JPWO2014034650A1 - ＮｄＦｅＢ系焼結磁石 - Google Patents

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Abstract

本発明は、着磁特性を高めることができるNdFeB系焼結磁石を提供することを課題とする。本発明に係るNdFeB系焼結磁石は、c軸が１方向に配向したNdFeB系焼結磁石であって、前記c軸に垂直な断面における結晶粒の粒径の中央値が4.5μm以下であり、前記断面における、前記粒径が1.8μm以下である結晶粒の面積率が5％以下であることを特徴とする。前記粒径の中央値を小さく（4.5μm以下と）することにより保磁力を高めると共に、該粒径が1.8μm以下である結晶粒の面積率を小さく（5％以下と）することにより、磁壁が形成されない結晶粒を少なくし、それにより着磁特性を向上させることができる。

Description

本発明はNd2Fe14Bを主相とするNdFeB系焼結磁石に関する。「NdFeB系焼結磁石」は、Nd, Fe及びBのみを含有するものには限られず、Nd以外の希土類元素や、Co, Ni, Cu, Al等の他の元素を含有するものであってもよい。なお、本願における「NdFeB系焼結磁石」には、着磁処理を行う前の焼結体、及び着磁処理を行った後の焼結体のいずれも含まれるものとする。
NdFeB系焼結磁石は、1982年に佐川（本発明者）らによって見出されたものであるが、残留磁束密度等の多くの磁気特性がそれまでの永久磁石よりもはるかに高いという特長を有する。そのため、NdFeB系焼結磁石はハイブリッド自動車や電気自動車の駆動用モータ、電動補助型自転車用モータ、産業用モータ、ハードディスク等のボイスコイルモータ、高級スピーカー、ヘッドホン、永久磁石式磁気共鳴診断装置等、様々な製品に使用されている。
初期のNdFeB系焼結磁石は、種々の磁気特性のうち、保磁力HcJが比較的低いという欠点を有していた。この欠点を改善する方法として、(1)原料の合金にDyやTb等の重希土類元素RHを添加することによって主相の結晶磁気異方性を高める方法、(2)RHを含まない主相系合金とRHを添加した粒界相系合金の２種類の出発合金の粉末を混合して焼結させる方法（二合金法）、(3)NdFeB系焼結磁石を構成する個々の結晶粒を小さくする方法、等が知られている。
これらのうち(3)の方法は、残留磁束密度Brを低下させることなく保磁力HcJを高めることができる点で優れている。そのメカニズムは完全には解明されていないが、定性的には、粒子径が小さくなるほど、結晶粒界付近において逆磁区が発生するサイトとなる結晶欠陥の数が少なくなるためである、と理解されている。
しかしながら、結晶粒の粒径を小さくするためには、焼結磁石の原料である合金粉末の段階で粒径を小さくする必要があり、粒径が小さくなるほど、合金粉末全体での粒子の表面積が大きくなるため酸化しやすくなる。特に、NdFeB系合金の場合には酸素との反応が激しく、発火する危険性がある。従って、合金粉末の粒径を小さくする場合、原料及びその後の工程において十分な酸化防止策を講じる必要がある。
一方、特許文献１には、合金粉末を容器に入れ、プレスすることなく磁気配向を行うという方法（いわゆる「プレスレス法」）が開示されている。このプレスレス法では、磁気配向時に合金粉末の各粒子が比較的自由に回転することができるため、配向度を高めることができ、生成された磁石の残留磁束密度を高めることができるという特長を有する。
このプレスレス法では、磁気配向等の磁石製造プロセスにおいて大型プレス等を用いる必要がないため、全体を無酸素雰囲気等の特定の雰囲気下で行うことが容易となる。実際、特許文献１ではそのような工程が開示されており、これにより、結晶粒の粒径を小さくし、且つ、酸化による影響を防止することができるため、保磁力HcJが高いNdFeB系焼結磁石を作製することが可能となっている。
特開2006-019521号公報 国際公開WO2008/032426号
NdFeB系焼結磁石では、単に保磁力を高めるだけではなく、着磁特性も高める必要がある。以下、着磁特性について説明する。
NdFeB系焼結磁石を製造する際には、焼結工程においてキュリー温度（約310℃）よりも高い温度（1000℃前後）に加熱するため、焼結工程を経て得られた焼結体全体では磁化が消失している。そのため、得られた焼結体に磁界を印加することにより、焼結体を磁化させる処理が行われる。このような処理を「着磁」と呼ぶ。NdFeB系焼結磁石は、「核生成型」と呼ばれる保磁力メカニズムに起因して、熱消磁状態から外部磁界を強めるに従って急速に磁化が大きくなるという特徴を有するため、一般的には、「ピンニング型」と呼ばれる保磁力メカニズムを有するSmCo系焼結磁石よりも低い20kOe程度の磁界で着磁する。しかし、上記のように残留磁束密度Brを低下させることなく保磁力HcJを高めるために結晶粒の粒径を小さくすると、着磁特性が悪化するという問題点が顕著となる。
また、着磁後のNdFeB系焼結磁石は強力な磁化を有することで取り扱いが難しくなることから、NdFeB系焼結磁石の製造時には着磁処理を行わずに焼結体を出荷し、そのNdFeB系焼結磁石を用いた製品（例えばモータ）を製造する段階で、磁石を製品に組み込んだ後に着磁処理を行うことが多い。そのような状態で磁石に印加できる外部磁界は、一般に焼結磁石製造時よりも小さい。
本発明が解決しようとする課題は、NdFeB系焼結磁石の保磁力を高めるために結晶粒の粒径を小さくしつつ、着磁特性を高めたNdFeB系焼結磁石を提供することである。
上記課題を解決するために成された本発明は、c軸が１方向に配向したNdFeB系焼結磁石であって、
前記c軸に垂直な断面における結晶粒の粒径の中央値が4.5μm以下であり、
前記断面における、前記粒径が1.8μm以下である結晶粒の面積率が5％以下である
ことを特徴とする。
本発明のNdFeB系焼結磁石において、前記粒径の前記中央値が1.6μm以下である結晶粒の面積率が2％以下としてもよい。
本願では、画像処理等の手法を用いて前記断面における各結晶粒の断面積を求めたうえで、該断面積を有する円の直径をその断面における該結晶粒の粒径と定義する。
本発明に係るNdFeB系焼結磁石において、焼結体のc軸に垂直な断面（以下、「c⊥面」とする）における結晶粒の粒径の中央値を4.5μm以下としたのは、保磁力を高めるためである。なお、結晶粒の粒径の中央値を4.5μm以下にするためには、焼結体の原料となる合金粉末の粒径を、レーザ式粉末粒度分布測定装置により測定される中央値（特許文献１参照。NdFeB系焼結磁石の前記断面における結晶粒の粒径の中央値とは異なる。）でおおむね3.5μm以下、好ましくは3.0μm以下にすればよい。
次に、c⊥面における粒径が1.8μm以下である結晶粒の面積率を5％以下とした理由を説明する。本願発明者は、NdFeB系焼結磁石のc⊥面における結晶粒の粒度分布測定と、着磁前のNdFeB系焼結磁石に印加する磁界を増加させ、各磁界において、磁化により生じる磁束を測定するという、２つの測定を行った。その結果、磁束測定において、磁界の増加に伴い、特定の磁界の範囲内において磁束の増加が鈍ったプラトー領域が現れ、その後、より高磁界側において再度磁束が増加する、という結果が得られた。そして、本願発明者は、プラトー領域における着磁率（百分率）を100％から除した値が、粒度分布測定で求めたc⊥面の粒径が1.8μm以下である結晶粒の面積率に近い値を有することを見出した。これは、c⊥面の粒径が1.8μm以下である結晶粒が単磁区粒子であることを意味している。すなわち、これらの結晶粒が単磁区粒子であることにより、上述の特定の磁界の範囲内において着磁しない（その理由は後述）ため、プラトー領域が現れる。従って、該粒径が1.8μm以下である単磁区粒子の結晶粒が焼結体の前記断面に占める面積率を小さくするほど、着磁特性が高まる。具体的には、このような結晶粒の占める面積率を5％以下とすることにより、20kOeの外部磁界を用いて着磁した際の着磁率を90％以上とすることができる。
図１を用いて、単磁区粒子が上述の特定の磁界（比較的弱い磁界）において着磁しない理由を説明する。まず、磁界が印加される前の熱消磁状態(a)では、NdFeB系焼結磁石１０内において、結晶粒の粒径が比較的大きい粒子では、磁壁で区切られた複数の磁区１３を有する多磁区粒子１１となっており、粒径が小さい粒子では磁区の無い単磁区粒子１２となっている。NdFeB系焼結磁石１０に磁界が印加されると、多磁区粒子１１は、比較的弱い磁界において、磁壁が結晶粒内をスムーズに移動して磁化が立ち上がることで、磁化が磁界方向に向く(b)。それに対して、単磁区粒子１２では、多磁区粒子１１が着磁される程度の弱い磁界では磁区が形成されていないため、磁化の反転がない。そのため、上述の特定の磁界においては、多磁区粒子１１のみ、磁化が磁界の方向に揃い、単磁区粒子１２は磁化の向きが揃わない。そして、当該磁界よりも強い磁界が印加されて初めて、単磁区粒子１２内に逆磁区１４が形成される(c)。さらに強い磁界が印加されると、単磁区粒子１２内の磁壁がスムーズに移動し、単磁区粒子１２の磁化が磁界方向に向く(d)。こうして、NdFeB系焼結磁石１０全体の結晶粒において磁化が磁界の方向に揃い、NdFeB系焼結磁石１０が着磁される。
NdFeB系焼結磁石において、c⊥面における粒径が1.8μm以下である結晶粒の占める面積率は、例えば以下の方法により調整することができる。
第１の方法は、原料の合金粉末における希土類元素の含有率によって調整するものである。具体的には、前記含有率を多くするほど、前記面積率を小さくすることができる。これにより、結晶粒の粒界において、希土類の含有率が周囲よりも高い希土類リッチ相の量が多くなり、それにより、焼結時において、微小な結晶粒がそれよりも大きい結晶粒に吸収されやすくなるため、微小な結晶粒の比率が小さくなると考えられる。このような含有率の調整は予備実験により行うことができる。本願発明者が行った予備実験では、希土類元素の含有率を31重量％以上としたときに、粒径が1.8μm以下である結晶粒の占める面積率を5％以下にすることができた。その詳細は本願実施例として後述する。
面積率を調整する第２の方法は、焼結条件によって調整するものである。例えば、粗大粒が発生しない範囲で、焼結温度をできるだけ高く、及び／又は焼結時間をできるだけ長く設定する。このように焼結温度を高くすることは、粒界におけるNdリッチ相の量を増加させることができ、それによって微小な結晶粒を他の結晶粒に吸収させやすくすることに寄与する。また、焼結時間を長くすることは直接的に、微小な結晶粒を他の結晶粒に吸収させやすくすることに寄与する。
本発明に係るNdFeB系焼結磁石において、融点が700℃以下である金属の元素を１種又は２種以上含有していることが望ましい。それら元素の中でも融点が400℃以下であるものがより望ましく、融点が200℃以下であるものがさらに望ましい。NdFeB系焼結磁石がこのような元素を含有していることにより、焼結時に当該元素の金属が溶融して液体となり、NdFeB系の微小結晶粒が該液体に吸収されて分解されるため、当該微小結晶粒の比率を小さくすることができる。そのような金属の元素として、Al（660℃）, Mg（650℃）, Zn（420℃）, Ga（30℃）, In（157℃）, Sn（252℃）, Sb（631℃）, Te（450℃）, Pb（327℃）, Bi（271℃）等（かっこ内は融点）が挙げられる。
本発明により、保磁力が高く、且つ着磁特性が高いNdFeB系焼結磁石を得ることができる。
単磁区粒子が比較的弱い磁界において着磁しないことを説明するための図。 本発明に係るNdFeB系焼結磁石の実施例１、２、並びに比較例１における着磁特性を示すグラフ。 実施例１Ｇ〜３Ｇ、並びに比較例１Ｇ及び２Ｇにおける着磁特性を示すグラフ。 実施例２、４及び５、並びに比較例３における着磁特性を示すグラフ。 実施例２Ｇ、４Ｇ及び５Ｇ、並びに比較例３Ｇにおける着磁特性を示すグラフ。 実施例２Ｇ及び６Ｇにおける着磁特性を示すグラフ。 実施例１のNdFeB系焼結磁石のc⊥面における光学顕微鏡写真。 実施例１のNdFeB系焼結磁石のc⊥面における粒径分布を示すグラフ。 実施例１のNdFeB系焼結磁石のc//面における粒径分布を示すグラフ。 実施例２のNdFeB系焼結磁石のc⊥面における粒径分布を示すグラフ。 実施例２のNdFeB系焼結磁石のc//面における粒径分布を示すグラフ。 実施例３のNdFeB系焼結磁石のc⊥面における粒径分布を示すグラフ。 実施例３のNdFeB系焼結磁石のc//面における粒径分布を示すグラフ。 実施例４のNdFeB系焼結磁石のc⊥面における粒径分布を示すグラフ。 実施例４のNdFeB系焼結磁石のc//面における粒径分布を示すグラフ。 実施例５のNdFeB系焼結磁石のc⊥面における粒径分布を示すグラフ。 実施例５のNdFeB系焼結磁石のc//面における粒径分布を示すグラフ。 比較例１のNdFeB系焼結磁石のc⊥面における粒径分布を示すグラフ。 比較例１のNdFeB系焼結磁石のc//面における粒径分布を示すグラフ。 比較例２のNdFeB系焼結磁石のc⊥面における粒径分布を示すグラフ。 比較例３のNdFeB系焼結磁石のc⊥面における粒径分布を示すグラフ。 結晶粒の粒径の中央値D50とc⊥面における粒径が1.8μm以下である結晶粒の面積率の関係を示すグラフ。
本発明に係るNdFeB系焼結磁石の実施例を、図２〜図２２を用いて説明する。
本実施例では、表１に「組成１」〜「組成５」として示す５種類の組成を有するNdFeB系焼結磁石を、以下に述べるプレスレス法により作製した。
なお、表１に示す数値は、各元素の含有率を重量百分率で示したものである。また、表１中の「TRE」は希土類元素の含有率の合計を意味し、この表ではNd, Pr及びDyの含有率の合計を示している。
まず、出発原料である合金の塊を水素解砕法により粗粉砕した後、ジェットミルを用いて微粉砕することにより、合金粉末を得た。組成１、４及び５に関しては、平均粒径の目標値を3μmとし、組成２及び３に関しては平均粒径の目標値が異なる複数種の合金粉末を作製した。次に、内部形状が板状のキャビティを有する容器に合金粉末を充填した後、容器内の合金粉末を圧縮成形することなく、キャビティの厚み方向に磁界を印加することにより、c軸が厚み方向に平行に揃うように磁気配向させた。そして、容器内の合金粉末をそのままの状態で加熱し、焼結させた。その後、容器から焼結体を取り出し、平面の寸法が7mm×7mm、厚みが3mmになるよう加工した。これにより、本実施例１〜６及び比較例１〜３の、NdFeB系焼結磁石である試料が得られた。これら各試料における組成及び合金粉末の粒径を表２に示す。なお、各試料を「実施例」と「比較例」に分類した際に用いた条件は後述する。
実施例１、２及び４〜６、並びに比較例１及び３につき、以下の磁気特性を測定した結果を表３に示す。測定した磁気特性は、残留磁束密度Br、飽和磁化Js、B-H（磁束密度-磁界）曲線から求めた保磁力HcB、J-H（磁化-磁界）曲線から求めた保磁力HcJ、最大エネルギー積BHMax、Br/Js、Brの90％に対応する磁界Hk、及び角形比SQ（=Hk/HcJ）である。
同じ組成を有する実施例２、４及び５と比較例３を対比すると、実施例２、４及び５の方が比較例３よりも磁気特性が良く、特に保磁力HcJが高いという特長を有する。なお、実施例１及び６は、表３に挙げた他の実施例及び比較例よりも保磁力HcJが低いが、これは、実施例１及び６の試料の原料がDyを含有していないことによるため、他の例と単純に比較することはできない。
次に、全ての試料につき、粒界拡散処理を行ったうえで上記の各磁気特性を測定した結果を表４に示す。ここで、粒界拡散処理とは、NdFeB系磁石の焼結体の表面に、Dy及び／又はTbを含有する粉末等を付着させ、温度を750〜950℃に加熱することにより、焼結体中の結晶粒のうち、粒界付近にのみDy及び／又はTbの元素を拡散させる処理をいう。この処理を行うことにより、最大エネルギー積の低下を抑えつつ、保磁力を向上させることができることが知られている（例えば特許文献２参照）。本実施例及び比較例では、各試料の表面にTbNiAl合金（Tb：92原子％、Ni：4原子％、Al：4原子％）の粉末を付着させて温度を900℃に加熱することにより、粒界拡散処理を行った。以下、粒界拡散処理を行った後の試料を「実施例１Ｇ」、「比較例１Ｇ」等、元の試料名の後に「Ｇ」を付して表す。実施例、比較例を問わず、いずれの試料においても、最大エネルギー積の低下を抑えつつ、保磁力が向上するという結果が得られている。
各試料につき、着磁特性の測定実験を行った。実験方法は以下の通りである。まず、試料を空心コイル内にセットし、該空心コイルにパルス電流を流すことで発生するパルス磁界により、試料を結晶配向方向に着磁させる。その後、磁界の印加を停止（外部磁界をゼロに）すると、試料内には着磁に伴う反磁界Hd（Hdの値は、B-H曲線の第２象限においてパーミアンス係数pcに比例する傾きを有する直線と交差する動作点における磁界Hの値に相当する）が発生し、磁化が残存する。この磁化によって発生する磁束（磁束密度はB-H曲線の動作点におけるおける値Bd）を、コイル巻き数60ターンのサーチコイル（前述のパルス磁界印加のための空心コイルとは別のコイル）及びフラックスメータ（電子磁気工業株式会社製、FM2000）を使用して検出した。この実験を、印加磁界の強度を順次強めつつ、その都度印加磁界の停止及び磁束の検出を行う操作を、検出される磁束が飽和するまで行った。着磁率は、検出される磁束が最大となる値を100％として、弱磁界での磁束の割合を求めることにより算出した。
図２に、実施例１及び２、並びに比較例１に対する着磁特性の測定実験の結果を示す。この実験結果から、着磁率が100％になるのは着磁磁界が、実施例１では25kOe以上の場合、実施例２では30kOe以上の場合、比較例１では35kOeの場合であり、比較例１よりも実施例１及び２の方がより弱い着磁磁界で完全着磁させることができた。また、着磁磁界が25kOe以下の場合には、着磁率は実施例１が最も高く、次いで実施例２、比較例１の順となった。そして、着磁磁界が20kOeの場合には、実施例１及び実施例２では着磁率が90％を超えたのに対して、比較例１では90％以下となった。
図３に、実施例１Ｇ〜３Ｇ、並びに比較例１Ｇ及び２Ｇに対する着磁特性の測定実験の結果を示す。いずれも、図２に示した粒界拡散処理前の試料と比較すると、各磁界における着磁率が低下すると共に、着磁曲線にプラトー領域が現れているため、着磁特性が悪化しているといえる。このような着磁特性の悪化は、粒界拡散処理によって個々の結晶粒の磁化が大きくなり、磁化の反転が生じ難くなることに起因しており、粒界拡散処理を行う限り不可避である。しかしながら、実施例１Ｇ〜３Ｇの方が比較例１Ｇよりも着磁特性が高いことから、粒界拡散処理を行った試料同士を比較すると、本発明の効果が現れているといえる。なお、比較例２Ｇは、実施例１Ｇ〜３Ｇと比較すると、着磁特性は同程度であるが、表４に示したように保磁力HcJが劣っている。
図４に、同じ組成を有する実施例２、４及び５、並びに比較例３に対する着磁特性の測定実験の結果を示す。これらの試料は実施例、比較例を問わず、着磁率が100％になるのは着磁磁界が35kOeという比較的高い値であった。これらの試料は実施例、比較例を問わず、着磁磁界が20kOeの場合において着磁率が90％を超えている。実施例２、４及び５のうち、実施例２が最も着磁率が高く、且つ、プラトー領域が顕著に見られないため、着磁特性が最も高いといえる。なお、比較例３は、着磁特性は良好であるものの、前述のように保磁力が低い。従って、「保磁力が高く、且つ着磁率が高いNdFeB系焼結磁石を得る」という本発明の目的を達成しているのは、比較例３ではなく、実施例２、４及び５である。
図５に、粒界拡散処理を行った実施例２Ｇ、４Ｇ及び５Ｇ、並びに比較例３Ｇに対する着磁特性の測定実験の結果を示す。こちらも図３と同様に、粒界拡散処理前の試料と比較すると着磁特性が悪化しているものの、図４に示した実施例２、４及び５、並びに比較例３と同様の傾向が見られる。
図６に、実施例６Ｇに対する着磁特性の測定実験の結果を、上記実施例２Ｇの着磁特性と合わせて示す。実施例６Ｇは、Gaを0.2重量％含有しているという点を除いて、実施例２Ｇの組成及び合金粉末の粒径が近い。着磁特性は実施例２Ｇよりも実施例６Ｇの方が高い。このような高い着磁特性は、実施例６ＧがGaを含有していることに起因しているといえる。
次に、磁気特性及び着磁特性に上述のような試料毎の相違が生じた理由を明らかにするために、実施例１〜５及び比較例１〜３における結晶粒の粒度分布を求める実験を行った。
この実験では、NdFeB系焼結磁石の厚み（c軸）方向に垂直な面（c⊥面）、及び厚み方向に平行な面（以下、「c//面」とする）における倍率1000倍の光学顕微鏡写真をランダムに選んだ３視野について、実寸で約140μm×約110μmの範囲内で撮影した。図７に、一例として、実施例１におけるc⊥面の光学顕微鏡写真を示す。次に、それら光学顕微鏡写真を、画像解析装置（ニレコ社製、LUZEX AP）を使用して以下のように画像解析した。まず、結晶粒同士の粒界が明確になるように、ブライトネスやコントラスト等を調整することによる画像処理を行った。次に、各結晶粒の断面積を算出し、各結晶粒の断面を、得られた断面積と同じ面積を有する円とみなすことにより、その円の直径を結晶粒の粒径として算出した。この粒径の算出を３視野分の全ての結晶粒に対して行うことにより、粒度分布を求めた。
こうして得られた実施例１〜５、並びに比較例１〜３のNdFeB系焼結磁石における結晶粒の粒径分布を図８〜図２１に示す。これらの粒径分布のグラフではいずれも、結晶粒を粒径0.2μm刻みの単位粒径（0〜0.2μm、0.2〜0.4μm、…）で分類し、各単位粒径毎に粒子数を求め、各単位粒径における粒子数niと平均断面積σiの積の値を測定対象全体の断面積Sで除した値niσi/Sを「面積率」とした（各図中の挿入図）。また、各単位粒径において、その単位粒径以下の面積率の和を「累計面積率」と定義する。従って、単位粒径が1.8μmであるときにおける累計面積率が、上述の「粒径が1.8μm以下である結晶粒の面積率」に相当する。各図では、粒径が2.5μm以下の範囲を拡大した累計面積率を大きく示し、全粒径の範囲について面積率及び累計面積率を挿入図で示した。なお、一部の図において、測定対象全体の結晶粒の数であるnを示した。比較例２、３については、c⊥面のデータのみ示す。
これらの粒径分布のグラフより、粒径が1.6μm及び1.8μmにおける累計面積率は、表５（c⊥面）及び表６（c//面）のようになった。
これらの表に示した結果から、以下のことがいえる。c⊥面では、粒径が1.8μm以下である結晶粒の面積率は、実施例１〜５では5％以下であるのに対して、比較例１では7.5％という高い数値となった。それに対してc//面では、粒径が1.8μm以下である結晶粒の面積率は、本実施例と比較例の間でほとんど差異が見られなかった。なお、結晶粒の粒径の中央値D50はいずれも4.5μm以下であり、本実施例と比較例の間、及びc⊥面及びc//面の間での顕著な差異が見られなかった。なお、比較例２、３ではc⊥面における粒径が1.8μm以下である結晶粒の面積率が5％以下であるが、保磁力に関連する指標である結晶粒の粒径の中央値D50が4.5μmを超えているため、本発明には含まれない。
以上のように、c⊥面における、粒径が1.8μm以下である結晶粒の面積率が5％以下である実施例１〜５の試料において、20kOeの外部磁界を用いて90％以上の着磁率を実現できることが明らかになった。これは、粒径が小さい結晶粒が占める体積（焼結磁石の断面では面積）を小さくすることができ、それにより単磁区が形成され難くなったことによると考えられる。
また、c⊥面において、粒径が1.6μm以下である結晶粒の面積率は、実施例１及び２では2％以下であるのに対して、実施例３〜５では2％を超えている。これは、実施例１及び２においてプラトー領域が顕著に見られないことに対応している。
図２２に、実施例１〜５及び比較例１〜３の実験結果に基づいて、結晶粒の粒径の中央値D50とc⊥面における粒径が1.8μm以下である結晶粒の面積率（1.8μmにおける累計面積率）の関係をグラフに示した。このグラフから、これら２つの指標はトレードオフの関係にあることがわかる。すなわち、保磁力を高めるために粒径の中央値D50を小さくすると、c⊥面の粒径1.8μmにおける累計面積率が大きくなってしまい、着磁特性が低下してしまう。一方、着磁特性を高めるためにc⊥面の粒径1.8μmにおける累計面積率を小さくすると、粒径の中央値D50が大きくなってしまい、保磁力が低下してしまう。従って、これら2つの指標は、粒径の中央値D50が4.5μm以下、c⊥面の粒径1.8μmにおける累計面積率が5％以下なるように、両者のバランスを取って定める必要がある。
１０…NdFeB系焼結磁石
１１…多磁区粒子
１２…単磁区粒子
１３…多磁区粒子に形成される磁区
１４…単磁区粒子に形成される逆磁区

Claims (7)

  1. c軸が１方向に配向したNdFeB系焼結磁石であって、
    前記c軸に垂直な断面における結晶粒の粒径の中央値が4.5μm以下であり、
    前記断面における、前記粒径が1.8μm以下である結晶粒の面積率が5％以下である
    ことを特徴とするNdFeB系焼結磁石。
  2. c軸が１方向に配向したNdFeB系焼結磁石であって、
    前記c軸に垂直な断面における結晶粒の粒径の中央値が4.5μm以下であり、
    前記断面における、前記粒径が1.6μm以下である結晶粒の面積率が2％以下である
    ことを特徴とするNdFeB系焼結磁石。
  3. 希土類元素の含有率が31重量％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載のNdFeB系焼結磁石。
  4. 融点が700℃以下である金属の元素を１種又は２種以上含有していることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のNdFeB系焼結磁石。
  5. 前記金属元素がAl, Mg, Zn, Ga, In, Sn, Sb, Te, Pb, Biのうち１種又は２種以上であることを特徴とする請求項４に記載のNdFeB系焼結磁石。
  6. 前記金属元素がGaであることを特徴とする請求項５に記載のNdFeB系焼結磁石。
  7. 請求項１〜６のいずれかに記載のNdFeB系焼結磁石を基材として、粒界拡散処理が行われていることを特徴とするNdFeB系焼結磁石。
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