JPH04116143A - 不可逆減磁の小さい熱安定性に優れたＲ‐Ｆｅ‐Ｂ‐Ｃ系永久磁石合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、不可逆減磁の小さい熱安定性の優れたＲ（希
土類元素）−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系の永久磁石合金に関する。

〔従来の技術〕

近年、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の磁力を凌ぐ次世代の永久磁石
としてＲ−Ｆ　ｅ−Ｂ系磁石が俵用等によって発表され
て以来、当該磁石について多くの報告がなされてきた。

しかしながら、該磁石はＳｍ−Ｃ。

系磁石に比べて磁力は優れるものの３　その磁気特性の
熱安定性及び耐酸化性が著しく劣るという欠点を有する
。特に耐酸化性に係わる欠点は１重要な改善課題であり
、上述報告の多くはその改善方法を開示している。

他方、従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ又はＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁
石は環境温度が上昇すると残留磁束密度（Ｂｒ）および
保磁力（ｉＨｃ）が５ｓ−Ｃｏ系磁石に比較して著しく
低下するという性質がある。すなわち熱安定性に劣ると
いう欠点がある。

このような状況下、環境温度の変化に対して磁気特性の
安定化を図る手段としては、一般に残留磁束密度の温度
依存係数を小さくすること及び室温における保磁力を十
分に高くすることが提案されている。前者の改善法とし
ては、磁石のキューリー温度を高める方法が一般的であ
り１例えば特開昭５９−６４７３３号公報では、Ｆｅの
一部をＣＯで置換することによりキューリー温度を高め
、残留磁束密度の温度依存係数を小さくすることを提案
している。他方３　環境温度の上昇に伴って、保磁力が
急激に低下することは既に述べたところだが、この保磁
力の低下がもたらす重大な欠点は、大きな不可逆減磁を
招くということである。不可逆減磁ｎとは、高温時低下
したＢｒが、室温に戻した時に元に回復しない現象であ
り、一般に磁石形状の薄型化に伴ってその劣化が顕著に
なる。この不可逆減磁の劣化は、たとえＦｅの一部をＣ
ｏ　Ｔ：Ｗ換して残留磁束密度の温度依存係数を小さく
しても、抜本的な改善には至らない。このため、実使用
に際しては環境温度及び形状が厳しく制限され１例えば
自動車関係、高速機器等の過酷な用途への適用は困難と
なる。この不可逆減磁の改善法としては専ら室温におけ
るｉＨｃを高める方法に転っているのが実状である。つ
まり、高温時のｉＨｃの低下を見込んで、室温でのｉＨ
ｃを十分に高くすることによって不可逆ｆｓ、磁を小さ
くする方法であるが１例えば特開昭５９−８９４０１号
公報は、　Ｔｉ、Ｎｉ、Ｂｉ、Ｖ。

Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ等を添加することにより、室温におけ
るＨｌｃを高め、不可逆減磁率を小さくすることを教示
し、又、特開昭６０−３２３０６号公報は、希土類元素
成分として、軽希土類元素に加え、　　Ｄｙ、Ｔｂ。

Ｈｏ、Ｇｄ、Ｅｒ、Ｔｓ、Ｙｂの重希土類元素の添加を
特定し、これによりｉＨｃを高め、不可逆減磁率を改善
することを教示している。

しかし、このようにしてｉＨｃを十分高めれば確かに不
可逆減磁は改善されるものの、従来法では例えば１６０
℃の高温にもなると１　たとえ室温時のｉ　ｔｌ　ｃが
１５〜２０ｋＯｅと十分高くても急激に劣化すると言う
問題点が残る。この場合、更にＨｌｃを高くすることに
なる。一方、このようにｉＨｃが高くなると、着磁の問
題が新たに発生する。即ち、磁石の磁力を最大に引き出
すためにはその磁力が飽和するまで十分大きな磁界で着
磁する必要があり９着磁率が低いと磁気特性の不安定を
招くが１通常。

該着磁界の大きさとしては磁石が有する１ｔ（ｃの３〜
４倍の磁界が必要とされることから、従来法のように極
端なｉＨｃの増加は５着・脱磁の操作を困難にし、又、
設備の大型化を招くことになる。したがって、従来にお
いては上記高温時の不可逆減磁の劣化と共にこれらの問
題を避けることはできなかった。

〔発明が解決しようとする問題点〕

このように、従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石では、高い環境
温度での不可逆減磁に対して、十分な改善効果を得るに
至っておらず、Ｓｍ−Ｃｏ系に比べて優れた磁力を有す
るにも拘らず、特に高温時の熱安定性及び実用レベルで
の高ｊＩＩ　ｃ化に伴う着磁の問題が、依然として存在
し、上記メリットが大きく損なわれているのが実状であ
る。

一般に、　　Ｒ−Ｆｅ−Ｂ　　（又はＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−
Ｂ）系磁石は，Ｒ２Ｆｅ、ａＢ　Ｃ又はＲ２（Ｆｅ、　
Ｃｏ）１４Ｂ　）型の正方晶と、ＲＦｅａＢａ　（Ｒ（
Ｆｅ、Ｃｏ）ａＢ４）型のＢリッチ相、Ｒリッチ相及び
Ｂ２０．相を含む非磁性相とから構成され（尚、Ｒ−Ｆ
ｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石ではＲ（Ｆｅ、Ｃｏ）ｚで代表され
るラーベス相も存在するとされている）、その保磁力発
生の原理は。

逆磁区核発生機構によるとされている。つまり。

この逆磁区の存在が保磁力を決定し、その成長に伴い１
ｔｌｃが低下することから、核発生型磁石の保磁力は構
造敏感型となり正方晶と粒界相、Ｒリッチ相、Ｂリッチ
相及びその他不純物相に支配されることになる。

ところで、該逆磁区核の芽、即ち逆磁区核は正方品及び
粒界相の欠陥、軟質な磁性相、その他不純物相において
発生し、これらの欠陥、異物の存在により容易に成長す
る。このように、磁石の組織が不均質であったり不純物
及び種々の欠陥を含むと、ｉＨｃは容易に低下し、これ
に伴い実用レベルで重要となる残留磁気の不可逆減磁は
大きくなる。

以上のことから、不可逆減磁率を小さくする基本的な対
策としては、るイ１石組織の観点から次のことが言える
。（１）正方晶の均質化、（２）粒界相の均質・均一化
、（３）軟質な磁性相の除去、（４）その他不純物相の
除去、である。これらの改善がなされた後に、１ｌｌｃ
を適正化することにより抜本的な不可逆減磁の改善に至
ると考えられる。

ところで、従来材の不可逆減磁の改善法としては２例え
ば前出の特開昭５９−８９４０１号公報及び特開昭６０
−３２３０６号公報は５室温におけるｉＨｃを十分高め
ることにより改善する方法を開示していることを既に述
べたが、これらの方法では磁石の組織に対しては何ら改
善がなされておらず、単に添加物により異方性磁界を大
きくすることによって３室温における１ｌｌｃを極めて
高くシ、その結果、不可逆ｆｉ［を改善するという、高
温時の１ｌｌｃの低下を犠牲にした消極的な改善方法で
ある。このためより高温時の改善効果は少な（、又着磁
等の問題が残ることは、既に既述した。

一方、永久磁石合金の組成を均質にし＋　ｉＨｃを向上
させる方法も数多く報告されており、一般には磁石合金
を熱処理することが提案されている。

例えば特開昭５９−２１７３０４号公報では、焼結後３
５０°Ｃ以上の温度で熱処理することにより、　ｔ）Ｉ
ｃが改善されることを教示している。該法によれば、熱
処理することにより磁石組成の均質化は改善されるもの
の、依然としてＢリッチ相やＢ、０．相等の不純物相が
存在していることから１組織の構造上は何ら変化がなく
逆磁区核の発生点及びその成長に対しては、抜本的に解
決されていない。このため該法により１ｔｌｃを高めて
も高温時の不可逆減磁の改善効果は小さいと判断される
。

このように従来技術による不可逆減磁の改善は磁石合金
＆ｌｌ織の構造に何ら対策手段を講じていないのが実状
である。

また、不純物を除去することにより逆磁区核の発生及び
その成長を抑制する方法としては１例えば酸化物相及び
Ｂリッチ相等の生成を抑制することが考えられ、酸化物
については磁石中の酸素を低減することにより抑制する
ことが可能である。

また、Ｂリッチ相については従来材では多く存在し、そ
の大きさは正方晶と同程度にもなることから、不純物相
としての欠陥だけでなく１場合によっては大きな磁気的
空間となり減磁界形成の要因にもなる。しかしながら、
従来より実用レベルの高い磁気特性を得るためには、Ｂ
の含有量を高くせざるを得ないのが実状であり５例えば
特開昭５９４６００８号公報及び前摘の特開昭５９−６
４７３３号公報では＋１ｋＯＢ以上の１ｔｌｃを確保す
るためには、Ｂ含有量を２〜２８原子％に特定しており
、　ｉＨｃを３　ｋｏｅにするためには、Ｂ含有量は少
なくとも４原子％必要であるとし、更に実用レベルの高
いｉＨｃを得るためには、Ｂの含有量をさらに高くする
ことを教示している。

即ち、従来技術では、Ｂ含有量を少な（するとα−Ｆｅ
が析出しやすくなりこれに伴いｉ　ＩＩ　ｃは急、激に
低下するので、　ｉＨｃを高めるためにＢ含有量を多く
することから、Ｂリッチ相の生成を抑制することはでき
なかった。従ってこのようにＢを多く含み、不純物相と
して多くのＢリッチ相を含有する従来材を実用化するた
めには、高温時の不可逆減磁対策として、前述のごとく
極めて高いｉＨｃが必要となる。

本発明の目的はこのようなＲ−Ｆ　ｅ−Ｂ系永久磁石の
問題、とりわけ、不可逆減磁の問題点を解決することに
あり、従来材のように＋　１ｆ（ｃを極めて高くするこ
となく比較的低いｉＨｃでも不可逆減磁が小さく熱安定
性に優れた永久磁石合金を提供することにある。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明者等は、これらの問題点を解決するための手段と
して、磁石合金の組織構造による抜本的な不可逆減磁の
改善を鋭意検討した結果、正方晶構造を有する磁性結晶
粒及びＲリッチ粒界相を均質にし、且つ磁性結晶粒の各
々を該粒界相で被覆することにより、従来材に比べて著
しく不可逆減磁が改善されることを見い出し、更には、
これらの効果を一層高めるために、Ｂリッチ相を除去す
るという従来技術では、予想すら困難であった新規技術
を見出すに至り、従来材より低いＨｌｃでも高温に於け
る不可逆減磁が極めて小さく、且つ同等以上の最大エネ
ルギー積を有する新規な永久磁石合金の提供を可能とし
た。即ち、従来技術ではもはや高い磁気特性が得られず
実用範囲外とされていたＢ含有量２原子％未／１！領域
でも実用に耐え得る良好な磁気特性を付与し得る新規な
技術を見出したことにより９画期的な不可逆減磁の改善
に至ったのである。

すなわち本発明によれば、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金磁石
（但しＲはＲ＝Ｒ１若しくはＲ＝　Ｒ、＋　Ｒｚであっ
て＋Ｒ１はＮｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｙ、Ｓｍより選ば
れる少なくとも１種、Ｒ２はＴｂ、　Ｄｙ、　ｃａ、　
Ｈｏ、　ＥｒＴｍ、Ｙｂより選ばれる少なくとも１種）
において該合金中、前記の磁性結晶粒の各々が１粒界相
で覆われており、この粒界相は、１６重量％以下（０重
量％を含まず）のＣ１又は１６重量％以下（０重量％を
含まず）のＣ及び５帽！ｊｔ％以下（０重量％を含まず
）のＲ２を含むことを特徴とする不可逆減磁の小さい熱
安定性に優れたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石合金を提供
する。

ここで該磁性結晶粒は１粒径が好ましくは０．３〜１５
０μｍの範囲にあり、この粒径の各結晶粒を覆っている
粒界相の厚みは０．００１〜３０μｍの範囲である。

本発明磁石の好ましい組成（磁性結晶粒と粒界相の全体
の組成）は、原子百分比で、　Ｒ（ＲはＲ＝Ｒ，若しく
はＲ＝Ｒ，＋Ｒｚであって、Ｒ３はＮｄＰ　ｒ　＋　Ｃ
ｅ　＋　Ｌ　ａ　＋　Ｙ　＋　Ｓ　ｗｌより選ばれる少
なくとも１種。

Ｒ２は、Ｔｂ、Ｄｙ，Ｇｄ，Ｈｏ，Ｅｒ、Ｔｗｏ、Ｙｂ
より選ばれる少なくとも１種）；１０〜３０％、　　Ｒ
ｚ　：　０〜２０％Ｂ：２％未満（０原子％を含まず）
、Ｃ：０．１〜２０％、残部がＦｅ及び製造上−不可避
的な不純物からなる。

（作用〕 本発明合金において不可逆減磁を小さくする効果はＢが
２％以上でも十分発揮されるものではあるが、特にＢが
２％未満と少ない場合には、不可逆減磁が顕著に良好と
なり、しかも磁気特性は従来材と同等以上である。

更にＲ１が無添加であっても、従来材に比べて不可逆減
磁は著しく小さくなるが，Ｒ２を０．０４〜２０原子％
含有せしめることにより、−層効果的に小さくできる。

本発明による永久磁石の特徴は、従来のように磁石のｉ
Ｈｃを極めて高くしなくても、高温時の不可逆減磁が小
さいことであり９例えば、パーミアンス係数（Ｐ、）が
３．１ｌｌｃが１３ｋＯｅの磁石を環境温度１６０°Ｃ
で３０分放置した後、室温に戻した時、その不可逆減磁
率は一３％である。他方、同じ＜ｐｃ３でｉＨｃ　１９
ｋＯｅの従来材を上記と同一の方法で測定した不可逆減
磁率が一８％であり、　ｉＨｃが十分高いにも拘らず大
きな劣化を示す。従ってこのような高温の環境下でも本
発明磁石の不可逆減磁特性は、従来材に比べて十分低い
１）Ｉｃでも極めて良好であり、この点でまったく新規
な永久磁石であるといえる。

なお、これら材料の（ＢＨ）ｍａｙの温度依存性を後述
の第２図に示すが９図から明らかのように上記同様、従
来材に比べて本発明による永久磁石合金では高温時の特
性劣化が少なく、この点においても熱安定性に優れた新
規な永久磁石であるといえる。但し該温度依存性の評価
は、不可逆Ｋ１ｆｆ率とは異なり、設定加熱温度におけ
る測定値を示す。

一方１本発明磁石の磁気特性については１等方性焼結磁
石では、Ｂｒ４０００Ｃ （ＢＨ）ｍａｘ≧４　（ＭＧＯｅ）、異方性焼結磁石で
は、　　Ｂｒ４０００Ｃ であり、従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石と同等以上の値
を有する。

このような新規な不可逆減磁特性は１本発明磁石を構成
している各磁性結晶粒の周囲を適切なＣ又はＣとＲ２含
有量をもつ非磁性相で覆ったことによって得られたもの
である。即ち１本発明者等は非磁性相である粒界相にＣ
（炭素）の所定量を含有せしめることにより、つまり咳
相の１６重量％以下がＣとなるように、好ましくは０．
０５〜１６重量％の範囲になるように含有させることに
より、この非磁性相をより均質にし、不可逆減磁特性を
改善できることを見い出した。更には該相の５０重量％
以下、好ましくは０．０４〜５０重量％がＲ２となるよ
うに該相にＲ１を含をさせることにより、−層効果的と
なることを見出した。Ｒ２の含有は該粒界相の融点を高
め１例えば磁石合金が、焼結体であれば、焼結時の急速
な液相焼結に伴う空隙等の発生又は粒界相の不均一分布
を抑制することができることがわかった。つまり、この
ようなＪＩｌ性相で各磁性結晶粒を被覆すれば、従来材
と同等のＢ含有量でも不可逆減磁を改善することができ
ること、更にはこのＣ含有粒界相の形成下、Ｂを２原子
％未満に低減することにより、るｎ気持性は従来の同等
レベル以上でありながら不可逆減磁が画期的に改善され
、更に、この非磁性粒界相に前記Ｒ２を共存させるとそ
の効果は一層良好となることが明らかとなった。

〔発明の詳細な 説明磁石はＣ（炭素）の利用の仕方に大きな特徴がある
ので先ずこの点がら説明する。

従来より、この種の磁石において一般にＣは不可避的に
混入する不純物元素とされており、特別のことがない限
り積極的に添加する合金元素とは扱われていなかった。

例えば前出特開昭５９−４６００８号公報では、ＣでＢ
の一部を置換することを開示するが、これは磁石中のＢ
の含有量を２〜２８原子％と規定し２原子％未満のＢｉ
ｌでは保磁力ｉＨｃが１　ｋｏｅ未満になるので２原子
％のＢ量を必要とするが、Ｂの多量の含有ではコストが
高くなるのでコストダウンのメリットから５　この場合
にはＢの一部をＣで置換することが可能であると述べら
れているに過ぎない、更に特開昭５９−１６３８０３号
公報にはＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｃ系磁石が開示され、磁
石中のＢの含有量を２〜２８原子％、Ｃの含有量を４原
子％以下と規定し、ＢとＣの具体的な併用を開示してい
るが、Ｃの併用にも拘らずＢの含有量を２原子％以上を
必須とし、２原子％未滴のＢＩでは上記特開昭５９−４
６００８号公報と同様にｉ　Ｉｔ　ｃが１　ｋｏｅ未満
となると説明されている。すなわち、該公報が指摘する
ように、Ｃは磁気特性を低下させる不純物であると把握
されており９例えば粉末の成形時に用いる滑剤等からの
Ｃの混入は不可避であり又、これを完全に取り除（操作
はコストアップを招くという理由からハードフェライト
磁石相当のＢｒ４０００Ｃ；までなら、Ｃの含有量とし
て４原子％以下を許容できると提案するものであり、Ｃ
は磁気特性については消極的な作用をもつものであり必
ずしもＣを必須とはしていない。またＣ含有の粒界相（
非磁性相）の形成、さらにはＣと前記Ｒ２含有の粒界相
（非磁性相）の形成についてはこれらの公報では全く示
唆されていない。

さらに特開昭６２−１３３０４号公報ではＲ−Ｆｅ−Ｃ
。

Ｂ−Ｃ系磁石において、耐酸化性を改善するためにはＣ
量が多いと良くないと教示し、Ｃの含有量を０．０５重
璽％（原子百分比で約０．３％）以下に抑制することを
提案し、更に他の出願人による特開昭６３−７７１０３
号公報でも同じ目的からＣを１１０００ｐｐ以下にする
ことを提案している。このように従来においてＣは磁気
特性および耐酸化性について消極的元素とされており、
必須の添加元素とはされていなかった。

本発明者等は、ＣをＢの単なる置換元素として含有させ
るのではなく、磁性結晶粒を包囲する非磁性相（粒界）
中にＣを積極的に含有させるという添加の仕方をするな
らば、従来の常識に反してＣは磁石の不可逆減磁の改善
に大きく寄与できることを見い出したものであり、更に
はＣと共にＲ１をこの相に含有させることによって一層
これらの効果が有利に発現することを見出した。即ち１
　このような非磁性相へのＣの含有によって、Ｂの含有
量が公知の通常範囲であっても従来に比べて低いｉ　ｔ
ｌ　ｃで不可逆減磁が改善されるのであるが、特に２原
子％未溝のＢ量の場合にはその効果が更に著しいものに
なることがわかった。尚、従来ではＢの含有量が２原子
％未満ではｉＨｃが１　ｋｏｅ以下になるとされていた
のであるが９本発明では２原子％未溝のＢ量であっても
ｉＨｃは４　ｋｏｅ以上となる。このような本発明によ
る新規な効果は磁性結晶粒の各々を包囲するＣ又はＣ及
びＲ２含有粒界相の形成によってもたらされ、このこと
から、これまでの磁気特性の低下及び耐酸化の劣化をも
たらしていたＣを消極元素とする従来磁石とは全く異な
り、Ｃを必須とする新規な磁石の発明を完成することが
できた。

この場合、磁性結晶粒の各々を包囲するＣ又はＣ及びＲ
２含有粒界相は、Ｃ又はＣ及びＲ２以外に磁石を構成し
ている合金元素の少なくとも１種以上を含むものである
。このような不可逆減磁の改善をもたらす粒界相の形成
は、硝石中における磁性結晶間に存在する粒界相にＣ又
はＣ及びＲ２を含有せしめることにより可能となる。

その理由については以下のように推察する。

該粒界相が上記磁性結晶粒を構成している合金元素の少
なくとも１種以上を含むことは既に述べたが、このうち
Ｆｅはα−Ｆｅ等の軟質な磁性相の生成を招きやすく、
これらの相が僅かに生成しても逆磁区核の発生及びその
成長を促進し、不可逆Ｋｍの劣化をもたらす。これに対
して３　本発明による永久磁石合金の粒界相では、不定
比なＲ−ＦｅＣ系の金属間化合物が生成していると推定
され。

これにより上記不純物の生成が抑制されていると考えら
れる。このことは、該粒界相が均質な非磁性相であると
いうことであり、これにより逆磁区核の発生が抑制され
ると推定される。又、一般にＲｔは磁性結晶粒の異方性
磁界を高め＋　ｉＨｃを向上させる効果を有し、これに
より不可逆減磁は改善される。加えて、磁石合金が焼結
体であれば、その焼結に際して粒界相が先ず液相となる
。いわゆる液相焼結の形をとるが、該粒界相におけるＲ
２の共存は粒界相の融点を高めることから、加熱に伴う
急、激な液相移動が緩和され、その結果、該粒界相が磁
性結晶粒子の周囲を比較的均一に覆い又空隙等の粒界相
欠陥が抑制されると推定される。

これによって上記同様に、被覆の欠陥等による逆磁区核
の発生及びその成長が抑制されると考えられる。

一方、Ｂを２原子％未満とすることにより、不可逆減磁
は著しく改善されるが、これは従来材では必ず存在する
Ｂリッチ相が抑制されたことによると推定される。

つまり、この場合も上記同様Ｂリッチ相が逆磁区発生点
となっていたと考えられる。尚、従来においてはＢを２
％未満にすると　α−Ｆｅの生成が容品となり磁気特性
の著しい劣化が生じると報告されているが１本発明によ
る永久磁石合金ではＣ含有粒界相によりα−Ｆｅの生成
が抑制され、従来材と同等以上の特性レヘルが可能とな
る。

このように１本発明者等は個々の磁性結晶粒をＣ又はＣ
及びＲ２含有粒界相で被覆することにより、従来材に比
べて低いｉＨｃでも不可逆減磁を著しく改善せしめ、特
に高温での改善効果が大きく更にＢ含有量の低減により
一層その効果が著しくなることを見出し、公知の技術で
は困難であった熱安定性の良好な永久磁石を発明するに
至った。

このＣ又はＣ及びＲ２含有粒界相は前記のようにＣ又は
Ｃ及びＲ２以外に、１１石を構成している合金元素の少
なくとも１種以上を含んでいるがそのＣ含有量は粒界相
組成において１６重量％以下（０重量％を含まず）であ
ることが必要である。

すなわち１粒界相中のＣは咳粒界相を均質な非磁性相と
するだけでなく、Ｂの減少に伴う１ｌｌｃの低下を抑制
する効果をもたらすことから、その含有量は粒界相の組
成において好ましくは０．０５〜１６重量％、更に好ま
しくは０．１〜１６重量％を必須とする。Ｃの含有量が
０．０５重量％未満では粒界相を均質な非磁性相にする
ことが不十分でｉ　Ｈｃが４　Ｋｏｅ未満となることも
ある。一方１粒界相中のＣ量が１６重量％を超えると磁
石のＢｒの低下が著しくもはや実用が困難となる。又、
咳粒界相組成においてＲ２が０でも従来技術に比べて不
可逆減磁は改善され２本発明の前記目的が達成されるの
であるが、好ましくは０．０４〜５０重量％の範囲の共
存においてより一層の効果がある。粒界相中のＲ，量が
５０重量％を超えると、不可逆Ｋ１ｆｆは更に改善され
るものの、Ｂｒの著しい低下を招く。

この粒界相については個々の磁性結晶粒を均一に被覆す
ることが重要であるが、その厚みは０．００１μｍ未満
ではｉＨｃの低下が著しく、又３０μｍを超えるとＢｒ
がもはや本発明で意図する値を満足しなくなるので０．
００１μｍ〜３０μｍの範囲、好ましくは０．００５μ
ｍ〜１５μｍの範囲とするのがよい。なおこの厚みは粒
界三重点も含むものである。この厚みはＴＥＭを用いて
測定することができる　（後記の実施例でもこの測定に
よった） 一方、この粒界相で囲われる各磁性結晶自身は周知のＲ
−Ｆｅ−Ｂ−（Ｃ）系永久磁石と同様の組成であっても
よい。しかしＢが低量であっても本発明磁石の場合には
良好な磁気特性を発現できる。

本発明の合金磁石の組成　（磁性結晶粒と粒界相とを併
せた全体の組成）は、好ましくは原子百分比でＲ：１０
〜３０％、Ｒ２：０〜２０％、Ｂ：２％未満（０原子％
を含まず）　、　　Ｃ：ｏ、ｔ　〜２０％、残部Ｆｅ及
び製造上不可避な不純物からなる。更に好ましくは原子
百分比で、Ｒ：１０〜３０％、Ｒ，：０．０４〜２０％
、Ｂ：２％未満（０原子％を含まず）。Ｃ：０．１〜２
０％、残部：Ｆｅ及び製造上不可避的な不純物からなる
。

本発明において、磁石中の総Ｃ含有量は好ましくは０．
１〜２０原子％である。磁石中の総Ｃ含有量が２０原子
％を超えるとＢｒの低下が著しく１本発明で目的とする
等方性焼結磁石としてのＢｒ≧４ＫＧ、　　並びに異方
性焼結磁石としてのＢｒ≧７ＫＧの値を満足しなくなる
。一方、０．１原子％未満ではもはや不可逆Ｋｍを改善
することが困難となる。

このように磁石中の総Ｃ含有量としては好ましくは０．
１〜２０原子％とするが、前述の粒界相中のＣは不可逆
ｉ４　（５ｔを改善するだけでなく、Ｂの減少に伴うｉ
　ＩＩ　ｃの低下を抑制する効果をもたらすことから、
その含有量は粒界相の組成において１６重量％以下　（
０重量％は含まず）、好ましくは０．０５〜１６重量％
、更に好ましくは０．１〜１６重量％を必須とする。Ｃ
の原料としては、カーボンブラック、高純度カーボン又
はＮｄ−Ｃ，Ｆｅ−Ｃ等の合金を用いることができる。

Ｒは、Ｒ＝Ｒ，若しくはＲ＝Ｒ＋＋Ｒｚであって、ここ
でＲ１はＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｒ及びＳｍのうち１
種又は２種以上が用いられる。なお２種以上の混合物で
あるミツシュメタル、ジジム等も用いることができる。

Ｒ２はＴｂ、　Ｄｙ、　Ｃｄ、　Ｈｏ、　Ｅｒ。

Ｔｍ及びＹｂのうち１種又は２種以上である。ここでＲ
を好ましくは、　１０〜３０原子％とするのは、この範
囲内ではＢｒが実用上非常に優れるためである。又Ｒ２
をＯ〜２０原子％とするのは、Ｒ２は無添加でも従来技
術に比べて不可逆減磁は改善されるが、好ましくは０．
０４〜２０％でより一層の効果があり、他方２０原子％
を超えるとＢｒが著しく低下するためである。

Ｂとしては、純ポロン又はフェロボロンを用いることが
でき５その含有量は公知の範囲である２原子％以上でも
従来材に比べて不可逆減磁は改善され１本発明の前記目
的は達成されるのであるが好ましくはＢは２原子％未満
、更に好ましくは１．８原子％以下においてより一層の
効果がある。他方Ｂ無添加ではｉＨｃが極端に低下し本
発明の目的を達成できなくなる。フェロボロンとしては
ＡＩ、Ｓｉ等の不純物を含有するものでも用いることが
できる。

本発明の永久磁石合金は、前述のように厚みが０．００
１〜３０μ鍋、好ましくは０．００１〜１５μｍの範囲
のＣ含有粒界相で各々の磁性結晶粒が覆われているもの
であるが、その磁性結晶粒の粒径は０．３〜１５０μｍ
、好ましくは０．５〜５０μｍの範囲にある。磁性結晶
粒の粒径が０．３μｍ未満になるとｉＨｃが４　ＫＯｅ
未満となり、また１５０μｍを超えるとｉＨｃの低下が
著しくなり１本発明磁石の特徴が損なわれる。なおこの
結晶粒の粒径の測定はＳＥＨによって、また組成分析は
ＥＰＭＡを用いて正確に行うことができる　（後記実施
例でもこれらの測定を行った）。

本発明の永久磁石を製造するには、該永久磁石合金が焼
結体の場合には、溶解・鋳造・粉砕・成形・焼結、若し
くは溶解・鋳造・粉砕・成形・焼結・熱処理の一連の工
程からなる従来同様の方法でも作製可能であるが、好ま
しくは上記製造プロセスにおいて、鋳造後に該鋳造合金
を熱処理する工程を導入するか、または粉砕時若しくは
粉砕後にＣ原料の一部若しくは全量を二次添加する工程
を導入すること、さらにはこの二つの工程を組合わせて
導入することによって、有利に製造することができる。

尚，Ｒ２の一部若しくは全量を二次添加してもよい。他
方、該永久磁石合金が鋳造合金である場合には、熱間塑
性加工法を用いることによって、前述の効果を発揮する
良好な本発明の永久磁石合金を作製することができる。

尚、このような本発明による永久磁石合金は熱安定性に
優れたものであるが、一方耐酸化性についても従来材に
比べて画期的に改善されていることから、従来のように
磁石の最外表面を耐酸化性の保護被覆で被覆しなくても
、磁石自身が極めて優れた耐酸化性を存するので、場合
によっては前記保護被覆の形成は不要となる。なお１本
発明による永久磁石合金から調整された合金粉末は、従
来材に比べて熱安定性および耐酸化ヤ１の良好なボンド
磁石を提イ共することができる。

このように本発明による永久磁石合金は、従来のものに
比べて熱安定性及び耐酸化性が著しく儲れ、又５良好な
磁気特性を有することから種々の磁石応用製品に好適に
用いられる。磁石応用製品としては１例えば次の製品が
挙げられる。

ＤＣブラシレスモーター、サーボモーター等の各種モー
ター；駆動用アクチュエーター、光学ピンクアンプ用Ｆ
／Ｔアクチュエーター等の各種アクチュエーター；スピ
ーカー、ヘッドホン、イヤホン等の各種音響機器；回転
センサー、磁気センサー等の各種センサー、　ＭＲＩ等
の電磁石代替製品；リードリレー、有極リレー等の各種
リレー；ブレーキ、クラッチ等の各種磁気カンプリング
；ブザチャイム等の各種振動発振機；マグネットセパレ
ーター、マグネットチャック等の各種吸着用機器；電磁
開閉器、マイクロスイッチ、ロッドレスエアーシリンダ
ー等の各種開閉制御機器；光アイソレータ−、クライス
トロン、マグネトロン等の各種マイクロ波機器；マグネ
ット発電器；健康器具１　玩具等である。なお、このよ
うな磁石応用製品は一例であり、これらに限定されるも
のではない。

また９本発明による永久磁石合金の特徴は熱安定性に優
れ、錆にくいことであり高い環境温度で使用しても、従
来材よりも特性の劣化は少なく又従来材のように磁石品
の最外露出表面に耐酸化性保護被膜を形成しなくても高
い磁気特性を保持しながら該磁石自身に優れた耐酸化性
が付与されていることから、保護被膜が不要となること
はもとより、特殊な環境用として保護被膜の必要が生じ
た場合でも、磁石内部からの錆の発生がないので、保護
被膜を形成するさいの接着性が良好であると共に、被膜
の剥離や被膜厚みの変動による寸法精度の問題等が解消
され、熱安定性及び耐酸化性を必要とする用途には最適
な永久磁石を提供できる。

以下に実施例を挙げて本発明磁石の特性を明らかにする
。

〔実施例］〕

原料として純度９９．９％の電解鉄、ボロン含有量１９
．３２％のフェロボロン合金、純度９９．５％のカボン
ブラック、及び純度９８．５％（不純物として他の希土
類金属を含有する）のネオジウム金属を使用し１Ｍｉ成
比　（原子比）として１８Ｎｄ−７４Ｆｅ−ＩＢＯ０２
Ｃとなるように計量・配合し９貫空中、高周波誘導炉で
溶解した後、水冷銅鋳型中に鋳込み合金塊を得た。この
ようにして得られた合金塊を６８０°Ｃで１５時間加熱
後、炉内放冷した。次いで該合金塊をショークラッシャ
ーで破砕した後、アルゴンガス中でスタンプミルを用い
て一１００ｍｃｓｈまで粗砕した後１組成比（原子比）
が１８　Ｎ　ｄ−７４Ｆ　ｅＩＢ−７Ｃとなるように、
更に純度９９．５％のカーボンブラックを該粗砕粉に添
加し１次いで１振動ミルを用いて平均粒子径５μｍまで
粉砕した。このようにして得られた合金粉末を１０ＫＯ
ｅの磁界中１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力で成形した後、アル
ゴンガス中で１１２０’ｃに１時間保持した後、急冷し
、焼結体を得た。

なお、比較例１として、原料はカーボンブラックを除き
上記実施例１と同一とじ５組成比が１８Ｎｄ７６　Ｆ　
ｅ−６Ｂとなるように計量・配合し、実施例１と同様に
（但しカーボンブラックは無添加）溶解後、ｉｎ砕、微
粉砕、磁場成形し１次いで焼結、急冷して焼結体を得た
。

このようにして得られた焼結体の不可逆減磁率をフラッ
クスメーターを用いて次の手順で測定した。

（１）パーミアンス係数（Ｐｃ）が３になるように形状
調整した上記焼結体試料を５ＱＫＯｅで着磁後、室温（
２５°Ｃ）でフラックスを測定する。この時のフラック
ス値をＡｏとする。

（２）ついで上記試料を所定の温度（ｔ’ｃ）で１２０
分間加熱処理した後、室温まで冷却し、再びフラックス
を測定する。この時のフラックス値をＡ、とする。

（３）不可逆減磁率の値を次の式で算出する。

は、上記（１）〜（３）の操作を繰り返す。上記測定法
に基づく焼結体の不可逆減磁率の評価として、加熱処理
温度４０．６０，８０，１００，１２０．１４０及び１
６０°Ｃにおける測定値を第１図に、又１６０″Ｃにお
ける値を表１に示した。

第１図から明らかのように２本発明による実施例１の焼
結体（Ｃ含有粒界相で各磁性結晶粒を被覆してなる焼結
体）では、比較例１　　（Ｃ含有の粒界相を持たない焼
結体）に比較して室温（２５°Ｃ）における保磁力（ｉ
Ｈｃ）が０．８ＫＯｅ低いにも拘らず。

高温時の不可逆減磁率が小さくなっている。例えば実施
例１の焼結体の１６０°Ｃにおける不可逆減磁率は−２
１，５％であるのに対して、比較例１のものでは−３１
，５％であり１本発明の実施例１に比べて１０．０％も
劣化している。

一方、熱安定性の別の評価として、上記焼結体の所定加
熱温度における最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの温度
依存性を評価した。

該評価は不可逆減磁率とは異なり、所定温度の加熱状態
にある焼結体をＶＳＨにより測定する方法であるが、そ
の評価として加熱処理温度を２５（室温）、９ｏ、ｔ４
ｏ及び１６０°Ｃとした場合の（ＢＨ）ｍａｘを第２図
に示した。

第２図から明らかなように、この場合も本発明による実
施例工の焼結体では比較例１に比べて室温（２５°Ｃ）
における（ＢＨ）＋ｍａｘが１．６（ＭＧＯｅ）低いに
も拘らず、高温時の（ＢＨ）ｍａｘは高＜、１６０°Ｃ
での値は１５．０（ＭＧＯｅ）であるのに対して、比較
例１では１０．３（ＭＧＯｅ）であり１本発明の実施例
１に比べて５．３（ＭＧＯｅ）　　も劣化しテイル。

また、実施例１の焼結体の粒界相におけるＣ含有量をＥ
ＰＭＡを用いて測定した結果は４．１重量％であった。

更に磁性結晶粒の粒径を焼結組織のＳＥＨによる観察か
ら１００個を測定したところ、その範囲は１．２〜３０
μｍであった。一方、　ＴＥＨにより測定した粒界相の
厚みは０．０１３〜６．２μｍであった。これらの値を
後記表１に示した。又室ｆｆｌ　（２５°Ｃ）における
磁気特性として、　ＶＳＭを用いて測定したＢｒＨｌｃ
及び（Ｂ　Ｈ）ｍａｘの値を表１に示した。

このように８本発明による永久磁石合金は比較例１の公
知のものに比べてｉ　ＩＩ　ｃが低いにも拘らず熱安定
性に優れていることがわかる。

なお、上記焼結体の耐酸化性の評価（耐候性試験）とし
て、温度６０°Ｃ１湿度９０％の恒温・恒温下６ｔ月間
（５０４０時間）放置した時のＢｒ、　１）ｌｃの減少
率を測定したところ、Ｂｒ：　−１，０５％＋　＋Ｈｃ
’ニー０．９１％と極めて小さ（、また外観観察では錆
がほとんど認められず、耐酸化性が著しく向上している
ことが明らかになった。これに対して比較例１の焼結体
ではわずか１ケ月（７２０時間）後の減少率がＢｒ：　
−８，９％、　１ｔ（ｃ　ニー３．７％となり、これ以
上の放置時間では、原形を留めないほど錆が激しく測定
不能であった。

このように本発明による永久磁石合金は比較例１のもの
に比べて耐酸化性にも優れていることがわかる。

〔実施例２〜５〕 カーボン量が１表１に示す組成比になるようにカーボン
ブランクを微粉砕時に追撚した以外は実施例１と同様の
操作を行い焼結体を得た。尚実施例２は溶解時にカーボ
ンブラックを添加せず微粉砕時の添加のみである。

更に、比較例２として１８　Ｎ　ｄ−７９Ｆ　ｅ−３Ｂ
　、又比較例３として１８　Ｎ　ｄ−８１Ｆ　ｅ−Ｉ　
Ｂとなるように、計量・配合した後、比較例１と同様な
操作を行い焼結体を得た。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆減磁率１粒界相におけるＣ量、磁性結晶粒径９粒界
相の厚み及び磁気特性を実施例１と同一の方法で評価し
、その結果を表１に示した。

又１６０°Ｃにおける不可逆減磁率と室温に於けるｉＨ
ｃとの関係を第３図に示した。図中−ム−のラインが本
発明による実施例であり、−〇−のラインが比較例（但
し比較例３を除く）である０図から明らかなように２本
発明に従う合金組成（原子百分率）並びに粒界相の要件
を備えた焼結体はいずれも比較例２のものに比べてｉＨ
ｃが低いにも拘らず不可逆減磁率が小さいことがわかる
。

なお、比較例３では粒界相中にＣが含有されておらず、
磁気特性は低い値となった。

〔実施例６〜１０） 原料の溶解時に１表２に示すネオジウム（Ｎｄ）ｆｆｉ
、＆［ジスプロニウム（Ｄｙ）Ｉになるように計量、配
合し、更にはカーボン量も表２に示す組成比になるよう
にカーボンブラックを微粉砕時に追撚した以外は、全て
実施例１と同一の操作を行い焼結体を得た。なお、実施
例６は溶解時にカーボンブラックを添加せず微粉砕時の
添加のみである。

更に、比較例４として１７．５　Ｎ　ｄ−０，５Ｄ　ｙ
−７６Ｆ　ｅ６Ｂ、比較例５として１７．５　Ｎ　ｄ−
０，５Ｄ　ｙ−８１Ｆ　ｅ−Ｉ　Ｂ　。

又比較例６として、　１７．５Ｎｄ−０，５Ｄｙ−７３
Ｆｅ−ＩＢ２３Ｃとなるように計量・配合した後、比較
例１と同様な操作を行い焼結体を得た。

尚、ジスプロニウム（Ｄｙ）の原料としては、純度９７
％（不純物として、他の希土類を含有する）のジスプロ
ニウム金属を用いた。

このようにして得られた焼結体の１６０℃における不可
逆減磁率１粒界相におけるＣ１及びＤｙｌ。

磁性結晶粒径１粒界相の厚み及び磁気特性を実施例Ｉと
同一の方法で評価しその結果を表２に示した。

又、１６０°Ｃにおける不可逆減磁率と室温における１
ｌｌｃとの関係を第３図に示した０図中−・−のライン
が本発明による実施例であり、−〇−のラインが比較例
（但し比較例５．６を除く）である。

図から明らかのように１本発明に従う合金組成（原子百
分率）並びに粒界相の要件を備えた焼結体は、いずれも
比較例４のものに比べて、　ｉＨｃが低いにも拘らず不
可逆減磁率が小さいことがわかる。

特に図中−ム−で示すＲ２無添加ラインに比べて不可逆
ｆＩｉｍ率が小さくなっていることがわかる。

なお、上記焼結体の（ＢＨ）＋ｍａｙの温度依存性を実
施例１と同一の方法で評価し、その結果を第２図に示し
た。第２図から明らかのように９本発明による実施例８
の焼結体では、比較例４に比べて室温における（ＢＨ）
＋ｍａｙが、はぼ同等であるにも拘らず、高温時の（Ｂ
Ｈ）ｍａｙは高＜、１６０℃での値は２０．３（ＭＧＯ
ｅ）であるのに対して、比較例４では１１．２（ＭＧＯ
ｅ）と著しく劣化しティる。

このように本発明による永久磁石合金は、比較例４のも
のに比べてｉＨｃが低いにも拘らず熱安定性に著しく優
れ、又室温における磁石特性も同等レベルにあることが
わかる。

又、比較例５では粒界相中にＣが含有されていないので
、磁気特性は低い値となった。一方比較例６では粒界相
中のＣ含有量が過大なためにＢｒ値が低くなっている。

なお、上記実施例８で得られた焼結体の耐酸化性の評価
として、実施例１と同一の方法で評価したＢｒ及びｉＨ
ｃの減少率が、　　Ｂｒ　；　−１，１２％＋　＋ｌ１
ｃｉＯ１８９％と極めて小さく、又外観観察でも鯖がほ
とんど認められず、耐酸化性が著しく向上していること
が明らかになった。これに対して比較例４の焼結体では
、１か月収上放置すると原形を留めないほど鯖が激しく
測定不能であった。

このように本発明による永久磁石合金は比較例４の公知
なものに比べて耐酸化性にも研れていることがわかる。

〔実施例１１〜１５〕 原料の溶解時に表３に示すボロン（Ｂ）Ｉになるように
計量・配合し、更にはカーボン量も同じく表３に示す組
成比になるようにカーボンブラックを微粉砕時に全量添
加した以外は、全て実施例１と同様の操作を行い焼結体
を得た。

尚、比較例７はボロン（Ｂ）量を０原子％とした例であ
り、ボロンを配合しなかった以外は上記と同様な操作を
行い焼結体を得たものである。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆減磁率１粒界相におけるＣ量、磁性結晶粒径１粒界
相の厚み及び磁気特性を実施例１と同一の方法で評価し
、その結果を表３に示した。

又１６０°Ｃにおける不可逆減磁率と室温におけるｉＨ
ｃとの関係を第３図に示した。図中の一ムーーマーのラ
インが本発明による実施例であり、このうち−ム−のラ
インはボロン含有量Ｂ＜２．０原子％、他方−マーのラ
インはボロン含有量Ｂ≧２．０原子％に対応している。

なお、比較例７のボロン無添加では（Ｂ　Ｈ）ｗａｘは
Ｏであった０本発明に従う合金組成（原子百分率）並び
に粒界相の要件を備えた焼結体は、比較例（但し、比較
例７を除く）のラインー〇−のものと比べると、いずれ
の場合もｉＨｃが低いにも拘らず、不可逆減磁率が小さ
いことがわかる。特にボロン含有量Ｂ＜２．０原子％で
は、Ｂ≧２．０原子％よりも不可逆減磁率は小さい。

（実施例１６〜１９〕 原料の溶解時に表４に示すネオジウム（Ｎｄ）。

ジスプロニウム　（Ｄｙ）及びポロン（Ｂ）ｔになるよ
うに計量・配合した以外は９全で実施例１と同様の操作
を行い焼結体を得た。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆減磁率１粒界相におけるＣ量及びＤｙｆｔｔ磁性結
晶磁性結晶粒径１厚界相び磁気特性を実施例１と同一の
方法で評価し、その結果を表４に示した。

又、１６０°Ｃにおける不可逆減磁率と室温におけるｉ
Ｈｃとの関係を第３図に併記した０図中−・−◎−のラ
インが本発明による実施例であり、このうち−・−のラ
インはボロン含有量Ｂ＜２．０原子％、他方−◎−のラ
インはボロン含有ＩＢ≧２．０原子％に対応している０
本発明に従う合金組成（原子百分率）並びに粒界相の要
件を備えた焼結体を比較例ラインーＯ−のものと比べる
と、いずれの場合もＩＨｃが低いにも拘らず、不可逆に
磁率が小さいことがわかる。この不可逆減磁率の改善効
果は、Ｂ−３原子％の実施例１８及びＢ＝５原子％の実
施例１９でも十分大きいが、特に２原子％未滴において
顕著である。

〔実施例２０〜２５］ 原料の溶解時に表５に示すネオジウム（Ｎｄ）及びジス
プロニウム　（Ｄ　ｙ）　Ｉになるように計量・配合し
た以外は、全て実施例１と同様の操作を行い焼結体を得
た。

更に、比較例８〜１０として、原料の溶解時に。

表５に示すネオジウム（Ｎｄ）！、及びジスプロニウム
（Ｄｙ）量になるように計量・配合した以外は。

全て比較例１と同様の操作を行い焼結体を得た。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆減磁率１粒界相におけるＣＩおよびＤｙ量、磁性結
晶粒径１粒界相の厚み及び磁気特性を実施例１と同一の
方法で評価し、その結果を表５に示した。

又、１６０°Ｃにおける不可逆減磁率と室温におけるｉ
Ｈｃとの関係を第３図に示した０図中、−・のラインが
本発明による実施例であり、−〇−のラインが比較例で
ある。

図から明らかなように１本発明に従う合金組成（原子百
分率）並びに粒界相の要件を備えた焼結体は、いずれも
比較例８〜１０のものに比べてｉＨｃが低いにも拘らず
不可逆減磁率が小さいことがわかる。

更に、上記実施例２１及び比較例１０の焼結体の不可逆
減磁率として、加熱処理温度が４０．６０．８０．１２
０゜１４０及び１６０°Ｃにおける測定値を第１図に示
した。

第１図から明らかなように１本発明による実施例２１の
焼結体では、比較例１０に比較して室温におけるＨｌｃ
が４．９ｋＯｅ低いにも拘らず各所定温度における不可
逆減磁率は全て小さく、又加熱処理温度が高温になって
も、その劣化は僅かである。一方。

比較例では著しい劣化を示す、即ち、１６０°Ｃにおけ
る不可逆減磁率が実施例２１で−２，８％であるのに対
して、比較例１０では−１５，３％と本発明に比べて１
２．５％も劣化している。

このように本発明による永久磁石合金は、比較例のもの
に比べてｉＨｃが低いにも拘らず熱安定性に優れており
、又磁石特性も同等以上であることがわかる。

〔実施例２６〜２８〕 原料の熔解時に１表６に示すネオジウム（Ｎｄ）ｍ及び
ジスプロニウム　（Ｄｙ）量になるように計量・配合し
た以外は、全て実施例１と同様の操作を行い焼結体を得
た。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆減磁率９粒界相におけるＣｌおよびＤｙ量、磁性結
晶粒径３粒界相の厚み及び磁気特性を実施例１と同一の
方法で評価し、その結果を表６に示した。

又、１６０°Ｃにおける不可逆減磁率と室温におけるｉ
Ｈｃとの関係を第３図に示した０図中、−・のラインが
本発明による実施例であり、−〇−のラインが比較例で
ある。

図から明らかなように２本発明に従う合金組成（原子百
分率）並びに粒界相の要件を備えた焼結体は、いずれも
比較例のものに比べて、　ｉＨｃが低いにも拘らず不可
逆＄ｉ磁率が小さいことがわかる。

〔実施例２９〜３８〕 原料の溶解時にネオジウム（Ｎｄ）に換えて表７に示す
希土類元素を添加し、又ボロン（Ｂ）量が表７に示す組
成比になるようにした以外は、全て実施例１と同様の操
作を行い焼結体を得た。

尚、実施例２９〜３２は、溶解時にカーボンブランクを
添加せず微粉砕時の添加のみである。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆減磁率１粒界相におけるＣ量、およびＤｙ量、磁性
結晶粒径１粒界相の厚み及び磁気特性を実施例１と同一
の方法で評価し、その結果を表７に示した。

又、１６０°Ｃにおける不可逆Ｋ　ｉｆｆ率と室温にお
けるｉＨｃとの関係を第３図に示した。図中、−・のラ
インが本発明による実施例であり、−〇〜のラインが比
較例である。

図から明らかなように１本発明に従う合金組成（原子百
分率）並びに粒界相の要件を備えた焼結体は、いずれも
比較例のものに比べて、　ｉＨｃが低いにも拘らず不可
逆減磁率が小さいことがわかる。

〔実施例３９〕 原料の溶解時に表８に示すネオジウム（Ｎｄ）及びジス
プロニウム　（Ｄｙ）量になるように計量・配合し、更
には合金微粉末を無磁場中で成形した以外は、全て実施
例１と同様の操作を行い焼結体を得た。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆減磁率９粒界相におけるＣ量およびＤｙ量、磁性結
晶粒径９粒界相の厚み及び磁気特性を実施例１と同一の
方法で評価し、その結果を表８に示した。

又５１６０℃における不可逆減磁率と室温における１ｔ
ｌｃとの関係を第３図に示した。図中、−・のラインが
本発明による実施例であり、−〇−のラインが比較例で
ある。

図から明らかなように９本発明に従う合金組成（原子百
分率）並びに粒界相の要件を備えた焼結体は、いずれも
比較例の公知なものに比べて、　ｉＨＣが低いにも拘ら
ず不可逆減磁率が小さいことがわかる。

〔実施例４０〜４３〕 原料の溶解時に表８に示すネオジウム（Ｎｄ）及びジス
プロニウム（Ｄｙ）量になるように計量・配合し、又、
カーボン量が表８に示す組成比となるようにした以外は
、全て実施例１と同様の操作を行い焼結体を得た。なお
、実施例４０．４２は熔解時にカーボンブラックを添加
せず微粉砕時の添加のみである。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆減磁率１粒界相におけるＣ量およびＤｙ量、磁性結
晶粒径９粒界相の厚み及び磁気特性を実施例１と同一の
方法で評価し、その結果を表８に示した。

又、１６０°Ｃにおける不可逆Ｍ　＋ｆｉ率と室温にお
けるｉＨｃとの関係を第３図に示した。図中、−・及び
−ム−のラインが本発明による実施例であり〇−のライ
ンが比較例である。

図から明らかなように１本発明に従う合金組成（原子百
分率）並びに粒界相の要件を備えた焼結体は、いずれも
比較例のものに比べて、　ｉＨｃが低いにも拘らず不可
逆減磁率が小さいことがわかる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｃ又はＣ及びＤｙ含有粒界相で各磁性結晶粒
を被覆してなる本発明の焼結体磁石（実施例１，２１）
　　の４０．６０，８０．１００．１２０．１．１０及
び１６０°Ｃにおける不可逆減磁率の変化を、該粒界相
をもたない比較例（１，１０）のものと対比して示した
図第２図は１本発明の焼結体磁石（実施例１，８）の室
温（２５°Ｃ）及び９０．１４０．１６０°Ｃに加熱状
態で測定した（ＢＨ）ＩＲａｘの変化を比較例（１，４
）のものと対比して示した図。 第３図は１本発明の焼結体磁石の不可逆Ｍｌ率と室温（
２５°Ｃ）におけるｉＨｃとの関係を比較例のものと対
比して示した図である。

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金磁石（但し，ＲはＲ＝Ｒ
   ＿１若しくはＲ＝Ｒ＿１＋Ｒ＿２であって，Ｒ＿１はＮ
   ｄ，Ｐｒ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｙ，Ｓｍより選ばれる少なくと
   も１種，Ｒ＿２はＴｂ，Ｄｙ，Ｇｄ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ
   ，Ｙｂより選ばれる少なくとも１種）において，該合金
   の磁性結晶粒の各々が，１６重量％以下（０重量％を含
   まず）のＣを含む粒界相で覆われていることを特徴とす
   る不可逆減磁の小さい熱安定性に優れた永久磁石合金。
2. （２）粒界相は１６重量％以下（０重量％を含まず）の
   Ｃと５０重量％以下（０重量％を含まず）のＲ＿２を含
   む請求項１に記載の永久磁石合金。
3. （３）磁性結晶粒は，粒径が０．３〜１５０μｍの範囲
   にあり，粒界相の厚みが０．００１〜３０μｍの範囲に
   ある請求項１又は２に記載の永久磁石合金。
4. （４）粒界相の０．０５〜１６重量％がＣである請求項
   １，２又は３に記載の永久磁石合金。
5. （５）粒界相の０．０５〜１６重量％がＣであり，粒界
   相の０．０４〜５０重量％がＲ＿２である請求項２又は
   ３に記載の永久磁石合金。
6. （６）該磁性合金の組成（磁性結晶粒と粒界相とを併せ
   た全体の組成）が原子百分比で，Ｒ：１０〜３０％，Ｒ
   ＿２：０〜２０％，Ｂ：２％未満（０原子％を含まず）
   ，Ｃ：０．１〜２０％，残部がＦｅ及び製造上不可避的
   な不純物からなる請求項１，２，３，４又は５に記載の
   永久磁石合金。
7. （７）該磁性合金の組成（磁性結晶粒と粒界相とを併せ
   た全体の組成）が，原子百分比で，Ｒ：１０〜３０％，
   Ｒ＿２：０．０４〜２０％，Ｂ：２％未満（０原子％を
   含まず），Ｃ：０．１〜２０％，残部がＦｅ及び製造上
   不可避的な不純物からなる請求項１，２，３，４又は５
   に記載の永久磁石合金。