JP6652011B2 - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石 - Google Patents

Description

本発明は、希土類系永久磁石に関し、さらに詳しくはＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の微細構造を制御した希土類磁石に関する。

希土類系永久磁石は、高い磁気特性を有することから様々な分野に活用されているが、特にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｒは希土類元素、ＴはＦｅを必須元素とした一種以上の鉄族元素、Ｂはホウ素を示す）は、優れた特性を示し、１９８２年の発明以来、代表的な高性能永久磁石である。

希土類元素ＲがＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｈｏ、ＴｂからなるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、異方性磁界Ｈａが大きく永久磁石材料として好ましい。中でも希土類元素ＲをＮｄ、遷移金属元素ＴをＦｅとしたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、磁気特性のバランスが良く、資源量、耐食性において他の希土類元素Ｒを用いたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石よりも優れているために民生、産業、輸送機器などに広く用いられている。

近年、例えば環境に配慮したハイブリッド車（ＨＶ）や電気自動車（ＥＶ）の普及により、保磁力ＨｃＪがより大きい永久磁石が求められるようになっている。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、Ｒ２Ｔ１４Ｂ型結晶からなる主相粒子（以下、主相粒子とする）を微細化することで保磁力ＨｃＪが向上することは知られており、盛んに研究されている。しかしながら、主相粒子を微細化すると着磁性が悪化するため、着磁するためにより大きな着磁磁場が必要になる（非特許文献１）。モータ用Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、未着磁の状態でモータに組み込んだ後に着磁する、いわゆる組立着磁を採用することが多く、実用上十分に着磁するために必要な強度の磁界を印加することが困難な場合がある。着磁が不十分な磁石は、所望の磁気特性（特に残留磁束密度Ｂｒ）が得られない。

着磁性を改善する試みとして、例えば特許文献１には、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の原料微粉に、ＦｅＣｏ粉を混合する方法が開示されている。また、特許文献２には、磁石粒子表面に有機金属化合物を付着、表面処理することで、粒界に金属元素を偏在させたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を作製する方法が開示されている。

特開２００３−２１７９１８号公報 特開２０１１−２１６６７８号公報

宇根康弘、佐川眞人、日本金属学会誌、第７６巻、第１号、１２（２０１２）

特許文献１に開示された技術によれば、ＦｅＣｏ相が混在するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を構成することで、着磁性が改善される。しかし、この技術では、ＦｅＣｏ相が主相粒子と同程度の大きさを持つことや、粒界相として偏析して存在することから、保磁力ＨｃＪの低下が避けられない。

また、特許文献２では、粒界に金属元素を偏在させたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石によって、着磁性を改善するとしているが、この方法が適用できる主相粒子の平均粒径は３．５μｍ〜５．０μｍと大きく、高い保磁力ＨｃＪを得るために主相粒子の平均粒径をさらに微細にした場合には、着磁性を改善できない。

本発明は、このような状況を鑑みてなされたものであり、主相粒子の平均粒径が３．５μｍ以下のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であっても、高い保磁力ＨｃＪを維持しつつ、着磁性の良好なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石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、本発明者らは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、粒径が１．５μｍ以下である主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子の割合をＮｓ（％）、粒径が１．５μｍ超である主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子の割合をＮｌ（％）としたとき、Ｎｓ＞Ｎｌとすることにより、保磁力ＨｃＪを低下させることなく、着磁性を改善できることを見出した。

すなわち本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、Ｒ２Ｔ１４Ｂ型結晶からなる主相粒子を含み、粒径が１．５μｍ以下である主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子の割合をＮｓ（％）、粒径が１．５μｍ超である主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子の割合をＮｌ（％）としたとき、Ｎｓ＞Ｎｌであることを特徴とする。

本発明によれば、主相粒子を含むＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、特に着磁性が悪いと考えられる微細な主相粒子の着磁性を改善する。

まず、主相粒子の内部に生成された軟磁性相は、初磁化過程において容易に磁化され、前記軟磁性相を起点に主相粒子内部に磁区が生成する。そこで、微細な主相粒子においては、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子の割合を多く出現させることで、微細な主相粒子の着磁が容易になり、着磁性が改善されると推測する。

その一方で、減磁過程においては、軟磁性相が生成されている前記主相粒子は、低磁場で軟磁性相が起点となり磁化反転が進む。しかしながら、軟磁性相が生成されていない主相粒子には磁化反転の起点がない。さらに、粒界相により、それら主相粒子は隔てられているため、粒子間の磁化反転の伝播が抑制され、軟磁性相が生成されていない主相粒子では磁化反転が進まない。すなわち、粒径の大きな主相粒子においては、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子の割合を少なく抑えることで、磁化反転の伝播が制限される。

ここで保磁力ＨｃＪは、概ね全主相粒子の体積の半分に磁化反転が伝搬したときに印加されている外部磁場と一致する。すなわち、粒径が１．５μｍ超である主相粒子は体積が大きく、さらに主相粒子内部に軟磁性相を含まないことにより、全主相粒子の体積の半分に磁化反転が伝搬することが制限でき、結果として保磁力ＨｃＪの低下が抑制される。

好ましくは、前記粒径が１．５μｍ超である主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子の割合をＮｌ（％）は０．００≦Ｎｌ≦３．００である。

本発明によれば、前記粒径が１．５μｍ超である主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子の割合Ｎｌ（％）を０．００≦Ｎｌ≦３．００とすることで、保磁力ＨｃJ低下をより抑制したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。

好ましくは、前記粒径が１．５μｍ以下である主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子の割合をＮｓ（％）は０．５０≦Ｎｓ≦１０である。

本発明によれば、前記粒径が１．５μｍ以下である主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子の割合Ｎｓ（％）を０．５０≦Ｎｓ≦１０とすることで、着磁性のより良好なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。

好ましくは、前記主相粒子の平均粒径は２．５μｍ以下である。

本発明によれば、前記主相粒子の平均粒径は２．５μｍ以下とすることで、着磁性がさらに良好なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。

好ましくは、前記軟磁性相は、ＦｅまたはＣｏの１種類以上を含有する軟磁性相である。

本発明によれば、前記軟磁性相をＦｅまたはＣｏの１種類以上を含有する軟磁性体とすることで、保磁力ＨｃJを低下させることなく、着磁性のより良好なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。

以上のように、本発明によれば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、粒径が１．５μｍ以下である主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子の割合をＮｓ（％）、粒径が１．５μｍ超である主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子の割合をＮｌ（％）としたとき、Ｎｓ＞Ｎｌとすることにより、保磁力ＨｃＪを低下させることなく、着磁性の良好なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。

なお、本発明の効果は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、粒径が１．５μｍ以下である主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子の割合をＮｓ（％）、粒径が１．５μｍ超である主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子の割合をＮｌ（％）としたとき、Ｎｓ＞Ｎｌとすることによりなされるものであり、例えば希土類元素Ｒがいかなる希土類元素Ｒであったとしても、何ら本発明の効果を妨げるものではない。

図１は、本発明の一実施形態における、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子を含んでいる組織の写真を示す図である。 図２は、本発明の一実施形態における、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、粒径が１．５μｍ以下であり、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子を含んでいる組織の写真を示す図である。 図３は、本発明の一実施形態における、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、粒径が１．５μｍ超であり、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子を含んでいる組織の写真を示す図である。

以下、本発明を、実施の形態に基づいて、詳細に説明する。なお、本発明は、以下の実施形態及び実施例に記載した内容により限定されるものではない。また、以下に記載した実施形態及び実施例における構成要素には、当業者が容易に想定できるもの、実質的に同一のもの、いわゆる均等の範囲のものが含まれる。さらに、以下に記載した実施形態及び実施例で開示した構成要素は適宜組み合わせても良いし、適宜選択して用いてもよい。

図１で示すように、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石１０は、軟磁性相４が生成されているＲ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶からなる主相粒子１、軟磁性相が生成されていないＲ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶からなる主相粒子２、粒界相３を含む。さらに、Ｒリッチ相等の副相を含んでいても良い。また、主相粒子１の内部には軟磁性相４が生成されている。

ここで、Ｒは希土類元素の少なくとも１種、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移金属元素である。

このＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石１０は、希土類元素Ｒを２５〜３５ｗｔ％含有する。Ｒの量が２５ｗｔ％未満であると、粒界相３を構成するＲリッチ相など、保磁力ＨｃJ向上に効果的な相が十分に生成されず、保磁力ＨｃJが低下する。一方、Ｒの量が３５ｗｔ％を超えると、Ｒ２Ｔ１４Ｂ型結晶からなる主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ相の体積比率が低下し、残留磁束密度Ｂｒが低下する。

このＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石１０は、Ｂを０．７５〜１．１ｗｔ％含有する。Ｂが０．７５ｗｔ％未満の場合には、Ｒ_２Ｔ_１７相に代表される異相が発生してしまい、高い保磁力ＨｃJを得ることができない。一方で、Ｂが１．１ｗｔ％を超えると、ＲＴ_４Ｂ_４相に代表される異相が発生してしまい、やはり高い保磁力ＨｃJを得ることができない。

このＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石１０は、Ｃｏを４．０ｗｔ％以下含有することができる。Ｃｏは、Ｆｅと同様の相を形成するが、キュリー温度Ｔｃの向上、粒界相３の耐食性向上に効果がある。

このＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石１０は、他の元素の含有を許容する。例えば、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｉ、Ｖ、Ａｇ、Ｇｅ、Ａｌ、Ｃｕ等の元素を、適宜含有させることができる。一方で、Ｏ、Ｎ、Ｃなどの不純物元素は、その含有量を極力低減させることが望ましい。特に、磁気特性を低下させるＯは、その含有量を５０００ｐｐｍ以下、さらには３０００ｐｐｍ以下とすることが望ましい。Ｏの含有量が多いと、非磁性成分である希土類酸化物相が増大して、磁気特性を低下させる。

好ましくは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相粒子の平均粒径は２．５μｍ以下である。これにより、着磁性がさらに良好なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。さらに好ましくはＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相粒子の平均粒径は２．０μｍ以下である。

このＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石１０の主相粒子内に存在する軟磁性相は、直径３０ｎｍ以上でＦｅまたはＣｏの１種類以上を含有する相である。軟磁性相を構成する軟磁性体は保磁力が２０Ｏｅ以下であるものとする。

以下、本実施形態におけるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法の好適な例について説明する。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造において、まず、所望の組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるような原料合金を準備する。原料合金は、真空又は不活性ガス中、望ましくはＡｒ雰囲気中でストリップキャスト法、その他公知の溶解法により作製することができる。

原料合金は、粉砕工程に供される。粉砕工程には、第一の粉砕工程、第一の粉砕工程後熱処理工程、第二の粉砕工程、第三の粉砕工程がある。第一の粉砕工程では、原料合金を水素化することで不均一にし、その後脱水素することで再結合させるという方法で、原料合金の粉砕を行うことができる。原料合金の脱水素処理は、希土類焼結磁石として不純物となる水素を減少させることを目的として行われる。この脱水素処理によりＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂとして再結合することで、粉砕されたＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ組織が得られる。水素化及び脱水素処理の温度は、本実施形態においては５００〜７００℃とする。保持時間は、保持温度との関係、原料合金の厚さ等によって変わるが、本実施形態においては３０分〜４時間とする。この脱水素処理の温度、及び保持時間を適切に制御することにより、軟磁性相の析出を制御することができる。脱水素処理は、真空中又はＡｒガスフローにて行う。条件を適切に制御することにより、一次粒子の平均粒径が０．５μｍ程度であり、かつ軟磁性相の析出量の異なる第一の粉砕粉を得る。

次に、第一の粉砕工程で析出した軟磁性相を主相粒子内に取り込むため、第一の粉砕粉を坩堝に入れ、真空中にて７００〜８００℃で４〜１２時間、熱処理を行う。前記熱処理工程を第一の粉砕工程後熱処理工程と呼ぶ。これにより第一の粉砕工程後熱処理粉を得る。これにより粉砕粉は粒成長し、その際に軟磁性相が主相粒子内に取り込まれる。

次に、得られた第一の粉砕工程後熱処理粉は、第二の粉砕工程に供される。ここでの粉砕は、ボールミル、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等を用いた機械的な方法により行われ、不活性ガス雰囲気中にて行うことが望ましい。

第二の粉砕工程後、得られた第二の粉砕粉を、第三の粉砕工程に供し、第三の粉砕粉とする。この粉砕には主にジェットミルが用いられる。ジェットミルは、高圧の不活性ガスを狭いノズルより開放して高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により粉砕粉末を加速し、粉砕粉末同士の衝突、ターゲットあるいは容器壁との衝突を発生させて粉砕する方法である。条件を適切に制御することにより、平均粒径の異なる粉砕粉を得る。

第三の粉砕工程後、得られた平均粒径の異なる第三の粉砕粉は所定の割合で混合されたのち、磁場中成形に供される。

磁場中成形における成形圧力は、０．３〜３ｔｏｎ／ｃｍ^２（３０〜３００ＭＰａ）の範囲とすればよい。成形圧力は、成形開始から終了まで一定であってもよく、漸増または漸減してもよく、あるいは不規則変化してもよい。成形圧力が低いほど微粉の結晶配向性は良好となるが、成形圧力が低過ぎると、成形体の強度が不足してハンドリングに問題が生じるので、この点を考慮して上記範囲から成形圧力を選択する。磁場中成形で得られる成形体の最終的な相対密度は、通常、４０〜６０％である。

印加する磁場は、１０〜２０ｋＯｅ（８００〜１６００ｋＡ／ｍ）程度とすればよい。印加する磁場は、静磁場に限定されず、パルス状の磁場とすることもできる。また、静磁場とパルス状磁場を併用することもできる。

次いで、成形体を真空又は不活性ガス雰囲気中で焼結する。焼結温度及び焼結時間は、組成、粉砕方法、平均粒径と粒度分布の違い等、諸条件により調整する必要があるが、例えば８５０〜１０３０℃で４〜１２時間行えばよい。

焼結後、得られた焼結体に時効処理を施すことができる。この工程は、保磁力ＨｃJを制御する重要な工程である。時効処理を２段に分けて行なう場合には、８００℃近傍、６００℃近傍で、所定時間の保持が有効である。時効処理を１段で行なう場合には、６００℃近傍の時効処理を施すとよい。いずれの場合においても、保磁力ＨｃJが増大する効果が得られる。

以上、本発明を好適に実施するための形態を説明したが、これに限定されない。例えば、本発明の構造は、希土類量の異なる２合金を混合し、所定の成形、焼結することによっても得られる。その際、主相粒子内に軟磁性相を発生させるため、少なくとも一方の合金ではＦｅ、Ｃｏの多い組成とする。

以下、本発明の内容を実施例及び比較例を用いて詳細に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。

（実施例１）
実施例１として、組成が３２．５ｗｔ％Ｎｄ−１．００ｗｔ％Ｂ−０．５０ｗｔ％Ｃｏ−０．０６ｗｔ％Ｃｕ−０．２０ｗｔ％Ａｌ−Ｆｅ．ｂａｌとなるように、原料となる金属あるいは合金をそれぞれ配合し、ストリップキャスト法により原料合金薄板を溶解、鋳造した。

得られた原料合金薄板を第一の粉砕工程に供し、５００〜７００℃、保持時間３０分〜４時間で水素化、及び脱水素処理を行うことで、軟磁性相の析出量の異なるＡ、Ｂ、Ｃの３種類の第一の粉砕粉を得た。その後、各々の第一の粉砕粉を坩堝に入れ、真空中にて７００℃で１２時間、熱処理を行った。その後、スタンプミルにより第二の粉砕を行った後、潤滑剤を添加した。次いで、ジェットミルを使用し、粉砕原料の供給圧を適宜変更した上で高圧窒素ガス雰囲気中において第三の粉砕を行い、軟磁性相の析出量が異なるそれぞれの第一の粉砕粉から、平均粒径が１．５μｍ（Ａ１、Ｂ１、Ｃ１）および３．５μｍ（Ａ２、Ｂ２、Ｃ２）である計６種類の第三の粉砕粉を得た。第一の粉砕工程、第一の粉砕工程後熱処理工程、得られた第三の粉砕粉の関係を表１に示す。

続いて、作製した第三の粉砕粉の内、（Ａ１、Ｂ１、Ｃ１）から選ばれる１種類と、（Ａ２、Ｂ２、Ｃ２）から選ばれる１種類を重量比で１：１の割合で混合した後、金型に投入し、磁場中成形した。具体的には、１５ｋＯｅの磁場中で１４０ＭＰａの圧力で成形を行い、２０ｍｍ×１８ｍｍ×１３ｍｍの成形体を得た。磁場方向はプレス方向と垂直な方向とした。得られた成形体を９５０℃で４時間焼結した。その後、８００℃および６００℃でそれぞれ１時間の時効処理を行い、焼結体を得た。得られた焼結体に対し、試料番号１〜５を付与した。それぞれに対応する、選択した第三の粉砕粉の組み合わせを表２に示す。

一方、同様の方法にて原料合金薄板を溶解、鋳造後、第一の粉砕及び熱処理を行うことなく、スタンプミルにより第二の粉砕を行った。潤滑剤を添加した後、さらに同様の方法で第三の粉砕を行い、平均粒径が１．５μｍおよび３．５μｍの２種類の第三の粉砕粉を得た。これら２種類の第三の粉砕粉を重量比で１：１の割合で混合した後、金型に投入し、同様の方法で磁場中成形した、得られた成形体を同様の方法で焼結、さらに時効処理を行い、焼結体を得た。得られた焼結体に対し、試料番号６を付与した。

得られた焼結体の初磁化曲線を、ＢＨトレーサーにて測定した。初磁化曲線において、Ｈ＝１ｋＯｅでの磁化の値Ｍ（１ｋＯｅ）とＨ＝２０ｋＯｅでの磁化の値Ｍ（２０ｋＯｅ）の比、Ｍ（１ｋＯｅ）／Ｍ（２０ｋＯｅ）を着磁率と定義した。さらに保磁力ＨｃJも同じく測定した。試料番号６に対する試料番号１〜５の着磁率及びＨｃJの変化を算出し、良好なものから順に◎、○、×として表２に示す。着磁率については、試料番号６に対して改善率が４％以上のものを◎、２％以上４％未満のものを○、２％未満のものを×とした。同じく、保磁力ＨｃJについては、試料番号６に対して低下率が５％以下のものを◎、５％超１０％以下のものを○、１０％超のものを×とした。

主相粒子内に存在する軟磁性相は、以下の方法で分析することができる。具体的な例として、体心立方構造を持つＦｅを含む軟磁性体の場合について説明する。

着磁率、および保磁力ＨｃJ測定後の焼結体を熱消磁した後、エポキシ系樹脂に樹脂埋めし、これらを研磨して、それぞれの焼結体の研磨断面を得た。このとき、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の配向方向に対して垂直な面が得られる方向に研磨した。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて上記研磨面を観察し、反射電子組成像（ＣＯＭＰＯ）により、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型結晶からなる主相、及び粒界相などの主相以外の相を確認した。さらにエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）から、それぞれの焼結体の主相粒子内にＦｅ濃度がＲ_２Ｔ_１４Ｂ型結晶からなる主相よりも相対的に高い相（Ｆｅリッチ相）が生成されていること確認した。さらに、前記焼結体を薄片加工し、高分解能透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて観察を行ったところ、前記Ｆｅリッチ相は体心立方構造を持つＦｅ化合物であることを確認した。さらに、この化合物の電子線ホログラフィーによる磁束分布の解析から、この体心立方構造を持つＦｅ化合物が保磁力ＨｃＪが２０Ｏｅ以下のＦｅを主成分とする軟磁性相であることを確認した。試料番号６では、主相粒子内に軟磁性相は確認されなかった。すなわち、試料番号６は従来磁石であり、良好な着磁率が得られていない。

走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、それぞれの焼結体の研磨された断面を２２μｍ×１６μｍの２０視野以上について観察し、直径３０ｎｍ以上のＦｅを主成分とする軟磁性相を含む主相粒子の個数と軟磁性相を含まない主相粒子の個数を計測した。さらに、軟磁性相を含むかどうかにかかわらず、インターセプト法により主相粒子の粒径を算出した。主相粒子の平均粒径、及び粒径ごとの軟磁性相を含む主相粒子の割合を表２に示す。

表２より、試料番号１〜３、５では、粒径が１．５μｍ以下の主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成している割合Ｎｓ（％）、粒径が１．５μｍ超の主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成している割合Ｎｌ（％）としたとき、Ｎｓ＞Ｎｌの関係にある。このとき、着磁率と保磁力ＨｃJの少なくともいずれか一方は○以上の結果であり、保磁力ＨｃJを維持しつつ、着磁性が改善していることがわかる。

さらに試料番号２、３、５では、Ｎｓ＞Ｎｌの関係にあり、さらに０．００≦Ｎｌ≦３．００となっている。このとき、着磁率が改善している一方で保磁力ＨｃJは○以上と低下が抑えられており、保磁力ＨｃJをさらに維持しつつ、着磁性が改善していることがわかる。

さらに試料番号２、３では、Ｎｓ＞Ｎｌおよび０≦Ｎｌ≦３．００の関係にあり、さらに０．５０≦Ｎｓ≦１０となっている。このとき、着磁率と保磁力ＨｃJが共に○以上の結果であり、保磁力ＨｃJをさらに維持しつつ、着磁性がより改善していることがわかる。

一方、試料番号４ではＮｓ＞Ｎｌの関係は成立せず、このとき着磁率と保磁力ＨｃJが共に×となり、保磁力ＨｃJは大きく低下しており、さらに着磁性の改善が小さいことがわかる。

（実施例２）
実施例２として、組成が３１．５ｗｔ％Ｎｄ−０．７５ｗｔ％Ｂ−１．００ｗｔ％Ｃｏ−０．６０ｗｔ％Ｃｕ−０．３０ｗｔ％Ａｌ−１．００ｗｔ％Ｇａ−０．３０ｗｔ％Ｚｒ−Ｆｅ．ｂａｌとなるように、原料となる金属あるいは合金をそれぞれ配合し、ストリップキャスト法により原料合金薄板を溶解、鋳造した。

その後、実施例１と同様の方法で、軟磁性相の析出量の異なるＤ、Ｅの２種類の第一の粉砕粉を得た。さらに実施例１と同様の方法で、平均粒径が１．５μｍ（Ｄ１、Ｅ１）および３．５μｍ（Ｄ２、Ｅ２）である計４種類の第三の粉砕粉を得た。第一の粉砕工程、第一の粉砕工程後熱処理工程、得られた第三の粉砕粉の関係を表３に示す。

続いて、作製した第三の粉砕粉の内、（Ｄ１、Ｅ１）から選ばれる１種類と、（Ｄ２、Ｅ２）から選ばれる１種類を重量比で１：１の割合で混合した粉を金型に投入し、実施例１と同様の方法で焼結体を得た。得られた焼結体に対し、試料番号７〜８を付与した。それぞれに対応する、選択した第三の粉砕粉の組み合わせを表４に示す。

一方、同様の方法にて原料合金薄板を溶解、鋳造後、第一の粉砕及び熱処理を行うことなく、スタンプミルにより第二の粉砕を行った。潤滑剤を添加した後、さらに同様の方法で第三の粉砕を行い、平均粒径が１．５μｍおよび３．５μｍの２種類の第三の粉砕粉を得た。これら２種類の第三の粉砕粉を重量比で１：１の割合で混合した後、金型に投入し、同様の方法で磁場中成形した、得られた成形体を同様の方法で焼結、さらに時効処理を行い、焼結体を得た。得られた焼結体に対し、試料番号９を付与した。

その後、実施例１と同様の方法で着磁率と保磁力ＨｃJも同じく測定した。試料番号９に対する試料番号７〜８の着磁率及び保磁力ＨｃJの変化を算出し、実施例１と同様の基準により◎、○、×と評価した。さらに実施例１と同様の方法で、直径３０ｎｍ以上のＦｅを主成分とする軟磁性相を含む主相粒子の個数と前記軟磁性相を含まない主相粒子の個数を計測した。合わせて、軟磁性相を含むかどうかにかかわらず、全ての主相粒子の粒径をインターセプト法により主相粒子の粒径を算出した。主相粒子の平均粒径、及び粒子径ごとの軟磁性相を含む主相粒子の割合を表４に示す。試料番号９では、主相粒子内に軟磁性相は確認されなかった。すなわち、試料番号９は従来磁石であり、良好な着磁率が得られていない。

表４より、試料番号７では、粒径が１．５μｍ以下の主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成している割合Ｎｓ（％）、粒径が１．５μｍ超の主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成している割合Ｎｌ（％）としたとき、Ｎｓ＞Ｎｌの関係がある。このとき、着磁率と保磁力ＨｃJが共に◎という結果であり、保磁力ＨｃJを維持しつつ、着磁性が改善していることがわかる。

一方、試料番号８では、Ｎｓ＞Ｎｌの関係は成立せず、保磁力ＨｃJは大きく低下しており、さらに着磁性の改善が小さいことがわかる。

（実施例３）
実施例３として、組成が２３．７ｗｔ％Ｎｄ−７．００ｗｔ％Ｐｒ−０．１０ｗｔ％Ｄｙ−０．８７ｗｔ％Ｂ−１．５０ｗｔ％Ｃｏ−１．００ｗｔ％Ｃｕ−０．１０ｗｔ％Ａｌ−０．５０ｗｔ％Ｇａ−０．２０ｗｔ％Ｚｒ−Ｆｅ．ｂａｌとなるように、原料となる金属あるいは合金をそれぞれ配合し、ストリップキャスト法により原料合金薄板を溶解、鋳造した。

その後、実施例１と同様の方法で、軟磁性相の析出量の異なるＦ、Ｇの２種類の第一の粉砕粉を得た。さらに実施例１と同様の方法で、平均粒径が１．５μｍ（Ｆ１、Ｇ１）および３．５μｍ（Ｆ２、Ｇ２）である計４種類の第三の粉砕粉を得た。第一の粉砕工程、第一の粉砕工程後熱処理工程、得られた第三の粉砕粉の関係を表５に示す。

続いて、作製した第三の粉砕粉の内、（Ｆ１、Ｇ１）から選ばれる１種類と、（Ｆ２、Ｇ２）から選ばれる１種類を重量比で１：１の割合で混合した粉を金型に投入し、実施例１と同様の方法で焼結体を得た。得られた焼結体に対し、試料番号１０〜１１を付与した。それぞれに対応する、選択した第三の粉砕粉の組み合わせを表６に示す。

一方、同様の方法にて原料合金薄板を溶解、鋳造後、第一の粉砕及び熱処理を行うことなく、スタンプミルにより第二の粉砕を行った。潤滑剤を添加した後、さらに同様の方法で第三の粉砕を行い、平均粒径が１．５μｍおよび３．５μｍの２種類の第三の粉砕粉を得た。これら２種類の第三の粉砕粉を重量比で１：１の割合で混合した後、金型に投入し、同様の方法で磁場中成形した、得られた成形体を同様の方法で焼結、さらに時効処理を行い、焼結体を得た。得られた焼結体に対し、試料番号１２を付与した。

その後、実施例１と同様の方法で着磁率と保磁力ＨｃJも同じく測定した。試料番号１２に対する試料番号１０〜１１の着磁率及び保磁力ＨｃJの変化を算出し、実施例１と同様の基準により◎、○、×と評価した。さらに実施例１と同様の方法で、直径３０ｎｍ以上のＦｅを主成分とする軟磁性相を含む主相粒子の個数と軟磁性相を含まない主相粒子の個数を計測した。合わせて、軟磁性相を含むかどうかにかかわらず、全ての主相粒子の粒径をインターセプト法により主相粒子の粒径を算出した。主相粒子の平均粒径、及び粒子径ごとの軟磁性相を含む主相粒子の割合を表６に示す。試料番号１２では、主相粒子内に軟磁性相は確認されなかった。すなわち、試料番号１２は従来磁石であり、良好な着磁率が得られていない。

表６より、試料番号１０では、粒径が１．５μｍ以下の主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成している割合Ｎｓ（％）、粒径が１．５μｍ超の主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成している割合Ｎｌ（％）としたとき、Ｎｓ＞Ｎｌの関係がある。このとき、着磁率と保磁力ＨｃJが共に◎という結果であり、保磁力ＨｃJを維持しつつ、着磁性が改善していることがわかる。

一方、試料番号１１では、Ｎｓ＞Ｎｌの関係は成立せず、保磁力ＨｃJは大きく低下しており、さらに着磁性の改善が小さいことがわかる。

（実施例４）
実施例４として、組成が２５．５ｗｔ％Ｎｄ−８．００ｗｔ％Ｐｒ−１．１０ｗｔ％Ｂ−０．３０ｗｔ％Ｃｏ−０．１５ｗｔ％Ｃｕ−０．４０ｗｔ％Ａｌ−０．１５ｗｔ％Ｇａ−１．００ｗｔ％Ｚｒ−Ｆｅ．ｂａｌとなるように、原料となる金属あるいは合金をそれぞれ配合し、ストリップキャスト法により原料合金薄板を溶解、鋳造した。

その後、実施例１と同様の方法で、軟磁性相の析出量の異なるＨ、Ｉの２種類の第一の粉砕粉を得た。さらに実施例１と同様の方法で、平均粒径が１．５μｍ（Ｈ１、Ｉ１およびと３．５μｍ（Ｈ２、Ｉ２）である計４種類の第三の粉砕粉を得た。第一の粉砕工程、第一の粉砕工程後熱処理工程、得られた第三の粉砕粉の関係を表７に示す。

続いて、作製した第三の粉砕粉の内、（Ｈ１、Ｉ１）から選ばれる１種類と、（Ｈ２、Ｉ２）から選ばれる１種類を重量比で１：１の割合で混合した粉を金型に投入し、実施例１と同様の方法で焼結体を得た。得られた焼結体に対し、試料番号１３〜１４を付与した。それぞれに対応する、選択した第三の粉砕粉の組み合わせを表８に示す。

一方、同様の方法にて原料合金薄板を溶解、鋳造後、第一の粉砕及び熱処理を行うことなく、スタンプミルにより第二の粉砕を行った。潤滑剤を添加した後、さらに同様の方法で第三の粉砕を行い、平均粒径が１．５μｍおよび３．５μｍの２種類の第三の粉砕粉を得た。これら２種類の第三の粉砕粉を重量比で１：１の割合で混合した後、金型に投入し、同様の方法で磁場中成形した、得られた成形体を同様の方法で焼結、さらに時効処理を行い、焼結体を得た。得られた焼結体に対し、試料番号１５を付与した。

その後、実施例１と同様の方法で着磁率と保磁力ＨｃJも同じく測定した。試料番号１５に対する試料番号１３〜１４の着磁率及び保磁力ＨｃJの変化を算出し、実施例１と同様の基準により◎、○、×と評価した。さらに実施例１と同様の方法で、直径３０ｎｍ以上のＦｅを主成分とする軟磁性相を含む主相粒子の個数と軟磁性相を含まない主相粒子の個数を計測した。合わせて、軟磁性相を含むかどうかにかかわらず、全ての主相粒子の粒径をインターセプト法により主相粒子の粒径を算出した。主相粒子の平均粒径、及び粒子径ごとの軟磁性相を含む主相粒子の割合を表６に示す。試料番号１５では、主相粒子内に軟磁性相は確認されなかった。すなわち、試料番号１５は従来磁石であり、良好な着磁率が得られていない。

表６より、試料番号１３では、粒径が１．５μｍ以下の主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成している割合Ｎｓ（％）、粒径が１．５μｍ超の主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成している割合Ｎｌ（％）としたとき、Ｎｓ＞Ｎｌの関係がある。このとき、着磁率と保磁力ＨｃJが共に◎という結果であり、保磁力ＨｃJを維持しつつ、着磁性が改善していることがわかる。

一方、試料番号１４では、Ｎｓ＞Ｎｌの関係は成立せず、保磁力ＨｃJは大きく低下しており、さらに着磁性の改善が小さいことがわかる。

（実施例５）
実施例５として、実施例１と同様に第三の粉砕粉Ｂ１とＢ２を、重量比で１：１の割合で混合した粉を金型に投入し、磁場中成形をした。その後、９８０と１０３０℃で８時間焼結した。その後、８００℃および６００℃でそれぞれ１時間の時効処理を行い、焼結体を得た。得られた焼結体に対し、試料番号１６〜１７を付与した。

一方、同様の方法にて原料合金薄板を溶解、鋳造後、第一の粉砕及び熱処理を行うことなく、スタンプミルにより第二の粉砕を行った。潤滑剤を添加した後、さらに同様の方法で第三の粉砕を行い、平均粒径が１．５μｍおよび３．５μｍの２種類の第三の粉砕粉を得た。これら２種類の第三の粉砕粉を重量比で１：１の割合で混合した後、金型に投入し、同様の方法で磁場中成形した、得られた成形体を同様の方法で焼結、さらに時効処理を行い、焼結体を得た。得られた焼結体に対し、試料番号１８〜１９を付与した。

その後、実施例１と同様の方法で着磁率と保磁力ＨｃJも同じく測定した。試料番号１８に対する試料番号１６、試料番号１９に対する試料番号１７の着磁率及び保磁力ＨｃJの変化をそれぞれ算出し、実施例１と同様の基準により◎、○、×と評価した。さらに実施例１と同様の方法で、直径３０ｎｍ以上のＦｅを主成分とする軟磁性相を含む主相粒子の個数と軟磁性相を含まない主相粒子の個数を計測した。合わせて、軟磁性相を含むかどうかにかかわらず、全ての主相粒子の粒径をインターセプト法により主相粒子の粒径を算出した。主相粒子の平均粒径、及び粒子径ごとの軟磁性相を含む主相粒子の割合を表９に示す。試料番号１８〜１９では、主相粒子内に軟磁性相は確認されなかった。すなわち、試料番号１８〜１９は従来磁石であり、良好な着磁率が得られていない。

表９より、試料番号１６では、粒径が１．５μｍ以下の主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成している割合Ｎｓ（％）、粒径が１．５μｍ超の主相粒子中で、内部に軟磁性相が生成している割合Ｎｌ（％）としたとき、Ｎｓ＞Ｎｌの関係にある。このとき、着磁率と保磁力ＨｃJが共に○以上の結果であり、保磁力ＨｃJを維持しつつ、着磁性が改善していることがわかる。

一方、試料番号１７では、Ｎｓ＞Ｎｌの関係はみたすものの、主相粒子の平均粒径が２．５μｍ超と大きく、保磁力ＨｃJを維持しつつも着磁率の改善の効果が小さい。

本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、高い保磁力ＨｃＪを維持しつつ、良好な着磁性を示すので、これらは自動車用のモータ等に幅広く利用可能である。

１・・・軟磁性相が生成されている主相粒子
２・・・軟磁性相が生成されていない主相粒子
３・・・粒界相
４・・・軟磁性相
５・・・粒径が１．５μｍ以下であり、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子
６・・・粒径が１．５μｍ超であり、内部に軟磁性相が生成されている主相粒子
１０・・・Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石

Claims (5)

1. Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶からなる主相粒子を含むＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、前記主相粒子の粒径が１．５μｍ以下で、内部に軟磁性相を含む主相粒子数の割合をＮｓ（％）、前記主相粒子の粒径が１．５μｍ超で、内部に軟磁性相を含む主相粒子数の割合をＮｌ（％）としたとき、Ｎｓ＞Ｎｌであることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
2. 前記主相粒子の粒径が１．５μｍ超で、内部に軟磁性相を含む主相粒子数の割合Ｎｌ（％）は０．００≦Ｎｌ≦３．００であることを特徴とする、請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
3. 前記主相粒子の粒径が１．５μｍ以下で、内部に軟磁性相を含む主相粒子数の割合Ｎｓ（％）は０．５０≦Ｎｓ≦１０であることを特徴とする、請求項１または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
4. 前記主相粒子の平均粒径が２．５μｍ以下であることを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
5. 前記軟磁性相は、ＦｅまたはＣｏの１種類以上を含有する軟磁性相であることを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
   

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