JPH0917677A

JPH0917677A - 耐食性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石材料の製造方法

Info

Publication number: JPH0917677A
Application number: JP7188420A
Authority: JP
Inventors: Yuji Kaneko; 裕治金子; Naoyuki Ishigaki; 尚幸石垣; Hiroki Tokuhara; 宏樹徳原
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1995-06-30
Filing date: 1995-06-30
Publication date: 1997-01-17
Anticipated expiration: 2016-03-19
Also published as: JP3148581B2

Abstract

(57)【要約】（修正有）【目的】高い（ＢＨ）ｍａｘ値とすぐれた減磁曲線の
角型性が得られる耐食性のすぐれた高性能Ｒ−Ｆｅ−Ｂ
−Ｃ系永久磁石材料の製造方法の提供。【構成】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金溶湯（Ｂ＋Ｃ＝６〜
１０ａｔ％（但しＢ：２〜６ａｔ％、Ｃ：４〜８ａｔ
％））をストリップキャスティングにて特定板厚の鋳片
となし、この鋳片を粗粉砕して得られた合金粉末に特定
の潤滑剤を添加配合してジェットミル微粉砕することに
より、合金塊を構成している主相の結晶粒を細分化する
ことが可能となり、実施例に明らかなように粒度分布が
均一な粉末を、従来の約２倍程度の効率で作製すること
ができ、粉砕時にＲリッチ相とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相も微細化
され、一方向あるいは反転パルス磁界を用いて静水圧プ
レスすることにより磁石化すると、配向性が向上して耐
食性にすぐれ、磁気特性と減磁曲線の角型性が極めて高
いＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石が得られる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、Ｒ（但しＲはＹを含
む希土類元素のうち、少なくとも１種を含有）、Ｆｅ、
Ｂ、Ｃを主成分とする永久磁石用原料粉末の製造方法に
係り、Ｒ、Ｆｅ、Ｂ、Ｃを主成分とする合金溶湯を単ロ
ール法あるいは双ロール法等のストリップキャスティン
グ法にて特定板厚のＲリッチ相が微細に分離した均質組
織を有する鋳片を得、これを粗粉砕し、潤滑剤を添加配
合後、微粉末化することにより、効率のよい微粉砕を可
能にし、微粉末にパルス磁界をかけて配向させた後、成
形して焼結することにより、すぐれた耐食性及び配向性
を有し、すぐれた磁気特性を有する耐食性のすぐれたＲ
−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石材料を得る製造方法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】今日、高性能永久磁石として代表的なＲ
−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石（特開昭５９−４６００８号）
は、三元系正方晶化合物の主相とＲリッチ相を有する組
織にて高い磁石特性が得られ、一般家庭の各種電器製品
から大型コンピュータの周辺機器まで幅広い分野で使用
され、用途に応じた種々の磁石特性を発揮するよう種々
の組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石が提案されてい
る。

【０００３】前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石は極めてすぐ
れた磁気特性を有するが、耐食性、温度特性の点で問題
があり、従来よりＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の耐食性の改
善のため、磁石表面に耐食性金属膜や樹脂膜を被覆する
方法が提案され（特開昭６０−５４４０６号公報、特開
昭６０−６３９０１号公報）、また磁石の磁気特性の温
度特性の改善のため、磁石のＦｅの１部をＣｏにて置換
して、組成的に種々検討されているが（特開昭５９−６
４７３３号公報）、未だ十分ではなかった。

【０００４】最近、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石のＢの一部をＣ
で置換して耐食性のすぐれた境界相を生成させて、耐食
性の改善向上、温度特性の向上を図ったＲ−Ｆｅ−Ｂ−
Ｃ系磁石が提案（特開平３−８２７４４号公報）されて
いる。前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石は、Ｂ量は２ａｔ％
以下であることと多量のＣを含有することを特徴として
いる。すなわち、Ｂの一部をＣにて置換すると、主相の
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ正方晶はＢの一部がＣにて置換されたＲ₂Ｆ
ｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）正方晶になるが、結晶構造は同じであ
り、また粒界相はＲリッチ相から耐食性の良好なるＲ−
Ｆｅ−Ｃ相に変化し、Ｆｅの一部をＣｏで置換したＲ−
Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｃ系磁石では主相はＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ正方
晶と同一結晶構造のＲ₂（Ｆｅ_1-xＣｏ_x）₁₄（Ｂ
_1-yＣ_y）正方晶になり、また粒界相は耐食性の良好なる
Ｒリッチ相（Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｃ相）に変化するが、磁
石中に多量のＣを含有するとＣはＲ（希土類元素）と反
応して、Ｒ−Ｃ（希土類炭化物）が形成しやすく、原料
合金中や焼結磁石中にＲＣが生成される。

【０００５】要するに、前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石
は、ＲがＣと反応してＲ−Ｃとなり、Ｒが消費されるた
め所要の磁気特性を得るためにはＲ−Ｆｅ−Ｂ系よりも
多量のＲを必要とする。そのため、磁気特性に寄与しな
いＲ−Ｃが多いため、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系よりもＢｒが低下
し、また高価なＲを多量に必要とするため、コストアッ
プを招来すると共に、含有酸素量の増加にともなって磁
気特性の劣化、バラツキを招来する問題があった。ま
た、これまでＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石は、合金溶湯を鋳
型に鋳込んで鋳塊を作製後、該鋳塊を粉砕、粉末化、成
型、焼結、時効処理する粉末冶金法により磁石化した
り、あるいは前記鋳塊または鋳塊の粉砕後の粗粉を溶体
化処理後、粉砕して、前記の粉末冶金法により磁石化し
て、耐食性及び温度特性の改善向上を図ったが、Ｒ−Ｆ
ｅ−Ｂ−Ｃ系磁石の磁気特性は（ＢＨ）ｍａｘがたかだ
か３８ＭＧＯｅ程度であった。さらに、前記Ｒ−Ｆｅ−
Ｂ−Ｃ系磁石は、減磁曲線の角型性が極めて悪く、同一
寸法形状のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に比べて、温度や逆磁界
に対して減磁しやすい問題があった。

【０００６】また、鋳塊粉砕法によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系合
金粉末の欠点たる結晶粒の粗大化、α−Ｆｅの残留、偏
析を防止するために、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を双ロー
ル法により、０．０３ｍｍ〜１０ｍｍ板厚の鋳片とな
し、前記鋳片を通常の粉末冶金法に従って、鋳片をスタ
ンプミル・ジョークラッシャーなどで粗粉砕後、さらに
ディスクミル、ボールミル、アトライター、ジェットミ
ルなどの粉砕法により平均粒径が３〜５μｍの粉末に微
粉砕後、磁場中プレス、焼結、時効処理して、高性能化
を図る製造方法が提案（特開昭６３−３１７６４３号公
報）されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｒ−Ｆ
ｅ−Ｂ系永久磁石材料に対するコストダウンの要求が強
く、効率よく高性能永久磁石を製造することが極めて重
要になっている。また、極限に近い特性を引き出すため
の製造条件の改良が必要となっている。さらに、今日の
電気、電子機器の小型・軽量化ならびに（ＢＨ）ｍａｘ
４０ＭＧＯｅ以上の高機能化の要求は強く、減磁曲線の
角型性にすぐれ、かつ表面処理等が不要な耐食性の改善
向上も要求され、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石のより一層の
高性能化とコストダウンが要求されている。

【０００８】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系焼結磁石の残留磁束密
度（Ｂｒ）を高めるためには、１）強磁性相であり、主
相のＲ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）相の含有量を多くするこ
と、２）焼結体の密度を主相の理論密度まで高めるこ
と、３）さらに主相結晶粒の磁化容易軸方向の配向度を
高めることが要求される。すなわち、前記１）項の達成
のためには、磁石の組成を上記Ｒ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）
の化学量論的組成に近づけることが重要であるが、上記
組成の合金を溶解し、鋳型に鋳造した合金塊を、出発原
料としてＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系焼結磁石を作製しようとす
ると、合金塊に晶出したα−Ｆｅや、Ｒリッチ相が局部
的に遍在していることなどから、特に微粉砕時に粉砕が
困難となり、組成ずれを生ずる等の問題があった。

【０００９】詳述すると、従来の鋳型に鋳造した鋳塊粉
砕法の場合は、前記α−Ｆｅが存在するため、微粉砕時
の粉砕能率が悪く、しかも微粉砕後の粉末の粒度分布が
ブロードとなり、またＲ−ｒｉｃｈ相が局部的に遍在し
ているため、焼結磁石の結晶組織が粗大となり、高い磁
石特性ならびに減磁曲線の良好な角型性が得られない。
そのため、合金塊もしくは合金を粉砕した粗粉を均質化
し、α−Ｆｅを消失させるため溶体化処理を行うが、コ
ストアップにつながるだけでなく、主相結晶粒の粗大化
とＲリッチ相の偏析も進むため焼結磁石の磁石特性を向
上させることは困難となる。

【００１０】この発明は、効率よい微粉砕を可能にし、
かつ耐食性に優れ、しかも磁石の結晶粒の微細化により
高いｉＨｃを発現し、さらに各結晶粒の磁化容易方向の
配向度を高めて、高い（ＢＨ）ｍａｘ値が得られ、減磁
曲線の角型性並びに耐食性のすぐれた高性能Ｒ−Ｆｅ−
Ｂ−Ｃ系永久磁石材料の製造方法の提供を目的とする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】発明者らは、まずＲ−Ｆ
ｅ−Ｂ−Ｃ系合金を出発原料として、微粉砕能率の向
上、かつ耐食性にすぐれ、焼結磁石の磁気特性、特にｉ
Ｈｃの向上を目的に、磁石組成粉砕方法について種々検
討した結果、ストリップキャスティング法により得られ
た組織が微細かつ均等なＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金を粗粉
砕後、粗粉砕した合金粉末に潤滑剤を添加配合後、微粉
砕した場合、微粉砕能は従来の約２倍にも向上し、かつ
微粉末にパルス磁界をかけて配向させた後、成形して焼
結することにより、焼結磁石の磁気特性の（ＢＨ）ｍａ
ｘ及びｉＨｃが一段と向上することを知見した。さら
に、合金組成と減磁曲線の角型性についてを種々検討し
た結果、Ｂ量とＣ量を最適化することにより、前記角型
性を大幅に改善できることを見出した。

【００１２】すなわち、ストリップキャスティングされ
た特定板厚のＲリッチ相が微細に分離した組織を有する
特定組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金を粗粉砕後、粗粉砕
粉に潤滑剤を添加配合して微粉砕することによって、合
金塊を構成している主相の結晶粒を細分化することが可
能となり、粒度分布が均一で、しかも流動性に優れた粉
末を作製することができる。粗粉砕方法としてはＨ₂吸
蔵崩壊法が好ましく、Ｒリッチ相が微細に分離した組織
を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金にＨ₂吸蔵させると、
微細に分散されたＲリッチ相が水素化物を生成して体積
膨張することにより、前記合金を自然崩壊させることが
できることを知見した。

【００１３】特に、この際Ｒリッチ相が微細に分散さ
れ、しかもＲ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）相が微細であること
が重要である。しかし、通常の鋳型を用いて合金塊を溶
製する方法では、合金組成をＲ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）の
化学量論的組成に近づけた場合、Ｆｅ初晶の晶出が避け
難く、次工程の微粉砕能を大きく低下させる要因になっ
てしまう。そのため、合金塊を均質化させる目的で熱処
理を加えて、α−Ｆｅを消失させる手段が取られるが、
コストアップを招来し主相結晶粒の粗大化と、Ｒリッチ
相の偏析も進むため、焼結磁石の磁気特性向上を図るこ
とが困難となる。

【００１４】また、主相結晶粒の磁化容易軸方向を揃え
る、すなわち、配向度を高めることも高Ｂｒ化を達成す
るための必須条件であるため、粉末冶金的手法で製造さ
れる永久磁石材料、たとえば、ハードフェライト磁石、
Ｓｍ−Ｃｏ磁石ならびにＲ−Ｆｅ−Ｂ磁石では、その粉
末を磁界中でプレスする方式が採られている。しかしな
がら、配向度を高めることを目的に、磁界を発生するた
めに通常のプレス装置（油圧プレス、機械プレス）に配
置されている磁界発生源のコイルおよび電源を検討する
と、高々１０ｋＯｅ〜２０ｋＯｅの磁界しか発生するこ
としかできず、より高い磁界を発生させるためには、コ
イルの巻数を多くする必要があり、また高い電源を必要
とするための装置の大型化を必要とする。

【００１５】本発明者らは、プレス時の磁界強度と焼結
体のＢｒとの関係を解析したところ、磁界強度を高くす
ればする程、高Ｂｒ化でき、瞬間的に強磁界を発生させ
ることが可能なパルス磁界を用いることによって、より
一層高Ｂｒ化できることを知見した。

【００１６】またさらに、磁石の高性能化を目的にモー
ルド内への充填性の向上、配向性の向上について検討を
加えた結果、Ｈ₂吸蔵、脱Ｈ₂処理したストリップキャス
ト鋳片より得られた粗粉砕粉に、固状潤滑剤あるいは液
状潤滑剤を添加配合後、不活性ガス気流中にてジェット
ミル粉砕して、平均粒径１〜５μｍに微粉砕することに
より、モールド内への充填性及び磁気配向性のすぐれた
微粉末が得られることを知見し、さらに、この微粉末を
用いて、パルス磁界で瞬間的に配向させるとより一層高
Ｂｒ化でき、また、粉末を冷間静水圧プレスによって成
形したり、パルス磁界と電磁石による静磁界との組み合
せによって、磁界中プレス成形することにより、耐食性
のすぐれ、磁気特性ならびに減磁曲線の角型性にすぐれ
た高性能Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石材料を得ることが
可能であることを知見し、この発明を完成した。

【００１７】すなわち、この発明は、Ｒ（但しＲはＹを
含む希土類元素のうち、少なくとも１種）１２ａｔ％〜
１８ａｔ％、Ｂ＋Ｃ＝６〜１０ａｔ％（但しＢ：２〜６
ａｔ％、Ｃ：４〜８ａｔ％）、残部Ｆｅ（但しＦｅの１
部をＣｏ、Ｎｉの１種または２種にて置換できる）及び
不可避的不純物からなる合金溶湯を、ストリップキャス
ティング法にて板厚０．０３ｍｍ〜１０ｍｍの薄板で、
Ｒリッチ相が１０μｍ以下に微細に分離した組織を有す
る鋳片に鋳造後、該鋳片を粗粉砕して得た平均粒度１０
〜５００μｍの粗粉砕粉に液状潤滑剤または固状潤滑剤
を０．０２〜５．０ｗｔ％添加混合して微粉砕し、得ら
れた平均粒径１〜１０μｍの微粉末をモールド内に充填
密度１．４〜３．５ｇ／ｃｍ³に充填し、瞬間的に１０
ｋＯｅ以上のパルス磁界をかけて配向させた後、成形、
焼結、時効処理することを特徴とする耐食性ならびに磁
石特性、特に減磁曲線の角型性にすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ
−Ｃ系永久磁石材料の製造方法である。

【００１８】また、この発明は、上記の耐食性のすぐれ
たＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石材料の製造方法の構成に
おいて、粗粉砕粉はＨ₂吸蔵崩壊法により得られたこと
を特徴とする、液状潤滑剤に少なくとも１種の脂肪酸エ
ステルを溶剤にて溶解したものを使用したことを特徴と
する、固状潤滑剤にステアリン酸亜鉛、ステアリン酸
銅、ステアリン酸アルミニウム、エチレンビニアマイド
の少なくとも１種を使用したことを特徴とする、印加す
るパルス磁界は磁界方向を同一方向に印加することを特
徴とする、印加するパルス磁界は磁界方向を繰り返し反
転させて印加することを特徴とする、各製造方法を併せ
て提案する。

【００１９】この発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁
石の磁気特性は、組成、製造条件等を適宜選択すること
により所要の磁気特性を得ることができる。以下に詳述
する。この発明の特定組成のＲリッチ相が微細に分離し
た組織を有する磁石材料の鋳片は、特定組成の合金溶湯
を単ロール法、あるいは双ロール法によるストリップキ
ャスティング法にて製造される。得られた鋳片は板厚が
０．０３ｍｍ〜１０ｍｍの薄板材であり、所望の鋳片板
厚により、単ロール法と双ロール法を使い分けるが、板
厚が厚い場合は双ロール法を、また板厚が薄い場合は単
ロール法を採用したほうが好ましい。

【００２０】鋳片の板厚を０．０３ｍｍ〜１０ｍｍに限
定した理由は、０．０３ｍｍ未満では急冷効果が大とな
り、結晶粒径が３μｍより小となり、粉末化した際に酸
化しやすくなるため、磁気特性の劣化を招来するので好
ましくなく、また１０ｍｍを超えると、冷却速度が遅く
なり、α−Ｆｅが晶出しやすく、結晶粒径が大となり、
Ｎｄリッチ相の偏在も生じるため、磁気特性、特に保磁
力ならびに減磁曲線の角型性が低下するので好ましくな
いことによる。

【００２１】この発明のストリップキャスティング法に
より得られた特定組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金の断面
組織は主相のＲ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）結晶が従来の鋳型
に鋳造して得られた鋳塊のものに比べて、約１／１０以
下も微細であり、例えば、その短軸方向の寸法は０．１
μｍ〜５０μｍ、長軸方向は５μｍ〜２００μｍの微細
結晶であり、かつその主相結晶粒を取り囲むようにＲリ
ッチ相が微細に分散されており、局部的に偏在している
領域においても、その大きさは２０μｍ以下である。

【００２２】Ｒリッチ相が１０μｍ以下に微細に分離す
ることによって、Ｈ₂吸蔵処理時にＲリッチ相が水素化
物を生成した際の体積膨張が均一に発生して細分化され
るため、微粉砕にて主相の結晶粒が細分化されて粒度分
布の均一な微粉末が得られる。前記鋳片はそのままでＨ
₂吸蔵処理してもよいが、所要の大きさに破断して、金
属面を露出させてＨ₂吸蔵処理したほうが好ましい。

【００２３】Ｈ₂吸蔵処理には、例えば、所定大きさに
破断した０．０３ｍｍ〜１０ｍｍ厚みの鋳片を原料ケー
ス内に挿入し、上記原料ケースを蓋を締めて密閉できる
容器内に装入して密閉したのち、容器内を十分に真空引
きした後、２００Ｔｏｒｒ〜５０ｋｇ／ｃｍ²の圧力の
Ｈ₂ガスを供給して、該鋳片にＨ₂を吸蔵させる。このＨ
₂吸蔵反応は、発熱反応であるため、容器の外周には冷
却水を供給する冷却配管が周設して容器内の昇温を防止
しながら、所定圧力のＨ₂ガスを一定時間供給すること
により、Ｈ₂ガスが吸収されて該鋳片は自然崩壊して粉
化する。さらに、粉化した合金を冷却したのち、真空中
で脱Ｈ₂ガス処理する。前記処理の合金粉末は粒内に微
細亀裂が内在するので、ボール・ミル、ジェットミル等
で短時間で微粉砕され、１μｍ〜１０μｍの所要粒度の
合金粉末を得ることができる。

【００２４】この発明において、上記処理容器内を予め
不活性ガスで空気を置換し、その後Ｈ₂ガスで不活性ガ
スを置換してもよい。また、鋳片の破断大きさは、小さ
いほど、Ｈ₂粉砕の圧力を小さくでき、また、Ｈ₂ガス圧
力は、減圧下でも破断した鋳片はＨ₂吸収し粉化される
が、圧力が大気圧より高くなるほど、粉化されやすくな
る。しかし、２００Ｔｏｒｒ未満では粉化性が悪くな
り、５０ｋｇ／ｃｍ²を超えるとＨ₂吸収による粉化の点
では好ましいが、装置や作業の安全性からは好ましくな
いため、Ｈ₂ガス圧力は２００Ｔｏｒｒ〜５０ｋｇ／ｃ
ｍ²とする。量産性からは、２ｋｇ／ｃｍ²〜１０ｋｇ／
ｃｍ²が好ましい。この発明において、Ｈ₂吸蔵による粉
化の処理時間は、前記密閉容器の大きさ、破断片の大き
さ、Ｈ₂ガス圧力により変動するが、５分以上は必要で
ある。

【００２５】Ｈ₂吸蔵により粉化した合金粉末を冷却
後、真空中で１次の脱Ｈ₂ガス処理する。さらに、真空
中またはアルゴンガス中において、粉化合金を１００℃
〜７５０℃に加熱し、０．５時間以上の２次脱Ｈ₂ガス
処理すると、長期保存に伴う粉末あるいはプレス成形体
の酸化を防止して、得られる永久磁石の磁気特性の低下
を防止できる。この発明による１００℃以上に加熱する
脱水素処理は、すぐれた脱水素効果を有しているために
上記の真空中での１次脱水素処理を省略し、崩壊粉を直
接１００℃以上の真空中またはアルゴンガス雰囲気中で
脱水素処理してもよい。

【００２６】すなわち、前述したＨ₂吸蔵反応用容器内
でＨ₂吸蔵・崩壊反応させた後、得られた崩壊粉を続い
て同容器の雰囲気中で１００℃以上に加熱する脱水素処
理を行うことができる。あるいは、真空中での脱水素処
理後、処理容器から取り出して崩壊粉を微粉砕したの
ち、再度処理容器で１００℃以上に加熱するこの発明の
脱水素処理を施してもよい。

【００２７】上記の脱水素処理における加熱温度は、１
００℃未満では崩壊合金粉内に残存するＨ₂を除去する
のに長時間を要して量産的でない。また、７５０℃を超
える温度では液相が出現し、粉末が固化してしまうた
め、微粉砕が困難になったり、プレス時の成形性を悪化
させるので、焼結磁石の製造の場合には好ましくない。
また、焼結磁石の焼結性を考慮すると、好ましい脱水素
処理温度は２００℃〜６００℃である。また、処理時間
は処理量によって変動するが０．５時間以上は必要であ
る。

【００２８】この発明の特徴とするところは、Ｈ₂吸蔵
崩壊法により得られた平均粒径１０μｍ〜５００μｍの
粗粉砕粉に、液状潤滑剤または固状潤滑剤を０．０２〜
５ｗｔ％添加混合後、特に不活性気流中にてジェットミ
ル粉砕して、平均粒径１〜１０μｍの微粉末を得ること
にある。この発明における液状潤滑剤としては、飽和あ
るいは不飽和脂肪酸エステル、ならびに酸性塩としてほ
う酸エステルなどを用いることが可能で、石油系溶剤や
アルコール系の溶剤に分散させたものである。液状油滑
剤中の脂肪酸エステル量は５ｗｔ％〜５０ｗｔ％が好ま
しい。

【００２９】飽和脂肪酸エステルとしては、一般式ＲＣＯＯＲ′ Ｒ＝Ｃ_nＨ_2n+2 （アルカン）で表されるエステルで、不飽和脂肪酸エステルとして
は、一般式で示される。

【００３０】また、固状潤滑剤としては、ステアリン酸
亜鉛、ステアリン酸銅、ステアリン酸アルミニウム、エ
チレンビニアマイドなどの少なくとも１種であり、固状
潤滑剤の平均粒度は１μｍ未満では工業的に生産するこ
とが困難で、また、５０μｍを超えると粗粉砕粉と均一
に混合することが難しいので、平均粒度としては１μｍ
〜５０μｍが好ましい。

【００３１】この発明において、液状潤滑剤または固状
潤滑剤の添加量は、０．０２ｗｔ％未満では粉末粒子へ
の均一な被覆が十分でなく、モールド充填性や結晶配向
性の改善向上が認められず、また、５ｗｔ％を超えると
潤滑剤中の不揮発残分が焼結体中に残存して、焼結密度
の低下を生じ、磁気特性の劣化を招来するので好ましく
なく、潤滑剤の添加量は０．０２ｗｔ％〜５ｗｔ％とす
る。

【００３２】この発明において、粗粉砕粉の平均粒度を
限定した理由は、平均粒度が１０μｍ未満では原料粉末
を大気中で安全に取り扱うことが困難であり、原料粉末
の酸化により磁気特性が劣化するので好ましくなく、ま
た、５００μｍを超えるとジェットミル粉砕機への原料
粉末の供給が困難となり、粉砕能率を著しく低下するの
で好ましくないため、粗粉砕粉の平均粒度は１０μｍ〜
５００μｍとする。

【００３３】次に微粉砕には、不活性ガス（例えば、Ｎ
₂、Ａｒ）によるジェット・ミルにて微粉砕を行う。勿
論、有機溶媒（例えば、ベンゼンやトルエン等）を用い
たボールミルや、アトライター粉砕を用いることも可能
である。

【００３４】また、この発明による微粉砕粉の平均粒度
は、１μｍ未満では粉末は極めて活性となり、プレス成
形などの工程において発火する危険性があり、磁気特性
の劣化を生じ好ましくなく、また、１０μｍを超えると
焼結により得られる永久磁石の結晶粒が大きくなり、容
易に磁化反転が起こり、保磁力の低下を招来し、好まし
くないため、１μｍ〜１０μｍの平均粒度とする。好ま
しい平均粒度は２．５μｍ〜４μｍである。

【００３５】パルス磁界を用いた成形には、次の方法を
提案する。微粉砕した粉末を不活性ガス雰囲気中でモー
ルドに充填する。モールドは非磁性の金属、酸化物、セ
ラミックスなどから作製したもののほか、プラスチック
やゴムなどの有機化合物でもよい。粉末の充填密度は、
その粉末の静止状態の嵩密度（充填密度１．４ｇ／ｃｍ
³）から、タッピング後の嵩密度（充填密度３．５ｇ／
ｃｍ³）の範囲が好ましい。従って充填密度１．４〜
３．５ｇ／ｃｍ³に限定する。

【００３６】モールドに充填した微粉砕粉に、空心コイ
ル、コンデンサー電源によるパルス磁界を加えて該粉末
の配向を行うが、配向の際、上下パンチを用いて圧縮を
行いながら、パルス磁界を加えて実施する。パルス磁界
の強度は大きければ大きいほど良く、最低１０ｋＯｅ以
上は必要とする。好ましいパルス磁界強度は２０ｋＯｅ
〜６０ｋＯｅである。また、パルス磁界による配向とプ
レスとを連続的に行うためには、ダイス内部にパルス磁
界を発生させるコイルを埋め込み、パルス磁界を用いて
配向させた後、通常の磁界中プレス方法で成形すること
が可能である。

【００３７】パルス磁界の印加方法には、一回のみ印加
するほか、繰り返し印加することができる。繰り返し印
加する場合、磁界方向が所要方向のみのほか、磁界方向
を交互に反転させて印加することにより配向性を一層向
上させることが可能となり、さらには、同一の磁界強度
で繰り返し印加するほか、磁界強度を漸次減少させて印
加することができ、磁界方向を交互に反転させて印加す
る場合に強度を漸次減少させることにより、成形体を見
掛け上、脱滋することができ、成形体の取扱いが容易に
なる利点がある。パルス磁界の時間は、１μｓｅｃ〜１
０ｓｅｃが好ましく、さらには５μｓｅｃ〜１００ｍｓ
ｅｃが好ましく、パルス磁界の印加回数は１〜１０回、
さらに、好ましくは１〜５回である。

【００３８】なお、磁界の印加に際しては、目的とする
配向性の向上度合いを考慮して、上記印加方法、印加回
数、パルス磁界強度、印加時間を適宜選定する必要があ
る。例えば、この発明による製造方法において、印加す
るパルス磁界が１回である場合、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘが４０ＭＧＯｅ以上の値を示す高性能Ｒ−Ｆ
ｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石材料を得ることが可能であり、複
数回交互に反転する場合は前記特性値は４４ＭＧＯｅ以
上、複数回交互に反転し、磁界強度が漸次減少させる場
合は前記特性値は４２ＭＧＯｅ以上の値を示す高性能Ｒ
−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石材料を得ることが可能であ
る。

【００３９】また、配向後の粉末の成形は、冷間静水圧
プレスにて圧縮成形で行なうことが最も好ましく、この
際、可塑性のあるモールドの硬度や厚みを適宜選定する
必要があり、種々の形状品をはじめとして大型磁石材料
の製造も可能である。静水圧プレス条件としては、１．
０ｔｏｎ／ｃｍ²〜３．０ｔｏｎ／ｃｍ²の加圧力が好ま
しく、モールドの硬度はＨｓ＝２０〜８０が好ましい。
その場合の静磁場の磁場強度は、５〜２０ｋＯｅが好ま
しい。また、静水圧プレスを静磁界中で行うこともで
き、例えば、配向に際して、同一の磁界強度で繰り返し
反転させて印加した後、配向後の粉体に静磁界中で静水
圧プレスを施すことにより、前記特性値は４６ＭＧＯｅ
以上の値を示す高性能Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石材料
を得ることが可能である。

【００４０】この発明において、成形、焼結、熱処理な
ど条件、方法は公知のいずれの粉末冶金的手段を採用す
ることができる。以下に好ましい条件の一例を示す。焼
結前には、真空中で加熱する一般的な方法や、水素流気
中で１００〜２００℃／時間で昇温し、３００〜６００
℃で１〜２時間程度保持する方法などにより脱バインダ
ー処理を行なうことが好ましい。脱バインダー処理を施
すことにより、バインダー中の炭素が脱炭され、磁気特
性の向上に繋がる。なお、Ｒ元素を含む合金粉末は、水
素を吸蔵しやすいために、水素流気中での脱バインダー
処理後には脱水素処理工程を行なうことが好ましい。脱
水素処理は、真空中で昇温速度は、５０〜２００℃／時
間で昇温し、５００〜９００℃で１〜２時間程度保持す
ることにより、吸蔵されていた水素はほぼ完全に除去さ
れる。

【００４１】また、脱水素処理後は、引き続いて昇温加
熱して焼結を行うことが好ましく、５００℃を超えてか
らの昇温速度は任意に選定すればよく、例えば１００〜
３００℃／時間など、焼結に際して取られる公知の昇温
方法を採用できる。配向後の成形品の焼結並びに焼結後
の熱処理条件は、選定した合金組成に応じて適宜選定さ
れるが、焼結並びに焼結後の熱処理条件としては、１０
００〜１１８０℃、１〜６時間保持する焼結工程、４５
０〜９５０℃、１〜８時間保持する時効処理工程などが
好ましい。

【００４２】以下に、この発明における、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ
−Ｃ系永久磁石合金用鋳片の組成限定理由を説明する。
この発明の永久磁石合金用鋳片に含有される希土類元素
Ｒはイットリウム（Ｙ）を包含し、軽希土類及び重希土
類を包含する希土類元素である。また通常Ｒのうち１種
もって足りるが、実用上は２種以上の混合物（ミッシユ
メタル、ジジム等）を入手上の便宜等の理由により用い
ることができ、Ｓｍ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｇｄ等は他の
Ｒ、特にＮｄ，Ｐｒ等との混合物として用いることがで
きる。なお、このＲは純希土類元素でなくてもよく、工
業上入手可能な範囲で製造上不可避な不純物を含有する
ものでも差し支えない。

【００４３】Ｒは、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石を製造
する合金鋳片の必須元素であって、１２原子％未満では
高磁気特性、特に高保磁力が得られず、１８原子％を越
えると残留磁束密度（Ｂｒ）が低下して、すぐれた特性
の永久磁石が得られない。よって、Ｒは１２原子％〜１
８原子％の範囲とする。好ましくはＲは１３ａｔ％〜１
７ａｔ％である。

【００４４】Ｂ及びＣは、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石
を製造する合金鋳片の必須元素であって、Ｂ＋Ｃが６原
子％未満では高い保磁力（ｉＨｃ）が得られず、１０原
子％を超えると残留磁束密度（Ｂｒ）が低下するため、
すぐれた永久磁石が得られず、また、Ｂが２ａｔ％未満
では残留磁束密度が低下するとともに減磁曲線の角型性
が劣化し、Ｂが６ａｔ％を越えると耐食性が低下するの
で好ましくなく、また、Ｃが４ａｔ％未満では耐食性が
低下するので好ましくなく、Ｃが８ａｔ％を越えるとＲ
−Ｃの量が増加し、残留磁束密度Ｂｒが低下するととも
に減磁曲線の角型性が劣化するので好ましくない。よっ
て、Ｂ＋Ｃは６原子％〜１０原子％（但し、Ｂ２〜６ａ
ｔ％、Ｃ４〜８ａｔ％）の範囲とする。好ましいＢ＋Ｃ
の範囲は６〜８ａｔ％である。

【００４５】Ｆｅは、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石を製
造する合金鋳片の必須元素であって、７２原子％未満で
は残留磁束密度（Ｂｒ）が低下し、８２原子％を超える
と高い保磁力が得られないので、Ｆｅは７２原子％〜８
２原子％に限定する。また、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉの
１種又は２種で置換する理由は、永久磁石の温度特性を
向上させる効果及び更に耐食性を向上させる効果が得ら
れるためであるが、Ｃｏ、Ｎｉの１種又は２種はＦｅの
５０％を越えると高い保磁力が得られず、すぐれた永久
磁石が得られない。よって、Ｃｏ、Ｎｉの１種または２
種の置換はＦｅの５０％を上限とする。

【００４６】この発明の磁石合金鋳片において、高い残
留磁束密度と高い保磁力ならびにすぐれた減磁曲線の角
型性、高耐食性を共に有するすぐれた永久磁石を得るた
めには、Ｒ１３原子％〜１７原子％、Ｂ＋Ｃ＝６〜８ａ
ｔ％（但しＢ２〜４ａｔ％、Ｃ４〜６ａｔ％）、Ｆｅ７
５原子％〜８１原子％が好ましい。また、この発明によ
る磁石合金鋳片は、Ｃ、Ｒ、Ｂ、Ｆｅの他、工業的生産
上不可避的不純物の存在を許容できるが、Ｂ＋Ｃの一部
を３．５原子％以下のＰ、２．５原子％以下のＳ、３．
５原子％以下のＣｕのうち少なくとも１種、合計量で
４．０原子％以下で置換することにより、磁石合金の製
造性改善、低価格化が可能である。

【００４７】さらに、前記Ｒ、Ｂ、Ｃ、Ｆｅを含有する
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ合金に、９．５原子％以下のＡｌ、
４．５原子％以下のＴｉ、９．５原子％以下のＶ、８．
５原子％以下のＣｒ、８．０原子％以下のＭｎ、５原子
％以下のＢｉ、１２．５原子％以下のＮｂ、１０．５原
子％以下のＴａ、９．５原子％以下のＭｏ、９．５原子
％以下のＷ、２．５原子％以下のＳｂ、７原子％以下の
Ｇｅ、７ａｔ％以下のＧａ、３．５原子％以下のＳｎ、
５．５原子％以下のＺｒ、５．５原子％以下のＨｆのう
ち少なくとも１種添加含有させることにより、永久磁石
合金の高保磁力が可能になる。この発明のＲ−Ｂ−Ｆｅ
−Ｃ系永久磁石において、結晶相は主相が正方晶である
ことが不可欠であり、特に、微細で均一な合金粉末を得
て、すぐれた磁気特性を有する焼結永久磁石を作成する
のに効果的である。

【００４８】

【作用】この発明は、ストリップキャスティングされた
特定板厚の特定組成を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金を
粗粉砕後、得られた粗粉砕粉に特定の潤滑剤を添加後、
ジェットミル微粉砕することにより、合金塊を構成して
いる主相の結晶粒を細分化することが可能となり、粒度
分布が均一な粉末を作製することができ、この際Ｒリッ
チ相が微細に分散され、かつＲ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）相
も微細化された合金粉末に潤滑剤を添加配合後微粉砕し
た場合、微粉砕能は従来の約２倍にも向上するため、製
造効率が大幅に向上するとともに、前記微粉末を型内に
てパルス磁界を用いて瞬間的に配向した後、プレス、焼
結することにより、モールド充填性及び結晶配向性が改
善され、耐食性及び磁気特性ならびに減磁曲線の角型性
にすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石が得られる。

【００４９】

【実施例】

実施例１高周波溶解炉にて溶解して得られた第１表に示す組成の
合金溶湯を直径２００ｍｍの銅製ロール２本を併設した
双ロール式ストリップキャスターを用い、板厚約０．３
ｍｍの薄板状鋳片を得た。前記鋳片内の結晶粒径は短軸
方向の寸法０．５μｍ〜１５μｍ、長軸方向寸法は５μ
ｍ〜８０μｍであり、Ｒリッチ相は主相を取り囲むよう
に３μｍ程度に微細に分離して存在する。前記鋳片を５
０ｍｍ角以下に破断後、前記破断片１０００ｇを吸排気
可能な密閉容器内に収容し、前記容器内にＮ₂ガスを３
０分間流入して、空気と置換した後、該容器内に３ｋｇ
／ｃｍ²のＨ₂ガスを２時間供給してＨ₂吸蔵により鋳片
を自然崩壊させて、その後真空中で脱Ｈ₂処理した後、
室温まで冷却し、さらに１００メッシュまで粗粉砕し
た。

【００５０】次いで、前記粗粉砕粉より採取した８００
ｇに液状潤滑剤として脂肪酸エステル（有効成分５０％
シクロヘキサン５０％）を１ｗｔ％添加後、ジェット
ミルで粉砕して平均粒度３．５μｍの合金粉末を得た。
得られた粉末を硬度Ｈｓ＝４０のウレタン製のゴム型
（内径φ２５×高さ２０ｍｍ）に３．３ｇ／ｃｍ³の充
填密度になるように充填後、パルス磁界の強度４０ｋＯ
ｅで、１回、８／１００秒間で印加して配向させた後、
配向後の試料をプレス圧１．２ｔｏｎ／ｃｍ²にて冷間
静水圧プレスして成型体を得た。型から取り出した成形
体を１０４０℃で３時間に条件にて焼結し、９００℃で
１時間の時効処理を行って、永久磁石を得た。得られた
永久磁石の磁気特性と耐食性を表２に表す。

【００５１】実施例２実施例１と同一組成、同一条件にて得られた平均粒度
３．５μｍの合金微粉末を、実施例１と同一条件で永久
磁石を製造する際に、パルス磁界を２０ｋＯｅ〜８０ｋ
Ｏｅと種々変化させた場合、得られた永久磁石の最大エ
ネルギー積値（ＢＨ）ｍａｘ（ＭＧＯｅ）を調べ、パル
ス磁界強度との関係として図２に破線にて示す。

【００５２】実施例３実施例１と同一組成のストリップキャスティング鋳片を
実施例１と同一条件にてＨ₂吸蔵処理して得られた崩壊
合金粉末を真空中で５００℃に５時間加熱保持して、脱
Ｈ₂処理した後、２０μｍの粗粉砕粉に固状潤滑剤とし
てステアリン酸亜鉛を０．１ｗｔ％添加配合後、７ｋｇ
／ｃｍ²のＡｒガス中にてジェットミル微粉砕、実施例
１と同様に約４０ｋＯｅのパルス磁界を１回、８／１０
０秒間で印加して配向後、冷間静水圧成形した後、焼
結、時効処理を行って永久磁石を得た。得られた永久磁
石の磁気特性と耐食性を表２に表す。

【００５３】比較例１実施例１と同一組成の合金溶湯を寸法３０ｍｍ×１００
ｍｍ×２００ｍｍの鋳型に鋳込んで得られた鋳塊を５０
ｍｍ角以下に破断した後、前記破断片を実施例１と同一
条件のＨ₂吸蔵処理、脱Ｈ₂処理を行った後、潤滑剤を添
加することなく、実施例１と同一条件にて微粉砕、磁界
中プレス、焼結、時効処理を行って、永久磁石を得た。
鋳塊の結晶粒径は短軸方向３０μｍ、長軸方向３００μ
ｍであり、Ｒリッチ相は局部的に６０μｍ程度の大きさ
で点在した。得られた磁気特性と耐食性の結果を表２に
表す。また、得られた微粉砕粉の粒度分布を図１に示
す。

【００５４】比較例２比較例１と同一組成の鋳塊を５０ｍｍ以下に破断し、不
活性ガス雰囲気中で９００℃×１０時間の溶体処理をし
た後、前記破断片を実施例３と同一条件のＨ₂吸蔵処理
と加熱脱Ｈ₂処理を行い、潤滑剤を添加することなく実
施例１と同一条件の微粉砕後に、磁界中プレス、焼結、
時効処理を行って永久磁石を得た。得られた磁気特性と
耐食性の結果を表２に表す。また、得られた微粉砕粉の
粒度分布を図１に示す。

【００５５】比較例３比較例１と同一組成の鋳塊を５０ｍｍ以下に破断し、不
活性ガス雰囲気中で９００℃×１０時間の溶体処理をし
た後、実施例３と同一条件にてＨ₂吸蔵脱Ｈ₂処理して、
２０μｍの粗粉砕粉に実施例１と同一の潤滑剤を添加
し、ジェットミルにて微粉砕して平均粒度３．５μｍの
合金粉末を得、これを約４０ｋＯｅのパルス磁界を１
回、８／１００秒間で印加して配向後、圧縮成形した
後、焼結、時効処理を行って永久磁石を得た。得られた
磁気特性と耐食性の結果を表２に表す。

【００５６】比較例４組成が１２．３Ｎｄ−２．０Ｄｙ−１２Ｃｏ−１．０Ｂ
−６．４Ｃ−６６．３Ｆｅ以外は実施例１と同一条件、
方法で永久磁石を得た。得られた磁気特性と耐食性の結
果を表２に示す。

【００５７】

【表１】

【００５８】

【表２】

【００５９】実施例４実施例１において、約４０ｋＯｅのパルス磁界を１回、
８／１００秒間で４回印加して配向する以外は全く同一
条件で永久磁石を製造した。４回印加して得られた磁気
特性の結果を表３に表す。また、得られた永久磁石の最
大エネルギー積値（ＢＨ）ｍａｘ（ＭＧＯｅ）とパルス
磁界回数、１回目、２回目、３回目、４回目との関係を
図３に示す。

【００６０】実施例５実施例１において、約４０ｋＯｅのパルス磁界を１回、
８／１００秒間で４回交互に磁界方向を反転させて印加
して配向する以外は全く同一条件で永久磁石を製造し
た。４回印加して得られた得られた磁気特性の結果を表
３に表す。また、得られた永久磁石の最大エネルギー積
値（ＢＨ）ｍａｘ（ＭＧＯｅ）とパルス磁界回数、１回
目、２回目、３回目、４回目との関係を図３に示す。さ
らに、上記同一条件で永久磁石を製造する際に、パルス
磁界回数を４回としパルス磁界を２０ｋＯｅ〜８０ｋＯ
ｅと種々変化させた場合、得られた永久磁石の最大エネ
ルギー積値（ＢＨ）ｍａｘ（ＭＧＯｅ）を調べ、パルス
磁界強度との関係として図２に実線にて示す。

【００６１】実施例６実施例５において、ゴム質のモールドに原料粉末を充填
し、４回交互にパルス磁界方向を反転させて印加して配
向した後、静水圧プレス装置にて約１２ｋＯｅの磁界中
で２．５Ｔ／ｃｍ²の圧力で冷間静水圧プレスする以外
は全く同一条件で永久磁石を製造した。得られた磁気特
性の結果を表３に表す。

【００６２】比較例５実施例４において、ジェットミル粉砕した微粉砕粉に９
ｋＯｅの同一方向のパルス磁界を１回、１０／１００秒
間で４回印加して配向する以外は同一条件にて圧縮成形
した後、焼結、時効処理を行って永久磁石を得た。得ら
れた磁気特性の結果を表２に表す。

【００６３】

【表３】

【００６４】

【発明の効果】この発明による製造方法は、特定組成を
有するＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金溶湯をストリップキャス
ティングにて特定板厚の鋳片となし、この鋳片を粗粉砕
して得られた合金粉末に特定の潤滑剤を添加配合してジ
ェットミル微粉砕することにより、合金塊を構成してい
る主相の結晶粒を細分化することが可能となり、実施例
に明らかなように粒度分布が均一な粉末を、従来の約２
倍程度の効率で作製することができ、粉砕時にＲリッチ
相とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相も微細化され、一方向あるいは反転
パルス磁界を用いて静水圧プレスすることにより磁石化
すると、配向性が向上して耐食性にすぐれ、磁気特性が
極めて高く減磁曲線の角型性にすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−
Ｃ系永久磁石が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例における微粉砕粉の粒度分布を示すグラ
フである。

【図２】パルス磁界強度と最大エネルギー積値との関係
を示すグラフである。

【図３】パルス磁界回数と最大エネルギー積値との関係
を示すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｒ（但しＲはＹを含む希土類元素のう
ち、少なくとも１種）１２ａｔ％〜１８ａｔ％、Ｂ＋Ｃ
＝６〜１０ａｔ％（但しＢ：２〜６ａｔ％、Ｃ：４〜８
ａｔ％）、残部Ｆｅ（但しＦｅの１部をＣｏ、Ｎｉの１
種または２種にて置換できる）及び不可避的不純物から
なる合金溶湯を、ストリップキャスティング法にて板厚
０．０３ｍｍ〜１０ｍｍの薄板で、Ｒリッチ相が１０μ
ｍ以下に微細に分離した組織を有する鋳片に鋳造後、該
鋳片を粗粉砕して得た平均粒度１０〜５００μｍの粗粉
砕粉に液状潤滑剤または固状潤滑剤を０．０２〜５．０
ｗｔ％添加混合して微粉砕し、得られた平均粒径１〜１
０μｍの微粉末をモールド内に充填密度１．４〜３．５
ｇ／ｃｍ³に充填し、瞬間的に１０ｋＯｅ以上のパルス
磁界をかけて配向させた後、成形、焼結、時効処理する
ことを特徴とする耐食性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系
永久磁石材料の製造方法。
【請求項２】粗粉砕粉はＨ₂吸蔵崩壊法により得られ
た請求項１に記載の耐食性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ
系永久磁石材料の製造方法。
【請求項３】液状潤滑剤は少なくとも１種の脂肪酸エ
ステルを溶解したことを特徴とする請求項１に記載の耐
食性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石材料の製造
方法。
【請求項４】固状潤滑剤はステアリン酸亜鉛、ステア
リン酸銅、ステアリン酸アルミニウム、エチレンビニア
マイドの少なくとも１種からなることを特徴とする請求
項１に記載の耐食性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久
磁石材料の製造方法。
【請求項５】印加するパルス磁界は磁界方向が同一方
向である請求項１記載の耐食性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ
−Ｃ系永久磁石材料の製造方法。
【請求項６】印加するパルス磁界は磁界方向を繰り返
し反転させて印加する請求項１に記載の耐食性のすぐれ
たＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石材料の製造方法。