製、湿式成形、
脱鉱物油と焼結、熱処理、耐蝕性の評価などの以降の工
程も、実施例２と同一の条件でおこなった。焼結体の組
成を分析したところ、Nd 22.3％,Pr 2.0％,Dy 5.5％,B
1.0％,Nb 0.5％,Al 0.2％,Co 2.0％,Ga 0.09％,Cu 0.1
％,O 0.12％,C 0.06％,N 0.030％,残部Feという分析値
を得た。この焼結体の、磁石主相結晶の総面積に対す
る、結晶粒径が10μｍ以下の主相結晶粒の面積の和は61
％、結晶粒径が13μｍ以上の主相結晶粒の面積の和は22
％であった。この焼結体の粒径と面積率との関係を図１
１に示す。この永久磁石の磁気特性を評価したところ、
表２に示すように、実施例２の値とほぼ同等の良好な値
であった。また、この永久磁石の耐蝕性は、表２に示す
ように1000時間を経過してもNiメッキに異常が認められ
ず実用上全く問題ない水準にあることがわかったが、19
00時間の経過でNiメッキの一部にわずかなハク離が発生
し、実施例２で製造した永久磁石との比較では耐蝕性に
劣ることが判明した。また、図１１より、比較例２の焼
結体は結晶粒径８μｍを中心にブロードな粒径分布とな
っており、実施例２の焼結体の粒径分布である図１０と
比較すると１３μｍ以上の結晶粒径の面積率が多いこと
がわかる。

【００３１】（比較例３）実施例３で使用したのと同一
の原料粗粉を、実施例３と同一の条件で微粉砕した。た
だしArガス中にN2ガスは導入しなかった。微粉の平均粒
度は4.0μｍであった。微粉の回収、原料スラリーの作
製、湿式成形、脱鉱物油と焼結、熱処理、耐蝕性の評価
などの以降の工程も、実施例３と同一の条件でおこなっ
た。焼結体の組成を分析したところ、Nd 20.7％,Pr 8.6
％,Dy 1.2％,B 1.05％,Al 0.08％,Co 2.0％,Ga 0.09％,
Cu 0.1％,O 0.18％,C 0.07％,N 0.010％,残部Feという
分析値を得た。この焼結体の磁石主相結晶の総面積に対
する、結晶粒径が10μｍ以下の主相結晶粒の面積の和は
92％、13μｍ以上の主相結晶粒の面積の和は4％であっ
た。この永久磁石の磁気特性を評価したところ、表１に
示すような良好な値を得た。しかし、この永久磁石の耐
蝕性は、表２に示すように192時間でNiメッキにハク離
が発生し、良好なものではないことが判った。

【００３２】（比較例４）重量百分率でNd 30.0％,Pr
0.5％,Dy 1.5％,B 1.05％,Nb 0.8％,Al 0.2％,Co3.0％,
Ga 0.08％,Cu 0.1％,O 0.02％,C 0.005％,N 0.005％,残
部Feの組成を有する、厚さが0.2〜0.5mmの薄帯状合金
を、ストリップキャスト法で作製した。この薄帯状の合
金を、Arガス雰囲気中で950℃で4時間加熱した。次に水
素炉を使用し、この薄帯状の合金を常温で水素ガス雰囲
気中で水素吸蔵させ、自然崩壊させた。次いで炉内を真
空排気しつつ550℃まで薄帯状の合金を加熱し、その温
度で1時間保持して脱水素処理を行った。崩壊した合金
を窒素ガス雰囲気中で機械的に破砕して、32mesh以下の
原料粗粉とした。この原料粗粉の組成を分析したとこ
ろ、Nd 30.0％,Pr 0.5％,Dy 1.5％,B 1.05％,Nb 0.8％,
Al 0.2％,Co 3.0％,Ga 0.08％,Cu 0.1％,O 0.12％,C 0.
02％,N 0.009％,残部Feという分析値を得た。この原料
粗粉100kgをジェットミル内に装入した後、ジェットミ
ル内部をN2ガスで置換し、N2ガス中の酸素濃度を実質的
に0％(酸素分析計値で0.001vol％)とした。次いで、粉
砕圧力7.5kg/cm2、原料粗粉の供給量10kg/Hrの条件で粉
砕した。微粉の平均粒度は4.1μｍであった。ジェット
ミルの微粉回収口には鉱物油(商品名出光スーパーゾルP
A-30,出光興産製)を満たした容器を直接設置し、N2ガス
雰囲気中で微粉を直接鉱物油中へ回収した。回収後の原
料は、鉱物油の量を加減することで微粉の純分が70重量
％の原料スラリーとした。この原料スラリーを、金型キ
ャビティ内で14kOeの配向磁界を印加しながら0.8ton/cm
2の成形圧で湿式成形した。配向磁界の印加方向は、成
形方向と垂直である。また金型の上パンチには溶媒排出
孔を多数設け、成形時には1mmの厚さの布製のフィルタ
を上パンチ面にあてて使用した。成形体は、5.0×10-2t
orrの真空中で200℃×2時間加熱して含有鉱物油を除去
し、次いで3.0×10-4torrの条件下で15℃/分の昇温速度
で1080℃まで昇温し、その温度で3時間保持して焼結し
た。焼結体の組成を分析したところ、Nd 30.0％,Pr 0.5
％,Dy 1.5％,B 1.05％,Nb0.8％,Al 0.2％,Co 3.0％,Ga
0.08％,Cu 0.1％,O 0.15％,C 0.07％,N 0.060％,残部Fe
という分析値を得た。この焼結体の、磁石主相結晶の総
面積に対する、結晶粒径が10μｍ以下の主相結晶粒の面
積の和は92％、結晶粒径が13μｍ以上の主相結晶粒の面
積の和は4％であった。この焼結体にArガス雰囲気中で9
00℃×2時間と550℃×1時間の熱処理を各１回施した。
機械加工後磁気特性を測定したところ、表２に示すよう
な良好な値を得た。この永久磁石の耐蝕性を評価するた
めに、磁石を8mm×8mm×2mmの一定寸法に加工後、その
表面に10μｍのNiメッキを施した。次いでこの試料を2
気圧,120℃,湿度100％の条件に放置し、時間の経過に対
するNiメッキのハクリ程度を調べたところ、表２に示す
ように48時間でNiメッキにハク離が発生し、実用上全く
適さないものであることが判った。

【００３３】

【表２】

【００３４】

【発明の効果】本発明により、磁気特性を低下させず
に、優れた耐食性を有するR-Fe-B系焼結型永久磁石が得
られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】磁石主相の総面積に対する結晶粒径が10μｍ以
下の主相結晶粒の面積の和が９６％、結晶粒径が13μｍ
以上の主相結晶粒の面積の和が１％である焼結型永久磁
石の金属組織写真である。

【図２】磁石主相の総面積に対する結晶粒径が10μｍ以
下の主相結晶粒の面積の和が６４％,結晶粒径が13μｍ
以上の主相結晶粒の面積の和が１７％の焼結型永久磁石
の金属組織写真である。

【図３】磁石主相の総面積に対する結晶粒径が10μｍ以
下の主相結晶粒の面積の和が９６％、結晶粒径が13μｍ
以上の主相結晶粒の面積の和が１％である焼結型永久磁
石の耐食性評価試験５０００時間経過後の金属組織写真
である。

【図４】磁石主相の総面積に対する結晶粒径が10μｍ以
下の主相結晶粒の面積の和が６４％,結晶粒径が13μｍ
以上の主相結晶粒の面積の和が１７％の焼結型永久磁石
の耐食性評価試験２０００時間経過後の金属組織写真で
ある。

【図５】図５は、磁石主相結晶の総面積に対する結晶粒
径が10μｍ以下の主相結晶粒の面積の和の割合と、磁石
主相結晶の総面積に対する結晶粒径が13μｍ以上の主相
の結晶粒の面積の和の割合と、耐蝕性の加速試験での、
Niメッキのハクリ開始が生じるまでの経過時間との関係
を示した図である。

【図６】ストリップキャスト法で作製した薄帯状合金の
断面の金属組織写真である。

【図７】ストリップキャスト法で作製した薄帯状合金を
９００℃で熱処理した後の断面の金属組織写真である。

【図８】ストリップキャスト法で作製した薄帯状合金を
１０００℃で熱処理した後の断面の金属組織写真であ
る。

【図９】ストリップキャスト法で作製した薄帯状合金を
１１００℃で熱処理した後の断面の金属組織写真であ
る。

【図１０】磁石主相結晶の総面積に対する、結晶粒径が
10μｍ以下の主相結晶粒の面積の和は95％、結晶粒径が
13μｍ以上の主相結晶粒の面積の和は3％である焼結体
の粒径分布を示す図である。

【図１１】磁石主相結晶の総面積に対する、結晶粒径が
10μｍ以下の主相結晶粒の面積の和は61％、結晶粒径が
13μｍ以上の主相結晶粒の面積の和は22％である焼結体
の粒径分布を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) H01F 1/08 C22C 38/00 303 H01F 1/053

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量百分率でR(RはYを含む希土類元素の
   うちの１種又は２種以上)27.0〜31.0％,B 0.5〜2.0％,N
   0.02〜0.15％,O 0.25％以下,C 0.15％以下,残部Feの組
   成を有し、磁石主相結晶粒の総面積に対し、結晶粒径が
   10μｍ以下の主相結晶粒の面積の和が80％以上,結晶粒
   径が13μｍ以上の主相結晶粒の面積の和が10％以下であ
   ることを特徴とする焼結型永久磁石。
2. 【請求項２】 Feの一部をNb 0.1〜2.0％,Al 0.02〜2.0
   ％,Co 0.3〜5.0％,Ga 0.01〜0.5％,Cu 0.01〜1.0％のう
   ち１種又は２種以上で置換する請求項１に記載の焼結型
   永久磁石。
3. 【請求項３】 保磁力iHcの値が13.0kOe以上である請求
   項１又は２に記載の焼結型永久磁石。