WO2008023731A1 - Permanent magnet and process for producing the same - Google Patents

Permanent magnet and process for producing the same Download PDF

Info

Publication number
WO2008023731A1
WO2008023731A1 PCT/JP2007/066272 JP2007066272W WO2008023731A1 WO 2008023731 A1 WO2008023731 A1 WO 2008023731A1 JP 2007066272 W JP2007066272 W JP 2007066272W WO 2008023731 A1 WO2008023731 A1 WO 2008023731A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
sintered magnet
processing chamber
permanent magnet
magnet
sintered
Prior art date
Application number
PCT/JP2007/066272
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Hiroshi Nagata
Yoshinori Shingaki
Original Assignee
Ulvac, Inc.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ulvac, Inc. filed Critical Ulvac, Inc.
Priority to JP2008530940A priority Critical patent/JP5356026B2/ja
Priority to CN2007800312872A priority patent/CN101506919B/zh
Priority to DE112007002010T priority patent/DE112007002010T5/de
Priority to US12/438,057 priority patent/US8257511B2/en
Priority to KR1020097004472A priority patent/KR101425828B1/ko
Publication of WO2008023731A1 publication Critical patent/WO2008023731A1/ja
Priority to US13/310,907 priority patent/US20120086531A1/en

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
    • H01F1/0575—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together
    • H01F1/0577—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together sintered
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/06—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys in the form of particles, e.g. powder
    • H01F1/08—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys in the form of particles, e.g. powder pressed, sintered, or bound together
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
    • H01F41/0253—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets for manufacturing permanent magnets
    • H01F41/0293—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets for manufacturing permanent magnets diffusion of rare earth elements, e.g. Tb, Dy or Ho, into permanent magnets

Definitions

  • the present invention relates to a permanent magnet and a method for producing the permanent magnet, and in particular, a permanent magnet having high magnetic properties obtained by diffusing Dy and Tb in the grain boundary phase of an Nd Fe B-based sintered magnet, and the permanent magnet.
  • the present invention relates to a magnet manufacturing method.
  • Nd Fe B-based sintered magnets are inexpensively manufactured by combining iron and Nd and B elements that are inexpensive, abundant in resources, and can be stably supplied. In addition, it has high magnetic properties (the maximum energy product is about 10 times that of ferrite magnets), so it is used in various products such as electronic equipment. In recent years, it has been used for motors and generators for hybrid cars. Adoption is also progressing.
  • the Curie temperature of the sintered magnet is as low as about 300 ° C, the temperature may rise above a predetermined temperature depending on the usage condition of the product to be used. There is a problem of demagnetization.
  • the sintered magnet when used in a desired product, the sintered magnet may be processed into a predetermined shape, and this processing may cause defects (cracks, etc.) or distortions in the crystal grains of the sintered magnet. This causes a problem that the magnetic properties are significantly deteriorated.
  • Patent Document 1 Arranged in a processing chamber in a state mixed with a B-based sintered magnet, heating the processing chamber evaporates the rare earth metal, sorbs the evaporated rare earth metal atoms to the sintered magnet, and further, this metal atom. Is diffused in the grain boundary phase of the sintered magnet, thereby introducing a uniform and desired amount of rare earth metal to the sintered magnet surface and the grain boundary phase to improve or recover the magnetization and coercivity. (Patent Document 1).
  • Dy and Tb are larger than Nd! /, And have 4f electron magnetic anisotropy. It is known to greatly improve anisotropy.
  • Dy or Tb is added during the production of sintered magnets, D Since y and Tb have a ferrimagnetic structure with spin orientation opposite to Nd in the main phase crystal lattice, the magnetic field strength, and hence the maximum energy product showing the magnetic properties, is greatly reduced. For this reason, it is proposed that Dy and Tb are introduced by the above-described method, and in particular, Dy and Tb are uniformly introduced into the grain boundary phase.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-296973 (see, for example, the description of claims) Disclosure of the Invention
  • Dy and Tb are also present on the surface of the sintered magnet (that is, a thin film of Dy and Tb is formed on the surface of the sintered magnet).
  • the metal atom is supplied, the metal atoms deposited on the surface of the sintered magnet are recrystallized, causing a problem that the surface of the sintered magnet is remarkably deteriorated (surface roughness is deteriorated).
  • the rare earth metal melted when the metal evaporation material is heated directly adheres to the sintered magnets, thereby forming thin films and protrusions. Inevitable.
  • the average composition of the surface of the sintered magnet adjacent to the thin film becomes a rare earth-rich composition of Dy or Tb.
  • the liquid phase temperature decreases and the sintered magnet surface melts (that is, the main phase melts and the amount of liquid phase increases).
  • the vicinity of the surface of the sintered magnet melts and collapses, and unevenness increases.
  • Dy penetrates excessively into the crystal grains with a large amount of liquid phase, and the maximum energy product and residual magnetic flux density, which show magnetic properties, are further reduced.
  • a thin film or protrusion is formed on the surface of the sintered magnet and the surface is deteriorated (the surface roughness is not good).
  • a finishing process post-process
  • the first object of the present invention is to effectively diffuse and maintain Dy and Tb in the grain boundary phase without deteriorating the surface of the NdFeB-based sintered magnet. It is an object of the present invention to provide a method for producing a permanent magnet that can effectively improve or recover the magnetic force and does not require a post-process.
  • a second object of the present invention is a permanent magnet in which Dy and Tb are efficiently diffused only in the grain boundary phase of an Nd Fe—B-based sintered magnet having a predetermined shape, and have high magnetic properties and strong corrosion resistance. Is to provide.
  • the method of manufacturing a permanent magnet according to claim 1 is the same or other methods in which an iron-boron rare earth-based sintered magnet is disposed in a processing chamber and heated to a predetermined temperature.
  • the metal evaporation material consisting of at least one of Dy and Tb placed in the processing chamber is evaporated, and the amount of the evaporated metal atoms supplied to the sintered magnet surface is adjusted to attach the metal atoms. It is characterized in that atoms are diffused into the grain boundary phase of the sintered magnet before a thin film made of a metal evaporation material is formed on the surface of the sintered magnet.
  • the metallic nuclear power S composed of at least one of vaporized Dy and Tb is supplied and attached to the surface of the sintered magnet heated to a predetermined temperature.
  • the sintered magnet was heated to a temperature at which an optimum diffusion rate could be obtained, and the supply amount of Dy and Tb to the surface of the sintered magnet was adjusted. It is sequentially diffused into the grain boundary phase of the sintered magnet.
  • the supply of Dy and Tb to the surface of the sintered magnet and the diffusion of the sintered magnet to the grain boundary phase are carried out in a single process. Therefore, the permanent magnet surface is prevented from being deteriorated (surface roughness is deteriorated), and in particular, excessive diffusion of Dy and Tb in the grain boundary near the sintered magnet surface is suppressed.
  • the surface state of the permanent magnet is substantially the same as the state before the above-described treatment is performed, and a separate post-process is unnecessary.
  • Dy and Tb are diffused and uniformly distributed in the grain boundary phase of the sintered magnet, so that the grain boundary phase contains a rich phase of Dy and Tb (a phase containing 5 to 80% of Dy and Tb).
  • Dy and Tb diffuse only near the surface of the crystal grains.
  • a permanent magnet having high magnetic properties in which the magnetization and coercive force are effectively improved or recovered can be obtained.
  • defects (cracks) occur in the crystal grains near the surface of the sintered magnet during the processing of the sintered magnet, a rich phase of Dy and Tb is formed inside the crack, resulting in magnetization and coercive force. Can be recovered.
  • the processing chamber is placed under a reduced pressure of 800-; Heating to a temperature in the range of C is preferred. According to this, by setting the temperature in the processing chamber to the range of 800 to 1050 ° C, the supply amount of metal atoms to the sintered magnet surface where the vapor pressure of the metal evaporation material is low is suppressed.
  • the sintered magnet is heated to a temperature at which the diffusion rate increases, so that the Dy atoms attached to the surface of the sintered magnet become crystal grains of the sintered magnet before forming a thin film composed of Dy on the surface of the sintered magnet. It is diffused in the field phase and spreads uniformly.
  • the temperature of the processing chamber is lower than 800 ° C, the vapor pressure that can supply Dy atoms to the surface of the sintered magnet does not reach so that Dy diffuses and spreads uniformly in the grain boundary phase. In addition, the diffusion rate of Dy atoms adhering to the surface of the sintered magnet to the grain boundary layer becomes slow.
  • the temperature exceeds 1050 ° C the vapor pressure of Dy increases and Dy atoms in the vapor atmosphere are excessively supplied to the surface of the sintered magnet.
  • Dy may be excessively diffused in the crystal grains. If Dy is excessively diffused in the crystal grains, the maximum energy product and residual magnetic flux density are further reduced because the magnetization in the crystal grains is greatly reduced. Become.
  • the processing chamber is in a range of 900 to 1150 ° C under reduced pressure. It is preferable to heat to the inside temperature.
  • the Tb nuclear power S attached to the surface of the sintered magnet diffused into the grain boundary phase of the sintered magnet before the thin film made of Tb was formed on the surface of the sintered magnet, and evenly spread, There is a Tb-rich phase in the grain boundary phase, and Tb diffuses only near the surface of the crystal grain, and as a result, a permanent magnet with high magnetic properties in which magnetization and coercive force are effectively improved or recovered can get.
  • an iron boron rare earth sintered magnet is disposed in the processing chamber, and the sintered magnet is heated within a range of 800 to 1100 ° C to perform the same or other processing.
  • the metal evaporation material containing at least one of Dy and Tb installed in the room may be heated to evaporate, and the evaporated metal atoms may be supplied to the surface of the sintered magnet and adhered.
  • the diffusion rate could be increased, and Dy and Tb adhering to the surface of the sintered magnet were successively converted into crystal grains of the sintered magnet. It is the power that is efficiently diffused into the field phase.
  • the temperature of the sintered magnet is lower than 800 ° C, a diffusion rate that can be diffused to the grain boundary phase of the sintered magnet and spread uniformly cannot be obtained. There is a risk of forming a thin film of metal evaporation material.
  • Dy and Tb enter the crystal grains that are the main phase of the sintered magnet, and as a result, the same as adding Dy and Tb when obtaining the sintered magnet, There is a risk that the magnetic field strength, and hence the maximum energy product showing the magnetic properties, may be greatly reduced.
  • an iron-boron rare earth-based sintered magnet is disposed in the processing chamber, and the sintered magnet is heated to a predetermined temperature and then held in the same or another processing chamber.
  • the metal evaporation material containing at least one of Dy and Tb is vaporized by heating within a range of 800 ° C to 1200 ° C, and the evaporated metal atoms are supplied to the surface of the sintered magnet for adhesion. May be. According to this, since the metal evaporation material is heated and evaporated in the range of 800 ° C to 1200 ° C, the Dy and Tb metal atoms can be applied to the sintered magnet surface according to the vapor pressure at that time. Is supplied.
  • the heating temperature of the metal evaporation material is lower than 800 ° C, Dy and Tb metal atoms are dispersed on the surface of the sintered magnet S so that Dy and Tb are diffused and uniformly distributed in the grain boundary phase.
  • the vapor pressure that can be supplied is not reached.
  • the temperature exceeds 1200 ° C the vapor pressure of the metal evaporation material becomes too high, and metal atoms of Dy and Tb in the vapor atmosphere are excessively supplied to the surface of the sintered magnet S, resulting in a sintered magnet. There is a possibility that a thin film having a metal evaporation material force is formed on the surface.
  • the sintered magnet and the metal evaporating material are arranged apart from each other, it may be possible to prevent the molten metal evaporating material from directly attaching to the sintered magnet when the metal evaporating material is evaporated.
  • the total surface area of the sintered magnets installed in the processing chamber is increased.
  • the ratio of the sum of the surface area of the metal evaporating material against is preferably set in a range from 1 X 10- 4 of 2 X 10 3.
  • the evaporation amount at a constant temperature is increased or decreased by changing the specific surface area of the metal evaporation material disposed in the processing chamber, for example, the supply amount of Dy and Tb to the sintered magnet surface is increased or decreased. It is possible to easily adjust the supply amount to the surface of the sintered magnet without changing the configuration of the equipment, such as installing separate parts in the processing chamber.
  • the inside of the processing chamber Prior to heating the processing chamber containing the sintered magnet, in order to remove dirt, gas and water adsorbed on the surface of the sintered magnet before diffusing Dy and Tb into the grain boundary phase, It is preferable that the inside of the processing chamber is held at a predetermined pressure.
  • the processing chamber is depressurized to a predetermined pressure and then heated and held at a predetermined temperature.
  • the oxide film on the surface of the sintered magnet is removed before Dy and Tb are diffused into the grain boundary phase.
  • the sintering by plasma is performed prior to heating the processing chamber containing the sintered magnet. It is preferable to clean the magnet surface.
  • the sintered magnet has an average crystal grain size in the range of 1 ⁇ m to 5 ⁇ m or 7 ⁇ m to 20 ⁇ m.
  • the average grain size is 7 m or more, the rotational force during magnetic field forming increases, the degree of orientation is good, and the surface area of the grain boundary phase decreases, so that it adheres to the surface of the sintered magnet.
  • Dy and Tb can be diffused efficiently, resulting in a permanent magnet with a very high coercivity.
  • the average crystal grain size exceeds 25 11 m, the degree of orientation deteriorates due to an extremely large proportion of grains containing different crystal orientations at the grain boundaries, and as a result, the maximum energy of the permanent magnet is reduced. One product, residual magnetic flux density, and coercive force are reduced.
  • the average grain size is less than 5 ⁇ If it is full, the proportion of single-domain grains increases, and as a result, a permanent magnet having a very high coercive force is obtained. As the average grain size becomes smaller, the grain boundaries become finer and more complex, so that Dy and Tb cannot be diffused efficiently.
  • the sintered magnet preferably does not contain Co. Since conventional neodymium magnets require anti-corrosion measures, when adding at least one of the force S to which Co was added, Dy or Tb adhering to the surface of the sintered magnet, the crystal grains of the sintered magnet Since there is no intermetallic compound containing Co at the boundary, Dy and Tb metal atoms adhering to the surface of the sintered magnet can be efficiently diffused. In addition, the rich phase of Dy and Tb, which has extremely high corrosion resistance and weather resistance compared to Nd, is formed inside the defects (cracks) in the crystal grains near the surface of the sintered magnet during processing of the sintered magnet and the crystal grains. By being formed in the field phase, it becomes a permanent magnet having extremely strong corrosion resistance and weather resistance without using Co.
  • the permanent magnet according to claim 15 has a sintered magnet of iron-boron-rare earth, and evaporates a metal evaporation material composed of at least one of Dy and Tb. Then, the supply amount of the evaporated metal atoms to the surface of the sintered magnet is adjusted to attach the metal atoms, and a thin film made of a metal evaporation material is formed on the sintered magnet surface. It is characterized by being previously diffused into the grain boundary phase of the sintered magnet.
  • the sintered magnet preferably has an average crystal grain size in the range of 1 ⁇ m to 5 ⁇ m or 7 ⁇ m to 20 ⁇ m.
  • the sintered magnet preferably does not contain Co! /, And is preferably a thing!
  • the method for producing a permanent magnet according to the present invention can efficiently diffuse Dy and Tb into the grain boundary phase without deteriorating the surface of the sintered NdFeB-based magnet, thereby increasing the magnetization.
  • the coercive force can be effectively improved or recovered, and the supply of Dy and Tb to the surface of the sintered magnet and the diffusion of the sintered magnet to the grain boundary phase are performed in a single process and the subsequent process Combined with the fact that they are no longer necessary, the effect is high productivity.
  • the permanent magnet of the present invention has the effect of being high when it has high V, magnetic properties and strength / corrosion resistance.
  • the permanent magnet M of the present invention is processed into a predetermined shape.
  • the evaporated metal vapor V containing at least one of Dy and Tb is evaporated on the surface of the sintered Nd—Fe—B based sintered magnet S, and the evaporated metal atoms are adhered to the crystal grain boundaries of the sintered magnet S. It is produced by performing a series of treatments (vacuum steam treatment) that spread and uniformly spread to phases.
  • the Nd-Fe-B-based sintered magnet S which is a starting material, is produced by a known method as follows. That is, Fe, B, and Nd are blended at a predetermined composition ratio, and an alloy of 0.05 mm to 0.5 mm is first manufactured by a known strip casting method. On the other hand, an alloy having a thickness of about 5 mm may be produced by a known centrifugal forging method. In addition, a small amount of Cu, Zr, Dy, Tb, Al or Ga may be added during blending. Next, the produced alloy is once pulverized by a known hydrogen pulverization step, and then finely pulverized by a jet mill pulverization step.
  • the sintered magnet is manufactured by sintering under predetermined conditions. After sintering, the sintered magnet is subjected to a heat treatment for removing distortion of the sintered magnet S at a predetermined temperature (in the range of 400 ° C to 700 ° C) for a predetermined time (for example, 2 hours). For example, it may be possible to further improve the magnetic properties when vacuum vapor treatment is performed.
  • the average crystal grain size of the sintered magnet S is in the range of 1 ⁇ m to 5 ⁇ m, or 7 ⁇ m to 20 ⁇ m. Try to be within range.
  • the average grain size is 7 in or more, the rotational force during magnetic field forming increases and the degree of orientation increases, and the surface area of the grain boundary decreases, so that at least one of Dy and Tb can be reduced in a short time.
  • a permanent magnet M that can diffuse efficiently and has a high coercive force is obtained.
  • the average crystal grain size exceeds 25 m, the degree of orientation deteriorates because the proportion of grains containing different crystal orientations in one crystal grain becomes extremely large, and as a result, the maximum energy of the permanent magnet is reduced.
  • One product, residual magnetic flux density, and coercive force are reduced.
  • the average crystal grain size is less than 511 m, the proportion of single-domain crystal grains increases, and as a result, a permanent magnet having a very high coercive force can be obtained. If the average grain size force is smaller than m, the grain boundaries become complicated and the time required for carrying out the diffusion process becomes extremely long, resulting in poor productivity.
  • the metal evaporation material V includes Dy and Tb, which greatly improve the magnetocrystalline anisotropy of the main phase.
  • an alloy containing at least one of these can be used.
  • Nd, Pr, Al, Cu, Ga, and the like are included in order to further increase the coercive force.
  • the metal evaporating material V may be blended at a predetermined mixing ratio, for example, an arc melting furnace may be used to obtain a butter-like alloy and placed in a processing chamber described later.
  • a vacuum vapor processing apparatus 1 for carrying out the process, a turbo molecular pump, cryopump, a predetermined pressure via the evacuating means 11 such as a diffusion pump (e.g. 1 X 10_ 5 Pa) It has a vacuum chamber 12 that can be kept under reduced pressure.
  • a box 2 comprising a rectangular parallelepiped box 21 having an upper surface opened and a detachable lid 22 on the upper surface of the opened box 21 is installed.
  • a flange 22a bent downward is formed on the outer peripheral edge of the lid 22 over the entire circumference.
  • the flange 22a A processing chamber 20 is defined which is fitted to the outer wall (in this case, no vacuum seal such as a metal seal is provided) and is isolated from the vacuum chamber 11.
  • a predetermined pressure of the vacuum chamber 12 through the vacuum exhaust means 11 e.g., 1 X 10- 5 Pa
  • the processing chamber 20 is substantially half orders of magnitude higher pressure than the vacuum chamber 12 (e.g., 5 X 10- 4 The pressure is reduced to Pa).
  • the volume of the processing chamber 20 is set so that metal atoms in the vapor atmosphere are supplied to the sintered magnet S from a plurality of directions either directly or repeatedly in consideration of the mean free path of the evaporated metal material. Has been. Further, the wall thickness of the box portion 21 and the lid portion 22 is set so as not to be thermally deformed when heated by a heating means described later, and is made of a material that does not react with the metal evaporation material.
  • the box 2 is made of, for example, Mo, W, V, Ta, or an alloy thereof (including rare earth-added Mo alloy, Ti-added Mo alloy, etc.), CaO, YO, or rare earth oxide.
  • these materials are formed as a lining film on the surface of another heat insulating material.
  • a placement portion 21a is formed at a predetermined height position from the bottom in the processing chamber 20 by arranging, for example, a plurality of wire rods made of Mo (for example, ⁇ 0.;! To 10 mm) in a lattice shape.
  • This A plurality of sintered magnets S can be mounted side by side on the mounting portion 21a.
  • the metal evaporation material V is appropriately disposed on the bottom surface, side surface, or top surface of the processing chamber 20.
  • the vacuum chamber 12 is provided with a heating means 3.
  • the heating means 3 is made of a material that does not react with the metal evaporation materials of Dy and Tb, similar to the box 2 .
  • the heating means 3 is provided so as to surround the box 2 and is made of Mo having a reflective surface on the inside. It is composed of a heat insulating material and an electric heater disposed on the inside thereof and having a filament made of Mo. Then, the inside of the processing chamber 20 can be heated substantially uniformly by heating the box 2 with the heating means 3 under reduced pressure and indirectly heating the inside of the processing chamber 20 via the box 2.
  • the production of the permanent magnet M in which the method of the present invention is performed using the vacuum vapor processing apparatus 1 will be described.
  • the sintered magnet S produced by the above method is placed on the placement portion 21a of the box portion 21, and Dy that is a metal evaporation material V is placed on the bottom surface of the box portion 21 (thereby, the processing chamber 20). In which the sintered magnet S and the metal evaporation material are spaced apart).
  • the box body 2 is installed in a predetermined position surrounded by the heating means 3 in the vacuum chamber 12 (see FIG. 2).
  • a predetermined pressure e.g., 1 X 10- 4 Pa
  • vacuum chamber 12 via the evacuation hand stage 11 is evacuated to vacuum to reach, (the processing chamber 20 is evacuated to nearly a half orders of magnitude higher pressures
  • the heating means 3 is activated to heat the processing chamber 20.
  • Dy installed on the bottom surface of the processing chamber 20 is heated to substantially the same temperature as the processing chamber 20 and starts to evaporate.
  • Dy vapor atmosphere is formed.
  • the sintered magnets S and Dy are arranged apart from each other, so the melted Dy does not directly adhere to the sintered magnet S in which the surface Nd-rich phase is melted.
  • Dy atoms in the Dy vapor atmosphere are supplied to and adhered to the surface of the sintered magnet S heated to approximately the same temperature as Dy from a plurality of directions by direct or repeated collisions.
  • Dy is diffused into the grain boundary phase of the sintered magnet S, and the permanent magnet M is obtained.
  • the average composition of the sintered magnet surface S adjacent to the thin film becomes the Dy rich composition, and when the Dy rich composition is reached, the liquidus temperature is As a result, the surface of the sintered magnet S melts (that is, the main phase melts and the amount of liquid phase increases). As a result, the vicinity of the surface of the sintered magnet S melts and collapses, and the unevenness increases. In addition, Dy penetrates excessively into the crystal grains with a large amount of liquid phase, and the maximum energy product and residual magnetic flux density, which show magnetic properties, are further reduced.
  • the surface area per unit volume (specific surface area) is small! /, And Balta-like (substantially spherical) Dy is used in the processing chamber 20; The amount of evaporation at a constant temperature was reduced.
  • the heating means 3 is controlled so that the temperature in the processing chamber 20 is in the range of 800 ° C. to 1050 ° C., preferably 900 ° C. to 1000 ° C. (For example, when the processing chamber temperature is 900 ° C and 1000 ° C, the saturated vapor pressure of Dy is about 1 X 10 1 X 10- &).
  • the total surface area of the sintered magnet S installed on the mounting portion 21a of the processing chamber 20 is used to diffuse Dy into the grain boundary phase. Is set so that the ratio of the total surface area of Balta-shaped Dy installed on the bottom of the processing chamber 20 is in the range of 1 X 10_ 4 2 X 10 3 . If the ratio is outside the range of 1 X 1CT 4 2 X 10 3 , a thin film of Dy or Tb may be formed on the surface of the sintered magnet S, and a permanent magnet with high magnetic properties cannot be obtained.
  • the ratio was Sigma preferred is the range of 1 X 10_ 3 of 1 X 10 3, the ratio is more preferably ranges from 1 X 10- 2 1 of X 10 2.
  • the ratio is more preferably ranges from 1 X 10- 2 1 of X 10 2.
  • the Dy layer (thin film) is formed, it can be diffused efficiently and uniformly distributed in the grain boundary phase of the sintered magnet S (see Fig. 1). As a result, the surface of the permanent magnet M is prevented from deteriorating, and Dy is prevented from excessively diffusing into the grain boundary in the region close to the surface of the sintered magnet. (A phase containing 5 to 80% of Dy), and Dy diffuses only near the surface of the crystal grains, so that the magnetization and coercive force are effectively improved or recovered, and the finish Permanent magnet M with excellent productivity that does not require machining can be obtained
  • Tb with low vapor pressure can be used in the heating temperature range (900 ° C ⁇ ; 1000 ° C range).
  • the evaporation chamber may be heated in the range of 900 ° C. to 1150 ° C.
  • the vapor pressure that can supply Tb atoms to the surface of the sintered magnet S is not reached.
  • Tb diffuses excessively into the crystal grains, reducing the maximum energy product and residual magnetic flux density.
  • the force S used to use a bulky metal evaporation material V having a small specific surface area in order to reduce the amount of evaporation at a constant temperature which is not limited to this, for example, in the box portion 21 It is possible to reduce the specific surface area by installing a saucer with a concave cross-section and storing granular or Balta-like metal evaporating material V in the saucer. Further, metal evaporating material V is accommodated in the saucer. Thereafter, a lid (not shown) having a plurality of openings may be attached.
  • the sintered magnet S and the metal evaporating material V are disposed in the processing chamber 20 !, but the sintered magnet S and the metal evaporating material V are described.
  • Can be heated at different temperatures for example, an evaporation chamber (other processing chamber: not shown) is provided in the vacuum chamber 12 separately from the processing chamber 20, and other heating means for heating the evaporation chamber
  • the metal atoms in the vapor atmosphere are supplied to the sintered magnet in the processing chamber 20 through the communication path that connects the processing chamber 20 and the evaporation chamber. You may be made to do.
  • the evaporation chamber is set to 700 ° C ⁇ ; 1050 ° C (700 ° C ⁇ ; 1050 ° C, the saturated vapor pressure of Dy is about 1 (X 10 1 X 10 1 Pa).
  • the vapor pressure that can supply Dy to the surface of the sintered magnet S is not reached so that Dy diffuses in the grain boundary phase and spreads uniformly.
  • the metal evaporation material V is mainly composed of Tb
  • the evaporation chamber may be heated in the range of 900 ° C to 1200 ° C.
  • the sintered magnet S and the metal evaporation material V can be heated at different temperatures as described above, the sintered magnet may be heated and held in the range of 800 to 1100 ° C. As a result, the diffusion rate can be increased, and Dy and Tb adhering to the surface of the sintered magnet can be effectively diffused sequentially into the grain boundary phase of the sintered magnet.
  • the temperature of the sintered magnet is lower than 800 ° C, a diffusion rate that allows the sintered magnet to diffuse into the grain boundary phase of the sintered magnet and spread it uniformly cannot be obtained. There is a risk that a thin film made of On the other hand, at a temperature exceeding 1100 ° C, Dy and Tb enter the crystal grains that are the main phase of the sintered magnet, and the result is the same as when adding Dy and Tb to obtain the sintered magnet, There is a possibility that the magnetic field strength, and hence the maximum energy product showing the magnetic characteristics, may be greatly reduced.
  • the vacuum chamber 12 is set in a predetermined manner via the vacuum exhaust means 11.
  • pressure e.g., 1 X 10- 5 Pa
  • the processing chamber 20 was reduced from the vacuum chamber 12 to approximately half orders of magnitude higher pressure (e.g., 5 X 10_ 4 Pa)
  • the heating means 3 may be operated to heat the inside of the processing chamber 20 to, for example, 100 ° C. and hold it for a predetermined time.
  • a plasma generating device (not shown) having a known structure for generating Ar or He plasma is provided in the vacuum chamber 12, and the surface of the sintered magnet S by plasma prior to processing in the vacuum chamber 12 is provided.
  • the cleaning pre-processing may be performed.
  • a known transfer robot is installed in the vacuum chamber 12, and after the lid 22 is finished in the vacuum chamber 12, You just have to wear it.
  • the lid portion 22 is mounted on the upper surface of the box portion 21 to constitute the box body 2.
  • the vacuum chamber 12 is isolated from the vacuum chamber 12.
  • the processing chamber 20 can be decompressed as the pressure in the chamber 12 is reduced.
  • the upper surface opening thereof is opened, for example, in Mo. It may be covered with a thin film.
  • the processing chamber 20 may be sealed in the vacuum chamber 12 and may be configured to be maintained at a predetermined pressure independently of the vacuum chamber 12.
  • the sintered magnet S has a low oxygen content! /, So that it expands to the grain boundary phase of Dy and Tb. Since the diffusion rate is increased, the oxygen content of the sintered magnet S itself may be 3000 ppm or less, preferably 2000 ppm or less, more preferably lOOOppm or less.
  • the composition is 30Nd-1B-0.1Cu-2Co-bal.Fe, the sintered magnet S itself has an oxygen content of 500 ppm and an average grain size of 3 ⁇ m. m was processed into a cylindrical shape of ⁇ 10 X 5 mm. In this case, the surface of the sintered magnet S was finished so as to have a surface roughness of 20 m or less, and then washed with acetone.
  • Comparative Example 1 a conventional resistance heating type vapor deposition apparatus using a Mo board (VFR—200M / manufactured by ULVAC) was used to form a film on the same sintered magnet S as in Example 1 above. Processing was performed. In this case, it sets the Dy of 2g on Mo board, after reducing the pressure of the vacuum chamber to 1 X 10- 4 P a, flowing 150A current to Mo board, 30 minutes, was formed.
  • FIG. 5 is a photograph showing the surface state of the permanent magnet obtained by performing the above treatment
  • (a) is a photograph of the surface of the sintered magnet S (before treatment).
  • the black and / or the portions such as the voids of the Nd-rich phase, which are the grain boundary phases, and the traces of degranulation are seen! /
  • the black part disappears when the surface of the sintered magnet is covered with a Dy layer (thin film) (see Fig. 5 (b)).
  • the film thickness of the Dy layer was measured, it was 40 m.
  • Example 1 similar to the sintered magnet S before processing, black portions such as Nd-rich phase voids and degranulation marks are seen, which are substantially the same as the surface of the sintered magnet before processing. Status In addition, since there was a change in weight, it is understood that Dy is efficiently diffused into the grain boundary phase before the Dy layer is formed! / (See Fig. 5 (c)) .
  • FIG. 6 is a table showing magnetic characteristics when the permanent magnet M is obtained under the above conditions.
  • the magnetic characteristics of the sintered magnet S before processing are shown.
  • the coercive force of the sintered magnet S before vacuum vapor treatment was 11.3 K0e, whereas in Example 1, the maximum energy product was 49.9 MG0e and the residual magnetic flux density was 14.3 kG. It can be seen that the coercive force is 23. IkOe and the coercive force is improved.
  • the composition is 30Nd—1B—0.1Cu—2Co—bal.
  • Fe the sintered magnet S itself has an oxygen content of 500 ppm and an average crystal grain size of 3 ⁇ m.
  • m was processed into a shape of 40 ⁇ 40 ⁇ 5 (thickness) mm.
  • the surface of the fired magnet S was finished so as to have a surface roughness of 20 m or less, and then washed with acetone.
  • the permanent magnet M was obtained by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1.
  • the box 2 is made of Mo having a size of 200 X I 70 X 60 mm, and 30 sintered magnets S are arranged at equal intervals on the mounting portion 21a.
  • Dy having a purity of 99.9% was used as the metal evaporation material, and a flat or granular material was placed on the bottom surface of the processing chamber 20 in a predetermined amount.
  • the heating temperature of the processing chamber 20 by the heating means 3 was set to 925 ° C. Then, after the temperature of the processing chamber 20 reached 925 ° C., the above processing was performed in this state for 12 hours. Next, heat treatment was performed at a treatment temperature of 530 ° C and a treatment time of 90 minutes. Finally, the permanent magnet obtained by carrying out the above method was processed into a shape of ⁇ 10 X 5 mm by wire cutting.
  • FIG. 7 shows the amount of Dy placed on the bottom surface of the processing chamber 20 so that the ratio of the total surface area of Dy to the total surface area of the sintered magnet S in the processing chamber 20 is increased or decreased.
  • 6 is a table showing the magnetic characteristics of permanent magnets when and are changed. According to this,;! Used Balta shaped Dy of ⁇ 5 mm, as long as it is within the range the ratio is about 5 X 10- 5 to 1, before the thin film of Dy is formed on the surface of the sintered magnet S It can be seen that Dy can diffuse into the grain boundary phase. However, 20 to obtain a high coercive force of about kOe, it is necessary to increase the ratio from 1 X 10_ 4.
  • Fe, B, Nd, Dy, Co, Al, Cu are blended in the above composition ratio to produce an alloy of 0.05 mm to 0.5 mm by a known strip casting method, and by a known hydrogen grinding process. Once pulverized, then finely pulverized by the jet mill pulverization process.
  • the sintered magnet S is adjusted so that the average crystal grain size is in the range of 0. ⁇ to 25 Hm.
  • the surface of the fired magnet S was finished to have a surface roughness of 50 ⁇ m or less, and then washed with acetone.
  • the permanent magnet M was obtained by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1.
  • 100 sintered magnets S are arranged at equal intervals on the mounting portion 21a in the Mo box 2.
  • Balta-shaped Dy having a purity of 99.9% was used as the metal evaporation material, and the total amount of 10 g was disposed on the bottom surface of the processing chamber 20.
  • the heating temperature of the processing chamber 20 by the heating means 3 was set to 975 ° C. Then, after the temperature of the processing chamber 20 reaches 975 ° C, in this state;! ⁇ 72 hours, the above vacuum vapor treatment is performed, and then the heat treatment temperature is set to 500 ° C and the processing time is set to 90 minutes. A heat treatment was performed.
  • FIG. 8 is a table showing the average value of the magnetic characteristics when a permanent magnet is obtained under the above conditions. According to this, when the average crystal grain size of the sintered magnet is;! ⁇ 5 H m, or 7 ⁇ 20 ⁇ m, the maximum energy product is 52MG0e or more, the residual magnetic flux density is 14.3kG or more, It can also be seen that a permanent magnet having a high magnetic property with a coercive force of 3 ⁇ 40 k0e or more was obtained.
  • Example 4 As the Fe-B-Nd sintered magnet not containing Co, a composition having a composition of 27Nd-lB- 0.05Cu-0.05Ga-0.lZr-bal.Fe was used. In this case, Fe, B, Nd, Gu, Ga, and Zr are blended in the above composition ratio to prepare an alloy of 0.05 mm to 0.5 mm by a known strip casting method, and once by a known hydrogen grinding process. Grind and then finely pulverize by jet mill fine pulverization process. Next, the film was oriented in a magnetic field and formed into a predetermined shape with a mold, and then sintered under predetermined conditions, and processed into a 3 ⁇ 20 ⁇ 40 mm rectangular parallelepiped shape. Then, the surface of the sintered magnet S was finished so as to have a surface roughness of 20 m or less, and then washed with acetone.
  • the permanent magnet M was obtained by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1.
  • 10 sintered magnets S were placed at equal intervals on the mounting portion 21a in the Mo box 2.
  • Balta-shaped Dy having a purity of 99.9% was used as the metal evaporation material, and the total amount of 1 g was disposed on the bottom surface of the processing chamber 20.
  • the heating temperature of the processing chamber 20 by the heating means 3 was set to 900 ° C. Then, after the temperature of the processing chamber 20 reached 900 ° C., the above-described vacuum vapor processing was performed at intervals of 4 hours in a range of 2 to 38 hours in this state. Next, heat treatment was performed at a treatment temperature of 500 ° C. and a treatment time of 90 minutes. The vacuum steam processing time (optimum vacuum steam processing time) at which the highest magnetic properties were obtained was determined.
  • Comparative Examples 4a to 4c as a Fe-B-Nd sintered magnet containing Co, the composition was 27Nd-lCo-lB-0. 05Cu-0. 05Ga-0. LZr-bal.
  • Example 4a 27Nd— 4Co — IB— 0. 05Cu-0. 05Ga-0. LZr-bal.
  • Fe Comparative Example 4b
  • Each sintered magnet of Fe was used.
  • Fe, B, Nd, Co, Gu, Ga, Zr are blended in the above composition ratio, and an alloy of 0.05 mm to 0.5 mm is prepared by a known strip casting method, and then a known hydrogen pulverization is performed. It is pulverized once in the process, and then finely pulverized in the jet mill pulverization process.
  • After magnetic orientation and forming into a predetermined shape with a mold it was sintered under predetermined conditions and processed into a 3 ⁇ 20 ⁇ 40 mm rectangular parallelepiped shape.
  • the surface of the sintered magnet S has a surface roughness of 20 m or less. After finishing as described above, it was washed with acetone. Next, the above treatment was performed under the same conditions as in Example 4 to obtain the permanent magnets of Comparative Examples 4a to 4c and to obtain the optimum vacuum steam treatment time).
  • FIG. 9 is a table showing the average value of magnetic properties and the evaluation of corrosion resistance of the permanent magnets obtained in Example 4 and Comparative Examples 4a to 4c. The magnetic properties before the vacuum vapor treatment of the present invention are also shown. In addition, a 100-hour saturated steam pressurization test (PCT: pressure tacker test) was conducted as a test to show corrosion resistance.
  • PCT pressure tacker test
  • the composition is 20Nd—5Pr—3Dy—IB—ICo— 0 ⁇ 2 Al-bal.
  • Fe, sintered magnet S itself has an oxygen content of 3000 ppm and an average crystal A particle size of 4 m and processed into a shape of 20 ⁇ 40 ⁇ 2 (thickness) mm was used.
  • Fe, B, Nd, Dy, Co, Al, Pr are blended in the above composition ratio, an alloy having a thickness of 5 mm is produced by a known centrifugal forging method, and once pulverized by a known hydrogen grinding process. Subsequently, it is pulverized by the jet mill pulverization process.
  • sintering was performed under predetermined conditions to obtain a sintered magnet S.
  • the surface of the fired magnet S was finished to have a surface roughness of 20 Hm or less, and then washed with acetone.
  • the permanent magnet M was obtained by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1.
  • ten sintered magnets S are arranged at equal intervals on the placement portion 21a in the box 2.
  • Dy with a purity of 99.9% is used as the metal evaporation material, and the total amount of lg Arranged on the bottom of 20.
  • the pressure was reduced once the vacuum chamber to 1 X 10_ 4 Pa by operating the evacuating means (pressure in the treatment chamber 5 X 10- 3 Pa), the pressure in the processing chamber to 1 X 10- 2 Pa
  • the above processing was performed for 12 hours in this state.
  • the sintered magnet S and the metal evaporation material V were heated to substantially the same temperature.
  • the heat treatment was performed at a treatment temperature of 500 ° C and a treatment time of 90 minutes.
  • FIG. 10 shows the average value of the magnetic properties of the permanent magnet when the temperature of the processing chamber 20 is changed in the range of 750 ° C to 1100 ° C. / Is a table showing together with the sintered magnets of the case. According to this, it can be seen that at a temperature lower than 800 ° C, sufficient Dy atoms cannot be supplied to the sintered magnet surface S, and the coercive force cannot be effectively improved. On the other hand, at temperatures above 1050 ° C, it can be seen that the maximum energy product and residual magnetic flux density decreased due to excessive supply of Dy atoms. In this case, a Dy layer was formed on the surface of the sintered magnet.
  • the temperature of the processing chamber 20 is set in the range of 800 ° C to 1050 ° C, the maximum energy volume is 50MG0e or more, the residual magnetic flux density is 14.3kG or more, and the coercive force is It can be seen that a permanent magnet having a high magnetic property of 22 k0e or more was obtained. In this case, there was no Dy layer formed on the surface of the sintered magnet, and there was a change in weight, so Dy was efficiently diffused into the grain boundary phase before the Dy layer was formed. I understand that.
  • the composition is 20Nd—8Pr—3Dy—IB—ICo—0.2 Al-bal.
  • Fe, sintered magnet S itself has an oxygen content of 3000 ppm and an average crystal A particle size of 4 m and processed into a shape of 20 ⁇ 40 ⁇ 2 (thickness) mm was used.
  • Fe, B, Nd, Dy, Co, Al, Pr are blended in the above composition ratio, an alloy having a thickness of 10 mm is produced by a known centrifugal forging method, and once pulverized by a known hydrogen grinding process. Subsequently, it is pulverized by the jet mill pulverization process.
  • sintering was performed under predetermined conditions to obtain a sintered magnet S.
  • the surface of the fired magnet S was finished to have a surface roughness of 20 Hm or less, and then washed with acetone.
  • the permanent magnet M is removed by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1. Obtained.
  • ten sintered magnets S are arranged at equal intervals on the placement portion 21a in the box 2.
  • Tb having a purity of 99.9% was used as the metal evaporation material, and the total amount of lg was disposed on the bottom surface of the processing chamber 20.
  • FIG. 11 shows the average value of the magnetic properties of the permanent magnet when the temperature of the processing chamber 20 is changed in the range of 850 ° C to 1200 ° C. / Is a table showing together with the sintered magnets of the case. According to this, it can be seen that at a temperature lower than 900 ° C, sufficient Dy atoms cannot be supplied to the sintered magnet surface S, and the coercive force cannot be effectively improved. On the other hand, when the temperature exceeds 1150 ° C, it can be seen that the excess energy of Tb atoms decreases the maximum energy product and residual magnetic flux density, and also reduces the coercive force. In this case, a Tb layer was formed on the surface of the sintered magnet!
  • the temperature of the processing chamber 20 is set in the range of 900 ° C to 1150 ° C, the maximum energy volume is 50MG0e or more, the residual magnetic flux density is 14.6kG or more, and the coercive force is It can be seen that a permanent magnet with a high magnetic property of 21k0e or more and 30k0e depending on the conditions was obtained. In this case, the Tb layer was not formed on the surface of the sintered magnet.
  • Fe, B, Nd, Dy, Co, Al, Cu are blended in the above composition ratio to produce an alloy of 0.05 mm to 0.5 mm by a known strip casting method, and by a known hydrogen grinding process. Once pulverized, then finely pulverized by the jet mill pulverization process.
  • the sintered magnet S is adjusted so that the average crystal grain size is in the range of 0. ⁇ to 25 Hm.
  • the surface of the fired magnet S was finished to have a surface roughness of 20 ⁇ m or less, and then washed with acetone.
  • the permanent magnet M is removed by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1. Obtained.
  • 100 sintered magnets S are arranged at equal intervals on the mounting portion 21a in the Mo box 2.
  • Balta-like Dy having a purity of 99.9% was used as the metal evaporation material, and the total amount of lg was arranged on the bottom surface of the processing chamber 20.
  • the vacuum evacuation means is operated to temporarily depressurize the vacuum chamber to 1 X 10_ 4 Pa.
  • the heating temperature of the processing chamber 20 by the heating means 3 was set to 975 ° C. Then, after the temperature of the processing chamber 20 reaches 975 ° C, in this state;! ⁇ 72 hours, the above vacuum vapor treatment is performed, and then the heat treatment temperature is set to 500 ° C and the processing time is set to 90 minutes. A heat treatment was performed.
  • FIG. 12 is a table showing the magnetic characteristics as average values when permanent magnets are obtained under the above conditions. According to this, when the average crystal grain size of the sintered magnet is! ⁇ 5 m, or 7 ⁇ 20 111, the maximum energy product is 50MG0e or more, the residual magnetic flux density is 14.3kG or more, and it is maintained. It can be seen that a permanent magnet with a magnetic force of 30 k0e or higher and high magnetic properties of 36 k0e depending on the conditions was obtained.
  • a Fe-B-Nd-based sintered magnet containing no Co was used with a composition of 28Nd-lB- 0.05Cu-0.05Ga-0.lZr-bal.Fe.
  • Fe, B, Nd, Gu, Ga, and Zr are blended in the above composition ratio to prepare an alloy of 0.05 mm to 0.5 mm by a known strip casting method, and once by a known hydrogen grinding process. Grind and then finely pulverize by jet mill fine pulverization process.
  • the film was oriented in a magnetic field and formed into a predetermined shape with a mold, and then sintered under predetermined conditions, and processed into a 3 ⁇ 20 ⁇ 40 mm rectangular parallelepiped shape. Then, the surface of the sintered magnet S was finished so as to have a surface roughness of 20 m or less, and then washed with acetone.
  • the permanent magnet M was obtained by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1.
  • 10 sintered magnets S were placed at equal intervals on the mounting portion 21a in the Mo box 2.
  • Balta-shaped Dy having a purity of 99.9% was used as the metal evaporation material, and the total amount of 1 g was disposed on the bottom surface of the processing chamber 20.
  • the vacuum evacuation means is operated to temporarily depressurize the vacuum chamber to 1 X 10_ 4 Pa.
  • Comparative Examples 8a to 8c as a Fe-B-Nd-based sintered magnet containing Co, the composition was 28Nd-lCo-lB-0. 05Cu-0. 05Ga-0. LZr-bal.
  • Example 8a 28Nd— 4Co — IB— 0. 05Cu-0. 05Ga-0. LZr-bal.
  • Fe Comparative Example 8b
  • Each sintered magnet of Fe was used.
  • Fe, B, Nd, Co, Gu, Ga, Zr are blended in the above composition ratio, and an alloy of 0.05 mm to 0.5 mm is prepared by a known strip casting method, and then a known hydrogen pulverization is performed. It is pulverized once in the process, and then finely pulverized in the jet mill pulverization process.
  • After magnetic orientation and forming into a predetermined shape with a mold it was sintered under predetermined conditions and processed into a 3 ⁇ 20 ⁇ 40 mm rectangular parallelepiped shape. Then, after finishing the surface of the sintered magnet S so as to have a surface roughness of 20 m or less, it was washed with acetone. Next, the above treatment was performed under the same conditions as in Example 8 to obtain the permanent magnets of Comparative Examples 8a to 8c and to obtain the optimum vacuum steam treatment time).
  • FIG. 13 is a table showing the average value of magnetic properties and the evaluation of corrosion resistance of the permanent magnets obtained in Example 8 and Comparative Examples 8a to 8c. The magnetic characteristics before the vacuum vapor treatment of the present invention are also shown. In addition, a 100-hour saturated steam pressurization test (PCT: pressure tacker test) was conducted as a test to show corrosion resistance.
  • PCT pressure tacker test
  • the composition is 20Nd—5Pr—3Dy—IB—ICo— 0 ⁇ 2 Al-0.
  • LCu-bal. Fe the average grain size is 7 m, 20 X 40 X 1 (thickness) mm was used.
  • the surface of the fired magnet S was finished so as to have a surface roughness of 20 m or less, and then washed with acetone.
  • the permanent magnet M was obtained by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1.
  • ten sintered magnets S are arranged at equal intervals on the mounting portion 21a of the Mo box 2, and at this time, the mounting portion 21a is heated or cooled to obtain the sintered magnet S itself. The temperature of can be changed.
  • Dy with a purity of 99.9% was used as the metal evaporation material V, and particles with a diameter of 2 mm were placed on the bottom surface of the processing chamber 20 in a total amount of 5 g.
  • Fig. 14 shows the average value of the magnetic properties of the permanent magnet when the permanent magnet is obtained by changing the temperature of the sintered magnet at a predetermined temperature in the processing chamber 20 (and thus the metal evaporation material V). It is a table to show. According to this, when the temperature in the processing chamber is 750 to 900 ° C, if the temperature of the sintered magnet is lower than 800 ° C, a high coercive force cannot be obtained, while the temperature of the sintered magnet is 1100 ° C. When C is exceeded, it can be seen that the maximum energy product and the residual magnetic flux density decrease with the coercive force.
  • the Nd—Fe—B-based sintered magnet used had a composition of 25Nd—2Dy—IB—ICo—0.2A1—0.05 Cu-0. LNb-0. IMo-bal. It was processed into a rectangular parallelepiped shape of X 20 X 40 mm. In this case, Fe, B, Nd, Dy, Co, Al, Cu, Nb, and Mo After blending, an ingot is prepared by a known centrifugal forging method, and once pulverized by a known hydrogen pulverization step, then finely pulverized by a jet mill pulverization step.
  • the sintered magnet 3 is placed so that the average crystal grain size is in the range of 0.5 111 to 25 111. Obtained.
  • the oxygen content in the sintered magnet S was 50 ppm.
  • the surface of the fired magnet S was finished so as to have a surface roughness of 50 m or less, and then washed with acetone.
  • the permanent magnet M was obtained by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1.
  • 100 sintered magnets S are arranged at equal intervals on the mounting portion 21a in the Mo box 2.
  • an alloy of 50Dy50Tb was used as the metal evaporation material, and a 2 mm diameter granular material was placed on the bottom surface of the processing chamber 20 in a total amount of 5 g.
  • the vacuum evacuation means is actuated to temporarily depressurize the vacuum chamber to 1 X 10_ 4 Pa.
  • the heating temperature of the processing chamber 20 by the heating means 3 was set to 975 ° C. Then, after the temperature of the processing chamber 20 reaches 975 ° C., in this state;! ⁇ 72 hours, the above vacuum vapor treatment is performed, and then the heat treatment temperature is set to 400 ° C. and the processing time is set to 90 minutes. A heat treatment was performed.
  • FIG. 15 is a table showing the magnetic characteristics as average values when permanent magnets are obtained under the above conditions. According to this, when the average crystal grain size of the sintered magnet is! ⁇ 5 m, or 7 ⁇ 20 111, the maximum energy product is 51.5MG0e or more, the residual magnetic flux density is 14.4kG or more, It can also be seen that a permanent magnet having a high magnetic property with a coercive force of 28 k0e or more was obtained.
  • the composition is 21Nd-7Pr-1B- 0.
  • Fe 05Cu-0. 05Ga-0. LZr-bal. Fe was used.
  • Fe, B, Nd, Gu, Ga, Zr, and Pr are blended in the above composition ratio, and an alloy of 0.05 mm to 0.5 mm is manufactured by a known strip casting method, and then by a known hydrogen grinding process. Once pulverized, then pulverized by the jet mill pulverization process. Next, the film was magnetically oriented and molded into a predetermined shape with a mold, and then sintered under predetermined conditions to be processed into a 5 ⁇ 20 ⁇ 40 mm rectangular parallelepiped shape.
  • the permanent magnet M was obtained by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1.
  • 10 sintered magnets S were placed at equal intervals on the mounting portion 21a in the Mo box 2.
  • Balta-shaped Dy having a purity of 99.9% was used as the metal evaporation material, and the total amount of 1 g was disposed on the bottom surface of the processing chamber 20.
  • the vacuum evacuation means is operated to temporarily depressurize the vacuum chamber to 1 X 10_ 4 Pa.
  • the heating temperature of the processing chamber 20 by the heating means 3 was set to 950 ° C. Then, after the temperature of the processing chamber 20 reached 950 ° C., the above-described vacuum vapor processing was performed at intervals of 2 hours in a range of 2 to 38 hours in this state. Next, heat treatment was performed at a treatment temperature of 650 ° C. and a treatment time of 2 hours. The vacuum steam processing time (optimum vacuum steam processing time) at which the highest magnetic properties were obtained was determined.
  • Comparative Examples 11a to 11c as a Fe-B-Nd-based sintered magnet containing Co, the composition was 21 Nd-7Pr-lCo-lB-0. 05Cu- 0. 05Ga- 0. lZr-bal. Fe (Comparative Example l la), 2 lNd-7Pr-4Co- lB-0. 05Cu— 0. 05Ga— 0. lZr-bal. Fe (Comparative Example l lb), 21Nd-7Pr-8Co- lB-0. 05Cu — 0. 05Ga— 0. lZr-bal. Fe (Comparative Example 11c) sintered magnets were used.
  • FIG. 16 is a table showing an average value of magnetic characteristics and evaluation of corrosion resistance of the permanent magnets obtained in Example 11 and Comparative Examples 11a to 11c. The magnetic properties before the vacuum vapor treatment of the present invention are also shown.
  • a saturated steam pressure test PCT: pressure tacker test
  • PCT pressure tacker test
  • the permanent magnet of Example 11 did not visually recognize the occurrence of cracks even though it did not contain Co, and had high corrosion resistance. It can be seen that a permanent magnet with a high coercivity of 20.5 k0e on average was obtained by short-time vacuum steam treatment.
  • the composition is 20Nd—7Pr— 1B— 0 ⁇ 2A1-0. 05Ga
  • Fe was caloeed into a 20 x 20 x 40 mm cuboid.
  • Fe, B, Nd, Pr, Al, Ga, Zr, Sn are blended in the above composition ratio, an ingot is prepared by a known centrifugal forging method, and once ground by a known hydrogen grinding process, Finely pulverized by a jet mill.
  • magnetic field orientation was performed to form a predetermined shape with a mold and sintered under predetermined conditions to obtain an average crystal grain size of 5 5 ⁇ .
  • sintered magnets were obtained by rapid cooling after sintering (sample 1) and those subjected to heat treatment in the range of 400 ° C to 700 ° C for 2 hours after sintering (sample 2).
  • the surface was finished and processed to have a surface roughness of 20 am or less, and then washed with acetone.
  • the permanent magnet M was obtained by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1.
  • 100 sintered magnets S are arranged at equal intervals on the mounting portion 21a of the box 2 made of Mo, and Dy with a purity of 99.9% is used as the metal evaporation material V, and the diameter is 5 mm.
  • the granular material was placed on the bottom surface of the processing chamber 20 in a total amount of 20 g.
  • the operating the vacuum evacuation means once pressure of the vacuum chamber to 1 X 10_ 4 Pa in (pressure in the treatment chamber 5 X 10- 3 Pa), the heating temperature of the processing chamber 20 by the heating means 3
  • the temperature was set to 900 ° C., and after the temperature of the processing chamber 20 reached a predetermined temperature, the above processing was performed in this state for 6 hours.
  • the treatment temperature was set to a predetermined temperature, the treatment time was set to 2 hours, and heat treatment was performed.
  • Fig. 17 shows that the temperature of the heat treatment after the vacuum steam treatment is changed in the range of 400 to 700 ° C, It is a table
  • Sample 2 which was heat-treated after sintering, had a low coercive force of 12.1 kOe before being subjected to vacuum vapor treatment, but it was 18 k0e when the heat treatment was performed after vacuum vapor treatment. Therefore, it can be seen that a permanent magnet having a high coercive force of 26.5 k0e was obtained.
  • Nd—Fe—B based sintered magnet the composition is 21Nd—7Pr— 1B— 0 ⁇ 2A1-0. 05Ga -0. LZr-0. IMo-bal. Fe, with average grain size force m A 20 x 20 x 40 mm cuboid was used.
  • permanent magnet M was obtained by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1.
  • 100 sintered magnets S are arranged at equal intervals on the mounting part 21a of the box 2 made of Mo, and Dy having a purity of 99.9% is used as the metal evaporation material V, and the diameter is 10 mm.
  • the granular material was placed on the bottom surface of the processing chamber 20 in a total amount of 20 g.
  • the vacuum evacuation means is actuated to temporarily reduce the vacuum chamber to a predetermined degree of vacuum (the pressure in the processing chamber is approximately half orders of magnitude higher), and the heating temperature of the processing chamber 20 by the heating means 3 is increased.
  • the temperature was set to 900 ° C., and after the temperature of the processing chamber 20 reached 900 ° C., the above treatment was performed in this state for 6 hours.
  • the treatment temperature was set to 550 ° C., the treatment time was set to 2 hours, and heat treatment was performed.
  • Fig. 18 shows the magnet of the permanent magnet when the pressure in the vacuum chamber 11 (adjustment of the degree of opening of the vacuum exhaust valve and the amount of Ar introduced into the vacuum chamber is adjusted as appropriate) is obtained. It is a table
  • the composition is 20Nd—5Pr—3Dy—IB—ICo— 0 ⁇ 1 Al-0. 03Ga-bal. Fe, with an average grain size force of 5-25, 20 x 20 x 40mm shape What was processed into the shape was used. In this case, the surface of the fired magnet S was finished so as to have a surface roughness of 20 m or less, and then washed with acetone.
  • an evaporation chamber communicating with the processing chamber 20 via the communication path is separately provided in the vacuum channel 12.
  • a vacuum vapor processing apparatus (not shown) provided with other heating means for heating the evaporation chamber, a permanent magnet M was obtained by the above vacuum vapor processing.
  • ten sintered magnets S are arranged at equal intervals on the mounting portion 21a of the Mo box 2, and the floor of the evaporation chamber having the same form as the Mo box 2 is placed on the floor.
  • Dy with a purity of 99.9% was used as the metal evaporation material V, and particles with a diameter of lmm were placed in a total amount of 10g.
  • FIG. 19 is a table showing the average value of the magnetic characteristics of the permanent magnet when the heating temperature of the evaporation chamber is changed and the permanent magnet is obtained at a predetermined temperature of the processing chamber 20 (and thus the sintered magnet). It is. According to this, when the temperature of the sintered magnet is in the range of 800 ° C to 1100 ° C, if the evaporation chamber is heated in the range of 800 ° C to 1200 ° C to evaporate Dy, the maximum It can be seen that a permanent magnet having a high magnetic property of about 27 k0e was obtained with an energy product of 47.8 MG 0e or more, a residual magnetic flux density of 14 kG or more, and a coercive force of about 15.9 k0e or more. .
  • the permanent magnet M was obtained by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1.
  • 100 sintered magnets S are arranged at equal intervals on the mounting portion 21a in the Mo box 2.
  • an alloy of 50Dy50Tb was used as the metal evaporation material, and a granular material having a diameter of 2 mm was disposed on the bottom surface of the processing chamber 20 in a total amount of 5 g.
  • the vacuum evacuation means is actuated to temporarily depressurize the vacuum chamber to 1 X 10_ 4 Pa.
  • the heating temperature of the processing chamber 20 by the heating means 3 was set to 975 ° C. Then, after the temperature of the processing chamber 20 reaches 975 ° C., in this state;! ⁇ 72 hours, the above vacuum vapor treatment is performed, and then the heat treatment temperature is set to 400 ° C. and the processing time is set to 90 minutes. A heat treatment was performed.
  • FIG. 20 is a table showing the magnetic characteristics as average values when permanent magnets are obtained under the above conditions. According to this, when the average crystal grain size of the sintered magnet is! ⁇ 5 m, or 7 ⁇ 20 111, the maximum energy product is 51.5MG0e or more, the residual magnetic flux density is 14.4kG or more, It can also be seen that a permanent magnet having a high magnetic property with a coercive force of 28 k0e or more was obtained.
  • the composition is 21Nd-7Pr-1B- 0.
  • the permanent magnet M was obtained by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1.
  • 10 sintered magnets S are equally spaced on the mounting portion 21a in the Mo box 2. I decided to leave myself. Further, Balta-shaped Dy having a purity of 99.9% was used as the metal evaporation material, and the total amount of 1 g was disposed on the bottom surface of the processing chamber 20.
  • the vacuum chamber is temporarily depressurized to 1 X 10_ 4 Pa by operating the vacuum exhaust means.
  • the heating temperature of the processing chamber 20 by the heating means 3 was set to 950 ° C. Then, after the temperature of the processing chamber 20 reached 950 ° C., the above-described vacuum vapor processing was performed at intervals of 2 hours in a range of 2 to 38 hours in this state. Next, heat treatment was performed at a treatment temperature of 650 ° C. and a treatment time of 2 hours. The vacuum steam processing time (optimum vacuum steam processing time) at which the highest magnetic properties were obtained was determined.
  • Comparative Examples 16a to 16c as a Co-containing Fe—B—Nd sintered magnet, the composition was 21 Nd-7Pr-lCo-lB-0. 05Cu— 0. 05Ga— 0. lZr-bal. Fe (Comparative Example 16a), 2 lNd-7Pr-4Co-lB-0. 05Cu— 0. 05Ga— 0. lZr-bal. Fe (Comparative Example 16b), 21Nd-7Pr-8Co-lB-0. 05Cu— 0 05Ga— 0. lZr-bal. Fe (Comparative Example 16c) sintered magnets were used.
  • FIG. 21 is a table showing the average value of magnetic characteristics and the corrosion resistance evaluation of the permanent magnets obtained in Example 16 and Comparative Examples 16a to 16c. The magnetic properties before the vacuum vapor treatment of the present invention are also shown.
  • a saturated steam pressure test PCT: pressure tacker test
  • PCT pressure tacker test
  • the composition is 21Nd—7Pr—1B— 0 ⁇ 2A1-0. 05Ga -0. LZr-0. IMo-bal. A 20 x 20 x 40 mm cuboid was used.
  • the permanent magnet M was obtained by the vacuum vapor treatment using the vacuum vapor treatment apparatus 1.
  • 100 sintered magnets S are arranged at equal intervals on the mounting part 21a of the box 2 made of Mo, and Dy having a purity of 99.9% is used as the metal evaporation material V, and the diameter is 10 mm.
  • the granular material was placed on the bottom surface of the processing chamber 20 in a total amount of 20 g.
  • the vacuum evacuation means is actuated to once reduce the vacuum chamber to a predetermined degree of vacuum (the pressure in the processing chamber becomes approximately half a digit higher), and the heating temperature of the processing chamber 20 by the heating means 3 is increased.
  • the temperature was set to 900 ° C., and after the temperature of the processing chamber 20 reached 900 ° C., the above treatment was performed in this state for 6 hours.
  • the treatment temperature was set to 550 ° C., the treatment time was set to 2 hours, and heat treatment was performed.
  • Fig. 22 shows the magnet of the permanent magnet when the pressure in the vacuum chamber 11 (adjustment of the degree of opening of the vacuum exhaust valve and the amount of Ar introduced into the vacuum chamber is appropriately adjusted) is obtained. It is a table
  • FIG. 1 is a diagram schematically illustrating a cross section of a permanent magnet manufactured according to the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram schematically showing a vacuum processing apparatus for performing the processing of the present invention.
  • 3 A diagram schematically illustrating a cross section of a permanent magnet manufactured by a conventional technique.
  • FIG. 5 is a magnified photograph of the surface of a permanent magnet produced by carrying out the present invention.
  • FIG. 6 is a table showing the magnetic properties of the permanent magnet produced in Example 1.
  • FIG. 7 is a table showing the magnetic characteristics of the permanent magnet produced in Example 2.
  • FIG. 8 is a table showing the magnetic properties of the permanent magnet produced in Example 3.
  • FIG. 9 is a table showing the magnetic characteristics of the permanent magnet produced in Example 4.
  • FIG. 10 is a table showing the magnetic characteristics of the permanent magnet produced in Example 5.
  • FIG. 11 is a table showing the magnetic properties of the permanent magnet produced in Example 6.
  • FIG. 12 is a table showing the magnetic properties of the permanent magnet produced in Example 7.
  • FIG. 13 is a table showing the magnetic properties of the permanent magnet produced in Example 8.
  • FIG. 14 is a table showing the magnetic characteristics of the permanent magnet produced in Example 9.
  • FIG. 15 is a table showing the magnetic properties of the permanent magnet produced in Example 10.
  • FIG. 16 is a table showing the magnetic characteristics of the permanent magnet produced in Example 11.
  • FIG. 17 is a table showing the magnetic properties of the permanent magnet produced in Example 12.
  • FIG. 18 is a table showing the magnetic properties of the permanent magnet produced in Example 13.
  • FIG. 19 is a table showing the magnetic characteristics of the permanent magnet produced in Example 14.
  • FIG. 20 is a table showing the magnetic properties of the permanent magnet produced in Example 15.
  • FIG. 21 is a table showing the magnetic properties of the permanent magnet produced in Example 16.
  • FIG. 22 is a table showing the magnetic properties of the permanent magnet produced in Example 17.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Description

明 細 書
永久磁石及び永久磁石の製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、永久磁石及び永久磁石の製造方法に関し、特に、 Nd Fe B系の焼 結磁石の結晶粒界相に Dyや Tbを拡散させてなる高磁気特性の永久磁石及びこの 永久磁石の製造方法に関する。
背景技術
[0002] Nd Fe B系の焼結磁石（所謂、ネオジム磁石）は、鉄と、安価であって資源的に 豊富で安定供給が可能な Nd、 Bの元素の組み合わせからなることで安価に製造でき ると共に、高磁気特性 (最大エネルギー積はフェライト系磁石の 10倍程度）を有する ことから、電子機器など種々の製品に利用され、近年では、ハイブリッドカー用のモ 一ターや発電機への採用も進んでレ、る。
[0003] 他方、上記焼結磁石のキュリー温度は、約 300°Cと低いことから、採用する製品の 使用状況によっては所定温度を超えて昇温する場合があり、所定温度を超えると、熱 により減磁するという問題がある。また、上記焼結磁石を所望の製品に利用するに際 しては、焼結磁石を所定形状に加工する場合があり、この加工によって焼結磁石の 結晶粒に欠陥（クラック等)や歪などが生じて磁気特性が著しく劣化するという問題が ある。
[0004] 上記問題を解決すベぐ Yb、 Eu、 Smの中力、ら選択された希土類金属を Nd Fe
B系の焼結磁石と混合した状態で処理室内に配置し、この処理室を加熱すること で希土類金属を蒸発させ、蒸発した希土類金属原子を焼結磁石へ収着させ、さらに はこの金属原子を焼結磁石の結晶粒界相に拡散させることで、焼結磁石表面並び に結晶粒界相に希土類金属を均一かつ所望量導入して、磁化および保磁力を向上 または回復させることが知られている（特許文献 1)。
[0005] 他方、希土類金属のうち Dy、 Tbは、 Ndより大き!/、4f電子の磁気異方性を有し、 N dと同じく負のステイーブンス因子を持つことで、主相の結晶磁気異方性を大きく向上 させることが知られている。但し、焼結磁石作製の際に Dyや Tbを添加したのでは、 D y、Tbは主相結晶格子中で Ndと逆向きのスピン配列をするフェリ磁性構造を取ること から磁界強度、ひいては、磁気特性を示す最大エネルギー積が大きく低下する。こ のことから、 Dy、 Tbを用い、上記方法によって、特に結晶粒界相に Dy、 Tbを均一か つ所望量導入することが提案される。
特許文献 1：特開 2004— 296973号公報 (例えば、特許請求の範囲の記載参照） 発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0006] しかしながら、上記方法を用いて焼結磁石表面にも Dyや Tbが存するように（つまり 、焼結磁石表面に Dyや Tbの薄膜が形成されるように）、蒸発した Dy、 Tbの金属原 子が供給されると、焼結磁石表面で堆積した金属原子が再結晶し、焼結磁石表面を 著しく劣化させる (表面粗さが悪くなる）という問題が生じる。希土類金属と焼結磁石と を混合した状態で配置した上記方法では、金属蒸発材料を加熱した際に溶けた希 土類金属が直接焼結磁石に付着することで薄膜の形成や突起の形成が避けられな い。
[0007] また、焼結磁石表面に Dy、 Tbの薄膜が形成されるように焼結磁石表面に過剰に 金属原子が供給されると、処理中に加熱されている焼結磁石表面に堆積し、 Dyや T bの量が増えることで表面付近の融点が下がり、表面に堆積した Dy、 Tbが溶けて特 に焼結磁石表面に近い結晶粒内に過剰に進入する。結晶粒内に過剰に進入した場 合、上述したように Dy、 Tbは主相結晶格子中で Ndと逆向きのスピン配列をするフエ リ磁性構造を取ることから、磁化および保磁力を効果的に向上または回復させること ができない虞がある。
[0008] つまり、焼結磁石表面に Dyや Tbの薄膜が一度形成されると、その薄膜に隣接した 焼結磁石表面の平均組成が Dyや Tbの希土類リッチ組成となり、希土類リッチ組成 になると、液相温度が下がり、焼結磁石表面が溶けるようになる（即ち、主相が溶けて 液相の量が増加する）。その結果、焼結磁石表面付近が溶けて崩れ、凹凸が増加す ることになる。その上、 Dyが多量の液相と共に結晶粒内に過剰に侵入し、磁気特性 を示す最大エネルギー積及び残留磁束密度がさらに低下する。
[0009] 焼結磁石の表面に薄膜や突起が形成されて表面が劣化したり（表面粗さが悪くな る）、焼結磁石の表面に近い結晶粒内に Dy、 Tbが過剰に進入した場合、この永久 磁石を所望の製品に利用するに際しては、これらを除去する仕上げ加工（後工程）が 必要になり、これでは、歩留まりも悪ぐ生産工程が増えて、コスト高を招く。
[0010] そこで、上記点に鑑み、本発明の第一の目的は、 Nd Fe B系の焼結磁石表面 を劣化させることなぐ結晶粒界相に Dy、 Tbを効率よく拡散できて磁化および保磁 力を効果的に向上または回復でき、後工程が不要な永久磁石の製造方法を提供す ることにある。また、本発明の第二の目的は、所定形状の Nd Fe— B系の焼結磁石 の結晶粒界相のみに Dy、 Tbが効率よく拡散し、高い磁気特性及び強い耐食性を有 する永久磁石を提供することにある。
課題を解決するための手段
[0011] 上記課題を解決するために、請求項 1記載の永久磁石の製造方法は、処理室内に 鉄 ホウ素 希土類系の焼結磁石を配置して所定温度に加熱すると共に、同一また は他の処理室内に配置した Dy、Tbの少なくとも一方からなる金属蒸発材料を蒸発さ せ、この蒸発した金属原子の焼結磁石表面への供給量を調節してこの金属原子を 付着させ、この付着した金属原子を焼結磁石表面に金属蒸発材料からなる薄膜が形 成される前に焼結磁石の結晶粒界相に拡散させることを特徴とする。
[0012] 本発明によれば、蒸気化した Dy、 Tbの少なくとも一方からなる金属原子力 S、所定 温度まで加熱された焼結磁石表面に供給されて付着する。その際、焼結磁石を最適 な拡散速度が得られる温度に加熱すると共に、焼結磁石表面への Dy、 Tbの供給量 を調節したため、表面に付着した金属原子は、薄膜を形成する前に焼結磁石の結晶 粒界相に順次拡散されて行く。即ち、焼結磁石表面への Dy、 Tbの供給と焼結磁石 の結晶粒界相への拡散とがー度の処理で行われる。従って、永久磁石表面が劣化 する（表面粗さが悪くなる）ことが防止され、また、特に焼結磁石表面に近い粒界内に Dyや Tbが過剰に拡散することが抑制される。
[0013] これにより、永久磁石の表面状態は、上記処理を実施する前の状態と略同一であり 、別段の後工程は不要である。また、 Dyや Tbを焼結磁石の結晶粒界相に拡散させ て均一に行き渡らせることで、結晶粒界相に Dy、 Tbのリッチ相（Dy、 Tbを 5〜80% の範囲で含む相）を有し、さらには結晶粒の表面付近にのみ Dyや Tbが拡散し、その 結果、磁化および保磁力が効果的に向上または回復した高磁気特性の永久磁石が 得られる。さらに、焼結磁石の加工時に焼結磁石表面付近の結晶粒に欠陥（クラック )が生じている場合には、そのクラックの内側に Dy、 Tbのリッチ相が形成されて、磁 化および保磁力を回復できる。
[0014] 本発明においては、前記処理室内に、鉄 ホウ素 希土類系の焼結磁石及び Dy を主成分とする金属蒸発材料を配置した場合、前記処理室を、減圧下で 800〜； 105 0°Cの範囲内の温度に加熱することが好ましい。これによれば、処理室内の温度を 8 00〜； 1050°Cの範囲に設定することで、金属蒸発材料の蒸気圧が低ぐ焼結磁石表 面への金属原子の供給量が抑制されると共に、拡散速度が早くなる温度に焼結磁石 が加熱されることで、焼結磁石表面に付着した Dy原子が、焼結磁石表面で Dyから なる薄膜を形成する前に焼結磁石の結晶粒界相に拡散されて均一に行き渡る。
[0015] 尚、処理室の温度が 800°Cより低いと、結晶粒界相に Dyが拡散されて均一に行き 渡るように、焼結磁石表面に Dy原子を供給できる蒸気圧に達しない。また、焼結磁 石表面に付着した Dy原子の結晶粒界層への拡散速度が遅くなる。他方、 1050°Cを 超えた温度では、 Dyの蒸気圧が高くなつて蒸気雰囲気中の Dy原子が焼結磁石表 面に過剰に供給される。また、 Dyが結晶粒内に過剰に拡散する虞があり、 Dyが結晶 粒内に過剰に拡散すると、結晶粒内の磁化を大きく下げるため、最大エネルギー積 及び残留磁束密度がさらに低下することになる。
[0016] 他方で、前記処理室内に、鉄 ホウ素 希土類系の焼結磁石及び Tbを主成分と する金属蒸発材料を配置した場合、前記処理室を、減圧下で 900〜； 1150°Cの範囲 内の温度に加熱することが好ましい。これによれば、上記同様、焼結磁石表面に付 着した Tb原子力 S、焼結磁石表面で Tbからなる薄膜を形成する前に焼結磁石の結晶 粒界相に拡散されて均一に行き渡り、結晶粒界相に Tbのリッチ相を有し、さらには結 晶粒の表面付近にのみ Tbが拡散し、その結果、磁化および保磁力が効果的に向上 または回復した高磁気特性の永久磁石が得られる。
[0017] 尚、処理室の温度が 900°Cより低いと、結晶粒界相に Tb原子が拡散されて均一に 行き渡るように、焼結磁石表面に Tb原子を供給できる蒸気圧に達しない。他方、 11 50°Cを超えた温度では、 Tbの蒸気圧が高くなつて蒸気雰囲気中の Tb原子が焼結 磁石表面に過剰に供給される。
[0018] また、本発明においては、前記処理室内に鉄 ホウ素 希土類系の焼結磁石を配 置してこの焼結磁石を 800〜； 1100°Cの範囲内に加熱し、同一または他の処理室内 に設置した Dy、 Tbの少なくとも一方を含む金属蒸発材料を加熱して蒸発させ、この 蒸発した金属原子を焼結磁石表面に供給して付着させるようにしてもよい。これによ れば、焼結磁石を 800〜； 1100°Cの範囲の温度に加熱、保持したため、拡散速度を 早くでき、焼結磁石表面に付着した Dy、 Tbは順次焼結磁石の結晶粒界相に効率よ く拡散されること力でさる。
[0019] 尚、焼結磁石の温度が 800°Cより低いと、焼結磁石の結晶粒界相に拡散させて均 一に行き渡らせる程度の拡散速度が得られないため、焼結磁石表面に金属蒸発材 料からなる薄膜が形成される虞がある。他方、 1100°Cを超えた温度では、 Dyや Tb が焼結磁石の主相である結晶粒内に進入し、結局、焼結磁石を得る際に Dyや Tbを 添加したものと同じなり、磁界強度、ひいては、磁気特性を示す最大エネルギー積が 大きく低下する虞がある。
[0020] さらに、本発明においては、前記処理室に鉄 ホウ素 希土類系の焼結磁石を配 置し、当該焼結磁石を所定温度に加熱して保持した後、同一または他の処理室内に 設置した Dy、 Tbの少なくとも一方を含む金属蒸発材料を 800°C〜； 1200°Cの範囲 内で加熱して蒸発させ、この蒸発した金属原子を焼結磁石表面に供給して付着させ るようにしてもよい。これによれば、金属蒸発材料を 800°C〜1200°Cの範囲で加熱 して蒸発させるため、そのときの蒸気圧に応じて焼結磁石表面に、過不足なく Dyや T bの金属原子が供給される。
[0021] 尚、金属蒸発材料の加熱温度が 800°Cより低いと、結晶粒界相に Dyや Tbを拡散 させて均一に行き渡らせるように焼結磁石 S表面に Dyや Tbの金属原子を供給できる 蒸気圧に達しない。他方、 1200°Cを超えた温度では、金属蒸発材料の蒸気圧が高 くなりすぎ、蒸気雰囲気中の Dyや Tbの金属原子が焼結磁石 S表面に過剰に供給さ れて、焼結磁石表面に金属蒸発材料力 なる薄膜が形成される虞がある。
[0022] 前記焼結磁石と金属蒸発材料とを離間して配置しておけば、金属蒸発材料を蒸発 させるとき、溶けた金属蒸発材料が直接焼結磁石に付着することが防止できてよい。 [0023] 焼結磁石表面に Dy、 Tbの薄膜が形成される前に金属蒸発材料をその結晶粒界 相に拡散させるためには、前記処理室内に設置される焼結磁石の表面積の総和に 対する金属蒸発材料の表面積の総和の比率を、 1 X 10— 4から 2 X 103の範囲に設定 することが好ましい。
[0024] また、前記処理室内に配置される前記金属蒸発材料の比表面積を変化させて一 定温度下における蒸発量を増減すれば、例えば Dy、 Tbの焼結磁石表面への供給 量を増減する別個の部品を処理室内に設ける等、装置の構成を変えることなぐ簡単 に焼結磁石表面への供給量の調節ができてょレ、。
[0025] Dyや Tbを結晶粒界相に拡散させる前に焼結磁石表面に吸着した汚れ、ガスや水 分を除去するために、前記焼結磁石を収納した処理室の加熱に先立って、処理室 内を所定圧力に減圧して保持することが好ましい。
[0026] この場合、表面に吸着した汚れ、ガスや水分の除去を促進するために、前記処理 室を所定圧力に減圧した後、処理室内を所定温度に加熱して保持することが好まし い。
[0027] 他方、 Dyや Tbを結晶粒界相に拡散させる前に焼結磁石表面の酸化膜を除去す ベぐ前記焼結磁石を収納した処理室の加熱に先立って、プラズマによる前記焼結 磁石表面のクリーニングを行うことが好ましい。
[0028] また、前記焼結磁石の結晶粒界相に Dyや Tbを拡散させた後、上記温度より低!/、 所定温度下で熱処理を施すようにすれば、磁化および保磁力がさらに向上または回 復した高磁気特性の永久磁石が得られる。
[0029] 前記焼結磁石が、 1 μ m〜5 μ mまたは 7 μ m〜20 μ mの範囲の平均結晶粒径を 有すること力 S好ましい。平均結晶粒径を 7 m以上とすると、磁界成形時の回転力が 大きくなり、配向度が良ぐその上、結晶粒界相の表面積が小さくなることで、焼結磁 石の表面に付着した Dy、 Tbを効率よく拡散でき、その結果、非常に高い保磁力を有 する永久磁石が得られる。
[0030] 尚、平均結晶粒径が 25 11 mを超えると、結晶粒界に異なる結晶方位を含んだ粒子 の割合が極端に多くなつて配向度が悪くなり、その結果、永久磁石の最大エネルギ 一積、残留磁束密度、保磁力がそれぞれ低下する。他方、平均結晶粒径を 5 ΐη未 満とすると、単磁区結晶粒の割合が多くなり、その結果、非常に高い保磁力を有する 永久磁石が得られる。平均結晶粒径が より小さくなると、結晶粒界が細かく複 雑になることから、 Dy、 Tbを効率よく拡散できない。
[0031] また、前記焼結磁石は Coを含有しないものであることが好ましい。従来のネオジム 磁石では防鯖対策が必要になることから Coを添加していた力 S、焼結磁石の表面に付 着した Dy、 Tbの少なくとも一方を拡散させる際に、焼結磁石の結晶粒界に Coを含 む金属間化合物がないため、焼結磁石表面に付着した Dy、 Tbの金属原子を効率よ く拡散できる。その上、 Ndと比較して極めて高い耐食性、耐候性を有する Dyや Tbの リッチ相が、焼結磁石の加工時に焼結磁石表面付近の結晶粒に生じた欠陥（クラック )の内側や結晶粒界相に形成されることで、 Coを用いることなぐ極めて強い耐食性 、耐候性を有する永久磁石となる。
[0032] また、上記課題を解決するために、請求項 15記載の永久磁石は、鉄 ホウ素一希 土類系の焼結磁石を有し、 Dy、 Tbの少なくとも一方からなる金属蒸発材料を蒸発さ せ、この蒸発した金属原子の焼結磁石表面への供給量を調節してこの金属原子を 付着させ、この付着した金属原子を焼結磁石表面に金属蒸発材料からなる薄膜が形 成される前に焼結磁石の結晶粒界相に拡散させてなることを特徴とする。
[0033] この場合、前記焼結磁石が、 1 μ m〜5 μ mまたは 7 μ m〜20 μ mの範囲の平均結 晶粒径を有することが好ましレ、。
[0034] また、前記焼結磁石は、 Coを含有しな!/、ものであることが好まし!/、。
発明の効果
[0035] 以上説明したように、本発明の永久磁石の製造方法は、 Nd Fe B系の焼結磁 石表面を劣化させることなぐ結晶粒界相に Dy、 Tbを効率よく拡散できて磁化およ び保磁力を効果的に向上または回復でき、焼結磁石表面への Dy、 Tbの供給と焼結 磁石の結晶粒界相への拡散とがー度の処理で行われること及び後工程が不要にな ることが相俟って、生産性がよいという効果を奏する。また、本発明の永久磁石は、高 V、磁気特性及び強!/、耐食性を有するとレ、う効果を奏する。
発明を実施するための最良の形態
[0036] 図 1及び図 2を参照して説明すれば、本発明の永久磁石 Mは、所定形状に加工さ れた Nd— Fe— B系の焼結磁石 Sの表面に、 Dy、 Tbの少なくとも一方を含む金属蒸 発材料 Vを蒸発させ、蒸発した金属原子を付着させ、焼結磁石 Sの結晶粒界相に拡 散させて均一に行き渡らせる一連の処理 (真空蒸気処理)を同時に行って作製され
[0037] 出発材料である Nd— Fe— B系の焼結磁石 Sは、公知の方法で次のように作製され ている。即ち、 Fe、 B、 Ndを所定の組成比で配合して、公知のストリップキャスト法に より 0. 05mm〜0. 5mmの合金を先ず作製する。他方で、公知の遠心鍀造法で 5m m程度の厚さの合金を作製するようにしてもよい。また、配合の際、 Cu、 Zr、 Dy、 Tb 、 Alや Gaを少量添加してもよい。次いで、作製した合金を、公知の水素粉砕工程に より一旦粉砕し、引き続き、ジェットミル微粉砕工程により微粉砕する。
[0038] 次レ、で、磁界配向して金型で直方体や円柱など所定形状に成形した後、所定の条 件下で焼結させて上記焼結磁石が作製される。焼結後、この焼結磁石に対し、所定 温度（400°C〜700°Cの範囲）下で、所定時間（例えば、 2時間）、焼結磁石 Sの歪を 除去する熱処理を施しておけば、真空蒸気処理を施したとき、一層磁気特性を高め ることができてよい。
[0039] また、焼結磁石 Sの作製の各工程において条件をそれぞれ最適化し、焼結磁石 S の平均結晶粒径が 1 μ m〜5 μ mの範囲、または 7 μ m〜20 μ mの範囲となるように するとよい。平均結晶粒径を 7 in以上とすると、磁界成形時の回転力が大きくなると 共に配向度が良ぐその上、結晶粒界の表面積が小さくなり、短時間で Dy、 Tbの少 なくとも一方を効率よく拡散できて高い保磁力を有する永久磁石 Mが得られる。尚、 平均結晶粒径が 25 mを超えると、一つの結晶粒子の中に異なる結晶方位を含ん だ粒子の割合が極端に多くなつて配向度が悪くなり、その結果、永久磁石の最大工 ネルギ一積、残留磁束密度、保磁力がそれぞれ低下する。
[0040] 他方、平均結晶粒径を 511 m未満とすると、単磁区結晶粒の割合が多くなり、その 結果、非常に高い保磁力を有する永久磁石が得られる。平均結晶粒径力 mより 小さくなると、結晶粒界が細力べ複雑になることから拡散工程を実施するのに必要な 時間が極端に長くなり、生産性が悪い。
[0041] 金属蒸発材料 Vとしては、主相の結晶磁気異方性を大きく向上させる Dy及び Tbま たはこれらの少なくとも一方を含む合金を用いることができ、その際、保磁力を一層 高めるためには、 Nd、 Pr、 Al、 Cu及び Ga等が含められる。この場合、金属蒸発材料 Vは、所定の混合割合で配合し、例えばアーク溶解炉を用いてバルタ状の合金を得 て、後述の処理室に配置すればよい。
[0042] 図 2に示すように、上記処理を実施する真空蒸気処理装置 1は、ターボ分子ポンプ 、クライオポンプ、拡散ポンプなどの真空排気手段 11を介して所定圧力（例えば 1 X 10_5Pa)まで減圧して保持できる真空チャンバ 12を有する。真空チャンバ内 12には 、上面を開口した直方体形状の箱部 21と、開口した箱部 21の上面に着脱自在な蓋 部 22とからなる箱体 2が設置される。
[0043] 蓋部 22の外周縁部には下方に屈曲させたフランジ 22aがその全周に亘つて形成さ れ、箱部 21の上面に蓋部 22を装着すると、フランジ 22aが箱部 21の外壁に嵌合して (この場合、メタルシールなどの真空シールは設けていない）、真空チャンバ 11と隔 絶された処理室 20が画成される。そして、真空排気手段 11を介して真空チャンバ 12 を所定圧力（例えば、 1 X 10— 5Pa)まで減圧すると、処理室 20が真空チャンバ 12より 略半桁高い圧力（例えば、 5 X 10— 4Pa)まで減圧されるようになっている。
[0044] 処理室 20の容積は、蒸発金属材料の平均自由行程を考慮して蒸気雰囲気中の金 属原子が直接または衝突を繰返して複数の方向から焼結磁石 Sに供給されるように 設定されている。また、箱部 21及び蓋部 22の壁面の肉厚は、後述する加熱手段に よって加熱されたとき、熱変形しないように設定され、金属蒸発材料と反応しない材 料から構成されている。
[0045] 即ち、金属蒸発材料 Vが Dy、 Tbであるとき、一般の真空装置でよく用いられる A12 03を用いると、蒸気雰囲気中の Dy、Tbと Al Oが反応してその表面に反応生成物
2 3
を形成すると共に、 A1原子が Dyや Tbの蒸気雰囲気中に侵入する虞がある。このた め、箱体 2を、例えば、 Mo、 W、 V、 Taまたはこれらの合金（希土類添加型 Mo合金、 Ti添加型 Mo合金などを含む）や CaO、 Y O、或いは希土類酸化物から製作するか
2 3
、またはこれらの材料を他の断熱材の表面に内張膜として成膜したものから構成して いる。また、処理室 20内で底面から所定の高さ位置には、例えば Mo製の複数本の 線材 (例えば Φ 0. ；!〜 10mm)を格子状に配置することで載置部 21aが形成され、こ の載置部 21aに複数個の焼結磁石 Sを並べて載置できるようになつている。他方、金 属蒸発材料 Vは、処理室 20の底面、側面または上面等に適宜配置される。
[0046] また、真空チャンバ 12には、加熱手段 3が設けられている。加熱手段 3は、箱体 2と 同様に Dy、 Tbの金属蒸発材料と反応しない材料製であり、例えば、箱体 2の周囲を 囲うように設けられ、内側に反射面を備えた Mo製の断熱材と、その内側に配置され 、 Mo製のフィラメントを有する電気加熱ヒータとから構成される。そして、減圧下で箱 体 2を加熱手段 3で加熱し、箱体 2を介して間接的に処理室 20内を加熱することで、 処理室 20内を略均等に加熱できる。
[0047] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、本発明の方法を実施した永久磁石 Mの製 造について説明する。先ず、箱部 21の載置部 21aに上記方法で作製した焼結磁石 Sを載置すると共に、箱部 21の底面に金属蒸発材料 Vである Dyを設置する（これに より、処理室 20内で焼結磁石 Sと金属蒸発材料が離間して配置される）。次いで、箱 部 21の開口した上面に蓋部 22を装着した後、真空チャンバ 12内で加熱手段 3によ つて周囲を囲まれる所定位置に箱体 2を設置する（図 2参照）。そして、真空排気手 段 11を介して真空チャンバ 12を所定圧力（例えば、 1 X 10— 4Pa)に達するまで真空 排気して減圧し、（処理室 20は略半桁高い圧力まで真空排気される）、真空チャンバ 12が所定圧力に達すると、加熱手段 3を作動させて処理室 20を加熱する。
[0048] 減圧下で処理室 20内の温度が所定温度に達すると、処理室 20の底面に設置した Dyが、処理室 20と略同温まで加熱されて蒸発を開始し、処理室 20内に Dy蒸気雰 囲気が形成される。 Dyが蒸発を開始した場合、焼結磁石 Sと Dyとを離間して配置し たため、溶けた Dyは、表面 Ndリッチ相が溶けた焼結磁石 Sに直接付着することはな い。そして、 Dy蒸気雰囲気中の Dy原子が、直接または衝突を繰返して複数の方向 から、 Dyと略同温まで加熱された焼結磁石 S表面に向力 て供給されて付着し、こ の付着した Dyが焼結磁石 Sの結晶粒界相に拡散されて永久磁石 Mが得られる。
[0049] ところで、図 3に示すように、 Dy層（薄膜) L1が形成されるように、 Dy蒸気雰囲気中 の Dy原子が焼結磁石 Sの表面に供給されると、焼結磁石 S表面で付着して堆積した Dyが再結晶したとき、永久磁石 M表面を著しく劣化させ (表面粗さが悪くなる）、また 、処理中に略同温まで加熱されている焼結磁石 S表面に付着して堆積した Dyが溶 解して焼結磁石 S表面に近い領域 Rlにおける粒界内に過剰に拡散し、磁気特性を 効果的に向上または回復させることができない。
[0050] つまり、焼結磁石 S表面に Dyの薄膜が一度形成されると、薄膜に隣接した焼結磁 石表面 Sの平均組成は Dyリッチ組成となり、 Dyリッチ組成になると、液相温度が下が り、焼結磁石 S表面が溶けるようになる（即ち、主相が溶けて液相の量が増加する）。 その結果、焼結磁石 S表面付近が溶けて崩れ、凹凸が増加することとなる。その上、 Dyが多量の液相と共に結晶粒内に過剰に侵入し、磁気特性を示す最大エネルギー 積及び残留磁束密度がさらに低下する。
[0051] 本実施の形態では、焼結磁石の;!〜 10重量％の割合で、単位体積当たりの表面 積（比表面積）が小さ!/、バルタ状（略球状）の Dyを処理室 20の底面に配置し、一定 温度下における蒸発量を減少させるようにした。それに加えて、金属蒸発材料 Vが D yであるとき、加熱手段 3を制御して処理室 20内の温度を 800°C〜； 1050°C、好ましく は 900°C〜； 1000°Cの範囲に設定することとした（例えば、処理室内温度が 900°C 1000°Cのとき、 Dyの飽和蒸気圧は約 1 X 10 1 X 10— &となる）。
[0052] 処理室 20内の温度（ひいては、焼結磁石 Sの加熱温度）が 800°Cより低いと、焼結 磁石 S表面に付着した Dy原子の結晶粒界層への拡散速度が遅くなり、焼結磁石 S 表面に薄膜が形成される前に焼結磁石の結晶粒界相に拡散させて均一に行き渡ら せることができない。他方、 1050°Cを超えた温度では、 Dyの蒸気圧が高くなつて蒸 気雰囲気中の Dy原子が焼結磁石 S表面に過剰に供給される。また、 Dyが結晶粒内 に拡散する虞があり、 Dyが結晶粒内に拡散すると、結晶粒内の磁化を大きく下げる ため、最大エネルギー積及び残留磁束密度がさらに低下することになる。
[0053] 焼結磁石 S表面に Dyの薄膜が形成される前に Dyをその結晶粒界相に拡散させる ために、処理室 20の載置部 21aに設置した焼結磁石 Sの表面積の総和に対する処 理室 20の底面に設置したバルタ状の Dyの表面積の総和の比率が、 1 X 10_4 2 X 103の範囲になるように設定する。 1 X 1CT4 2 X 103の範囲以外の比率では、焼結 磁石 S表面に Dyや Tbの薄膜が形成される場合があり、また、高い磁気特性の永久 磁石が得られない。この場合、上記比率が 1 X 10_3から 1 X 103の範囲が好ましぐま た、上記比率が 1 X 10— 2から 1 X 102の範囲がより好ましい。 [0054] これにより、蒸気圧を低くすると共に Dyの蒸発量を減少させることで、焼結磁石 Sへ の Dy原子の供給量が抑制されることと、焼結磁石 Sの平均結晶粒径を所定範囲に 揃えつつ焼結磁石 Sを所定温度範囲で加熱することによって拡散速度が早くなること とが相俟って、焼結磁石 S表面に付着した Dy原子を、焼結磁石 S表面で堆積して D y層 (薄膜)を形成する前に焼結磁石 Sの結晶粒界相に効率よく拡散させて均一に行 き渡らせることができる（図 1参照）。その結果、永久磁石 M表面が劣化することが防 止され、また、焼結磁石表面に近い領域の粒界内に Dyが過剰に拡散することが抑 制され、結晶粒界相に Dyリッチ相（Dyを 5〜80%の範囲で含む相）を有し、さらには 結晶粒の表面付近にのみ Dyが拡散することで、磁化および保磁力が効果的に向上 または回復し、その上、仕上げ加工が不要な生産性に優れた永久磁石 Mが得られる
〇
[0055] ところで、図 4に示すように、上記焼結磁石を作製した後、ワイヤーカット等により所 望形状に加工すると、焼結磁石表面の主相である結晶粒にクラックが生じて磁気特 性が著しく劣化する場合があるが（図 4 (a)参照）、上記真空蒸気処理を施すと、表面 付近の結晶粒のクラックの内側に Dyリッチ相が形成されて（図 4 (b)参照）、磁化およ び保磁力が回復する。
[0056] また、従来のネオジム磁石では防鯖対策が必要になることから Coを添加していた 力 Ndと比較して極めて高い耐食性、耐候性を有する Dyのリッチ相が表面付近の 結晶粒のクラックの内側や結晶粒界相に存することで、 Coを用いることなぐ極めて 強い耐食性、耐候性を有する永久磁石となる。尚、焼結磁石の表面に付着した Dyを 拡散させる場合、焼結磁石 Sの結晶粒界に Coを含む金属間化合物がないため、焼 結磁石 S表面に付着した Dy、 Tbの金属原子はさらに効率よく拡散される。
[0057] 最後に、上記処理を所定時間（例えば、 4〜48時間）だけ実施した後、加熱手段 3 の作動を停止させると共に、図示しないガス導入手段を介して処理室 20内に 10KP aの Arガスを導入し、金属蒸発材料 Vの蒸発を停止させ、処理室 20内の温度を例え ば 500°Cまで一旦下げる。引き続き、加熱手段 3を再度作動させ、処理室 20内の温 度を 450°C〜650°Cの範囲に設定し、一層保磁力を向上または回復させるために、 熱処理を施す。最後に、略室温まで急冷し、箱体 2を取り出す。 [0058] 尚、本実施の形態では、箱部 21に焼結磁石 Sと共に配置する金属蒸発材料として Dyを用いるものを例として説明した力 S、最適な拡散速度を早くできる焼結磁石 Sの加 熱温度範囲（900°C〜； 1000°Cの範囲）で、蒸気圧が低い Tbを用いることができる。 箱部 21に焼結磁石 Sと共に配置する金属蒸発材料 Vが Tbである場合、蒸発室を 90 0°C〜； 1150°Cの範囲で加熱すればよい。 900°Cより低い温度では、焼結磁石 S表面 に Tb原子を供給できる蒸気圧に達しない。他方、 1150°Cを超えた温度では、 Tbが 結晶粒内に過剰に拡散してしまい、最大エネルギー積及び残留磁束密度を低下さ せる。
[0059] また、一定温度下における蒸発量を減少させるために比表面積が小さいバルタ状 の金属蒸発材料 Vを用いることとした力 S、これに限定されるものではなぐ例えば、箱 部 21内に断面凹状の受皿を設置し、受皿内に顆粒状またはバルタ状の金属蒸発材 料 Vを収納することで比表面積を減少させるようにしてもよぐさらに、受皿に金属蒸 発材料 Vを収納した後、複数の開口を設けた蓋（図示せず）を装着するようにしてもよ い。
[0060] また、本実施の形態では、処理室 20内に焼結磁石 Sと金属蒸発材料 Vとを配置し たものにつ!/、て説明したが、焼結磁石 Sと金属蒸発材料 Vとを異なる温度で加熱でき るように、例えば、真空チャンバ 12内に、処理室 20とは別個に蒸発室（他の処理室： 図示せず）を設けると共に蒸発室を加熱する他の加熱手段を設け、蒸発室で金属蒸 発材料を蒸発させた後、処理室 20と蒸発室とを連通する連通路を介して、処理室 20 内の焼結磁石に、蒸気雰囲気中の金属原子が供給されるようにしてもよい。
[0061] この場合、金属蒸発材料 Vが Dyを主成分とする場合、蒸発室を 700°C〜； 1050°C ( 700°C〜； 1050°Cのとき、 Dyの飽和蒸気圧は約 1 X 10 1 X 10 1 Paになる）の範 囲で加熱すればよい。 700°Cより低い温度では、結晶粒界相に Dyが拡散されて均 一に行き渡るように、焼結磁石 S表面に Dyを供給できる蒸気圧に達しない。他方、金 属蒸発材料 Vが Tbを主成分とする場合、蒸発室を 900°C〜； 1200°Cの範囲で加熱 すればよい。 900°Cより低い温度では、焼結磁石 S表面に Tb原子を供給できる蒸気 圧に達しない。他方、 1200°Cを超えた温度では、 Tbが結晶粒内に拡散してしまい、 最大エネルギー積及び残留磁束密度を低下させる。 [0062] 上記のように焼結磁石 Sと金属蒸発材料 Vとを異なる温度で加熱できる場合、焼結 磁石は 800〜； 1100°Cの範囲内で加熱し、保持すればよい。これにより、拡散速度を 早くでき、焼結磁石表面に付着した Dy、 Tbは順次焼結磁石の結晶粒界相に効率よ く拡散されること力できる。尚、焼結磁石の温度が 800°Cより低いと、焼結磁石の結晶 粒界相に拡散させて均一に行き渡らせる程度の拡散速度が得られないため、焼結磁 石表面に金属蒸発材料からなる薄膜が形成される虞がある。他方、 1100°Cを超えた 温度では、 Dyや Tbが焼結磁石の主相である結晶粒内に進入し、結局、焼結磁石を 得る際に Dyや Tbを添加したものと同じなり、磁界強度、ひいては、磁気特性を示す 最大エネルギー積が大きく低下する虞がある。
[0063] また、 Dyや Tbを結晶粒界相に拡散させる前に焼結磁石 S表面に吸着した汚れ、ガ スゃ水分を除去するために、真空排気手段 11を介して真空チャンバ 12を所定圧力（ 例えば、 1 X 10— 5Pa)まで減圧し、処理室 20が真空チャンバ 12より略半桁高い圧力 (例えば、 5 X 10_4Pa)まで減圧した後、所定時間保持するようにしてもよい。その際 、加熱手段 3を作動させて処理室 20内を例えば 100°Cに加熱し、所定時間保持する ようにしてもよい。
[0064] 他方、真空チャンバ 12内で、 Arまたは Heプラズマを発生させる公知構造のプラズ マ発生装置（図示せず）を設け、真空チャンバ 12内での処理に先だってプラズマに よる焼結磁石 S表面のクリーニングの前処理が行われるようにしてもよい。同一の処 理室 20内に焼結磁石 Sと金属蒸発材料 Vとを配置する場合、公知の搬送ロボットを 真空チャンバ 12内に設置し、真空チャンバ 12内で蓋部 22をタリ一ユング終了後に 装着するようにすればよい。
[0065] さらに、本実施の形態では、箱部 21の上面に蓋部 22を装着して箱体 2を構成する ものにつ!/、て説明したが、真空チャンバ 12と隔絶されかつ真空チャンバ 12を減圧す るのに伴って処理室 20が減圧されるものであれば、これに限定されるものではなぐ 例えば、箱部 21に焼結磁石 Sを収納した後、その上面開口を例えば Mo製の薄で覆 うようにしてもよい。他方、例えば、真空チャンバ 12内で処理室 20を密閉できるように し、真空チャンバ 12とは独立して所定圧力に保持できるように構成してもよい。
[0066] 尚、焼結磁石 Sとしては、酸素含有量が少な!/、程、 Dyや Tbの結晶粒界相への拡 散速度が早くなるため、焼結磁石 S自体の酸素含有量が 3000ppm以下、好ましくは 2000ppm以下、より好ましくは lOOOppm以下であればよい。
実施例 1
[0067] Nd— Fe— B系の焼結磁石として、組成が 30Nd— 1B— 0. lCu— 2Co— bal. Fe 、焼結磁石 S自体の酸素含有量が 500ppm及び平均結晶粒径が 3 μ mで、 φ 10 X 5mmの円柱形状に加工したものを用いた。この場合、焼成磁石 Sの表面を 20 m 以下の表面荒さを有するように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。
[0068] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記方法によって焼成磁石 S表面に Dy原 子を付着させ、焼成磁石 S表面に Dyの薄膜が形成される前に結晶粒界相に拡散さ せて永久磁石 Mを得た (真空蒸気処理)。この場合、処理室 20内の載置部 21aに焼 結磁石 Sを載置すると共に、金属蒸発材料として、純度 99. 9%の Dyを用い、 lgの 総量でバルタ状のものを処理室 20の底面に配置した。
[0069] 次いで、真空排気手段を作動させて真空チャンバを 1 X 10_4Paまで一旦減圧する
(処理室内の圧力は 5 X 10— 3Pa)と共に、加熱手段 3による処理室 20の加熱温度を 975°Cに設定した。そして、処理室 20の温度が 975°Cに達した後、この状態で 12時 間、上記真空蒸気処理を行った。
(比較例 1)
[0070] 比較例 1として、 Moボードを用いた従来の抵抗加熱式の蒸着装置 (VFR— 200M /アルバック機ェ株式会社製）を用い、上記実施例 1と同じ焼結磁石 Sに対し成膜処 理を行った。この場合、 Moボード上に 2gの Dyをセットし、真空チャンバを 1 X 10— 4P aまで減圧した後、 Moボードに 150Aの電流を流し、 30分間、成膜した。
[0071] 図 5は、上記処理を実施して得た永久磁石の表面状態を示す写真であり、（a)は、 焼結磁石 S (処理前）の表面写真である。これによれば、上記処理前を示す焼結磁石 Sでは、結晶粒界相である Ndリッチ相の空隙や脱粒跡などの黒!/、部分が見て!/、たが 、比較例 1のように、焼結磁石の表面が Dy層（薄膜)で覆われると、黒い部分が消え ることが判る（図 5 (b)参照）。この場合、 Dy層の膜厚を測定したところ、 40 mであつ た。それに対して、実施例 1では、処理前を示す焼結磁石 Sと同様、 Ndリッチ相の空 隙や脱粒跡などの黒い部分が見ており、処理前の焼結磁石の表面と略同一の状態 であり、また、重量の変化があったことから、 Dy層が形成される前に Dyが結晶粒界 相に効率よく拡散されて!/、ること力 S判る（図 5 (c)参照）。
[0072] 図 6は、上記条件で永久磁石 Mを得たときの磁気特性を示す表である。尚、比較例 として、処理前の焼結磁石 Sの磁気特性を示す。これによれば、真空蒸気処理前の 焼結磁石 Sの保磁力が 11. 3K0eであったのに対し、実施例 1では、最大エネルギー 積が 49. 9MG0eで、残留磁束密度が 14. 3kGで、保磁力が 23. IkOeであり、保磁 力が向上していることが判る。
実施例 2
[0073] Nd— Fe— B系の焼結磁石として、組成が 30Nd— 1B— 0. lCu— 2Co— bal. Fe 、焼結磁石 S自体の酸素含有量が 500ppm及び平均結晶粒径が 3 μ mで、 40 X 40 X 5 (厚さ） mmの形状に加工したものを用いた。この場合、焼成磁石 Sの表面を 20 m以下の表面荒さを有するように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。
[0074] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、箱体 2として、 200 X I 70 X 60mmの寸法を有する Mo製のものを 用い、載置部 21a上に 30個の焼結磁石 Sを等間隔で配置することとした。また、金属 蒸発材料として純度 99. 9%の Dyを用い、バルタ状または粒状のものを所定量で処 理室 20の底面に配置した。
[0075] 次いで、真空排気手段を作動させて真空チャンバを 1 X 10_4Paまで一旦減圧する
(処理室内の圧力は 5 X 10— 3Pa)と共に、加熱手段 3による処理室 20の加熱温度を 925°Cに設定した。そして、処理室 20の温度が 925°Cに達した後、この状態で 12時 間、上記処理を行った。次いで、処理温度を 530°C、処理時間を 90分に設定し、熱 処理を行った。最後に、上記方法を実施して得られた永久磁石をワイヤカットにより φ 10 X 5mmの形状に加工した。
[0076] 図 7は、 Dyの形状と、処理室 20内の焼結磁石 Sの表面積の総和に対する Dyの表 面積の総和の比率が増減するように処理室 20底面に配置する Dyの使用量とを変化 させたときの永久磁石の磁気特性を示す表である。これによれば、；!〜 5mmのバルタ 状の Dyを用い、上記比率が約 5 X 10— 5〜1の範囲内であれば、焼結磁石 S表面に Dyの薄膜が形成される前に Dyをその結晶粒界相に拡散できることが判る。但し、 20 kOe程度の高い保磁力を得るには、上記比率を 1 X 10_4より大きくする必要がある。 他方、 0. 01または 0. 4mmの粒状の Dyを用いた場合でも、上記比率が、約 6〜1 X 103の範囲内であれば、焼結磁石 S表面に Dyの薄膜が形成される前に Dyをその結 晶粒界相に拡散でき、その上、 20k0eより高い保磁力が得られていることが判る。但 し、上記比率力 I X 103以上になると、焼結磁石 S表面に Dyの薄膜が形成された。 実施例 3
[0077] Nd— Fe— B系の焼結磁石として、組成が 25Nd— 3Dy— IB— ICo— 0· 2A1— 0 . lCu-bal. Feのものを用い、 2 X 20 X 40mmの直方体形状に加工した。この場合 、 Fe、 B、 Nd、 Dy、 Co、 Al、 Cuを上記組成比で配合して、公知のストリップキャスト 法により 0. 05mm〜0. 5mmの合金を作製し、公知の水素粉砕工程により一旦粉砕 し、引き続き、ジェットミル微粉砕工程により微粉砕する。次いで、磁界配向して金型 で所定形状に成形した後、所定の条件過下で焼結させ、平均結晶粒径が 0. δ μ ΐη 〜25 H mの範囲となるように焼結磁石 Sを得た。焼成磁石 Sの表面を 50 μ m以下の 表面荒さを有するように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。
[0078] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、 Mo製の箱体 2内で載置部 21a上に 100個の焼結磁石 Sを等間隔 で配置することとした。また、金属蒸発材料として純度 99. 9%のバルタ状 Dyを用い 、 10gの総量で処理室 20の底面に配置した。
[0079] 次いで、真空排気手段を作動させて真空チャンバを 1 X 10_4Paまで一旦減圧する
(処理室内の圧力は 5 X 10— 3Pa)と共に、加熱手段 3による処理室 20の加熱温度を 975°Cに設定した。そして、処理室 20の温度が 975°Cに達した後、この状態で;!〜 7 2時間、上記真空蒸気処理を行い、次いで、熱処理温度を 500°C、処理時間を 90分 に設定し、熱処理を行った。
[0080] 図 8は、上記条件で永久磁石を得たときの磁気特性を平均値で示す表である。これ によれば、焼結磁石の平均結晶粒径が;!〜 5 H m、または 7〜20 μ mであるとき、最 大エネルギー積が 52MG0e以上で、残留磁束密度が 14. 3kG以上で、かつ保磁力 力 ¾0k0e以上の高磁気特性を有する永久磁石が得られたことが判る。
実施例 4 [0081] Coを含有しない Fe— B— Nd系の焼結磁石として、組成が 27Nd—lB— 0. 05Cu -0. 05Ga-0. lZr-bal. Feのものを用いた。この場合、 Fe、 B、 Nd、 Gu、 Ga、 Z rを上記組成比で配合して、公知のストリップキャスト法により 0. 05mm〜0. 5mmの 合金を作製し、公知の水素粉砕工程により一旦粉砕し、引き続き、ジェットミル微粉砕 工程により微粉砕する。次いで、磁界配向して金型で所定形状に成形した後、所定 の条件過下で焼結させ、 3 X 20 X 40mmの直方体形状に加工した。そして、焼成磁 石 Sの表面を 20 m以下の表面荒さを有するように仕上加工した後、アセトンを用い て洗浄した。
[0082] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、 Mo製の箱体 2内で載置部 21a上に 10個の焼結磁石 Sを等間隔で 酉己置することとした。また、金属蒸発材料として純度 99. 9%のバルタ状 Dyを用い、 1 gの総量で処理室 20の底面に配置した。
[0083] 次いで、真空排気手段を作動させて真空チャンバを 1 X 10_4Paまで一旦減圧する
(処理室内の圧力は 5 X 10— 3Pa)と共に、加熱手段 3による処理室 20の加熱温度を 900°Cに設定した。そして、処理室 20の温度が 900°Cに達した後、この状態で 2〜3 8時間の範囲で 4時間間隔で上記真空蒸気処理を行った。次いで、処理温度を 500 °C、処理時間を 90分に設定し、熱処理を行った。そして、最も高い磁気特性が得ら れる真空蒸気処理時間（最適真空蒸気処理時間）を求めた。
(比較例 4)
[0084] 比較例 4a乃至 4cでは、 Co含有の Fe— B— Nd系の焼結磁石として、組成が 27Nd - lCo- lB-0. 05Cu-0. 05Ga-0. lZr-bal. Fe (比較例 4a)、 27Nd— 4Co — IB— 0. 05Cu-0. 05Ga-0. lZr-bal. Fe (比較例 4b)、 27Nd— 8Co— IB -0. 05Cu-0. 05Ga-0. lZr-bal. Fe (比較例 4c)の各焼結磁石を用いた。こ の場合、 Fe、 B、 Nd、 Co、 Gu、 Ga、 Zrを上記組成比で配合して、公知のストリップキ ヤスト法により 0. 05mm〜0. 5mmの合金を作製し、公知の水素粉砕工程により一 且粉砕し、引き続き、ジェットミル微粉砕工程により微粉砕する。次いで、磁界配向し て金型で所定形状に成形した後、所定の条件過下で焼結させ、 3 X 20 X 40mmの 直方体形状に加工した。そして、焼成磁石 Sの表面を 20 m以下の表面荒さを有す るように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。次いで、実施例 4と同条件で上 記処理を実施し、比較例 4a乃至 4cの永久磁石を得ると共に、最適真空蒸気処理時 間）を求めた。
[0085] 図 9は、実施例 4及び比較例 4a乃至比較例 4cで得た永久磁石の磁気特性の平均 値及び耐食性の評価を示す表である。尚、本発明の真空蒸気処理を施す前の磁気 特性を併せて示す。また、耐食性を示す試験としては、 100時間の飽和蒸気加圧試 験（PCT：プレッシャータッカーテスト）を行った。
[0086] これによれば、比較例 4a乃至比較例 4cの永久磁石では、 Coを含有することから、 本発明の真空蒸気処理を行なうか否かを問わず、上記試験を行っても鯖びの発生が 視認できず、高い耐食性を有するものの、真空蒸気処理の時間が短いと、高い保磁 力を有する永久磁石が得られず、組成比で Coの含有量が増えるのに従い、最適蒸 気処理時間が長くなつて!/、ること力 S判る。
[0087] それに対し、実施例 4の永久磁石では、 Coを含有しないにも関わらず、上記試験を 行っても鯖びの発生が視認できず、高い耐食性を有し、その上、 2時間という短時間 の真空蒸気処理により、平均 18k0eの高い保磁力を有する永久磁石が得られたこと が判る。
実施例 5
[0088] Nd— Fe— B系の焼結磁石として、組成が 20Nd— 5Pr— 3Dy— IB— ICo— 0· 2 Al-bal. Fe、焼結磁石 S自体の酸素含有量が 3000ppm及び平均結晶粒径が 4 mで、 20 X 40 X 2 (厚さ） mmの形状に加工したものを用いた。この場合、 Fe、 B、 Nd 、 Dy、 Co、 Al、 Prを上記組成比で配合して、公知の遠心铸造法により 5mmの厚さ の合金を作製し、公知の水素粉砕工程により一旦粉砕し、引き続き、ジェットミル微粉 砕工程により微粉砕する。次いで、磁界配向して金型で所定形状に成形した後、所 定の条件過下で焼結させて焼結磁石 Sを得た。焼成磁石 Sの表面を 20 H m以下の 表面荒さを有するように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。
[0089] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、箱体 2内の載置部 21a上に 10個の焼結磁石 Sを等間隔で配置する こととした。また、金属蒸発材料として純度 99. 9%の Dyを用い、 lgの総量で処理室 20の底面に配置した。
[0090] 次いで、真空排気手段を作動させて真空チャンバを 1 X 10_4Paまで一旦減圧した 後（処理室内の圧力は 5 X 10— 3Pa)、処理室内の圧力を 1 X 10— 2Paに設定し、処理 室 20の温度が所定温度に達した後、この状態で 12時間、上記処理を行った。この 場合、焼結磁石 S及び金属蒸発材料 Vが、略同温まで加熱されていた。次いで、処 理温度を 500°C、処理時間を 90分に設定し、熱処理を行った。
[0091] 図 10は、処理室 20の温度を、 750°C〜； 1100°Cの範囲で変化させたときの永久磁 石の磁気特性の平均値を、上記真空蒸気処理を実施しな!/、場合の焼結磁石のもの と共に示す表である。これによれば、 800°Cより低い温度では、焼結磁石表面 Sに十 分な Dy原子を供給できず、保磁力を効果的に向上できないことが判る。他方、 1050 °Cを超えた温度では、 Dy原子が過剰に供給されたことで、最大エネルギー積及び残 留磁束密度が低下したことが判る。この場合、焼結磁石表面には Dy層が形成されて いた。
[0092] それに対し、処理室 20の温度を、 800°C〜； 1050°Cの範囲に設定すると、最大エネ ルギ一積が 50MG0e以上で、残留磁束密度が 14. 3kG以上で、かつ保磁力が 22k 0e以上の高磁気特性の永久磁石が得られたことが判る。この場合、焼結磁石表面に は Dy層が形成されておらず、また、重量変化量があったことから、 Dy層が形成され る前に Dyが結晶粒界相に効率よく拡散されていることが判る。
実施例 6
[0093] Nd— Fe— B系の焼結磁石として、組成が 20Nd— 8Pr— 3Dy— IB— ICo— 0. 2 Al-bal. Fe、焼結磁石 S自体の酸素含有量が 3000ppm及び平均結晶粒径が 4 mで、 20 X 40 X 2 (厚さ） mmの形状に加工したものを用いた。この場合、 Fe、 B、 Nd 、 Dy、 Co、 Al、 Prを上記組成比で配合して、公知の遠心铸造法により 10mmの厚さ の合金を作製し、公知の水素粉砕工程により一旦粉砕し、引き続き、ジェットミル微粉 砕工程により微粉砕する。次いで、磁界配向して金型で所定形状に成形した後、所 定の条件過下で焼結させて焼結磁石 Sを得た。焼成磁石 Sの表面を 20 H m以下の 表面荒さを有するように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。
[0094] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、箱体 2内の載置部 21a上に 10個の焼結磁石 Sを等間隔で配置する こととした。また、金属蒸発材料として純度 99. 9%の Tbを用い、 lgの総量で処理室 20の底面に配置した。
[0095] 次いで、処理室 20内の圧力を 1 X 10— 4Paに設定し、処理室 20の温度が所定温度 に達した後、この状態で 12時間、上記処理を行った。この場合、焼結磁石 S及び金 属蒸発材料 Vが、略同温まで加熱されていた。次いで、処理温度を 600°C、処理時 間を 90分に設定し、熱処理を行った。
[0096] 図 11は、処理室 20の温度を、 850°C〜； 1200°Cの範囲で変化させたときの永久磁 石の磁気特性の平均値を、上記真空蒸気処理を実施しな!/、場合の焼結磁石のもの と共に示す表である。これによれば、 900°Cより低い温度では、焼結磁石表面 Sに十 分な Dy原子を供給できず、保磁力を効果的に向上できないことが判る。他方、 1150 °Cを超えた温度では、 Tb原子が過剰に供給されたことで、最大エネルギー積及び残 留磁束密度が低下すると共に、保磁力も低下したことが判る。この場合、焼結磁石表 面には Tb層が形成されて!/、た。
[0097] それに対し、処理室 20の温度を、 900°C〜； 1150°Cの範囲に設定すると、最大エネ ルギ一積が 50MG0e以上で、残留磁束密度が 14. 6kG以上で、かつ保磁力が 21k 0e以上、条件によっては 30k0eの高磁気特性の永久磁石が得られたことが判る。こ の場合、焼結磁石表面には Tb層は形成されていな力、つた。
実施例 7
[0098] Nd— Fe— B系の焼結磁石として、組成が 25Nd— 3Dy— IB— ICo— 0· 2A1— 0 . lCu-bal. Feのものを用い、 2 X 20 X 40mmの直方体形状に加工した。この場合 、 Fe、 B、 Nd、 Dy、 Co、 Al、 Cuを上記組成比で配合して、公知のストリップキャスト 法により 0. 05mm〜0. 5mmの合金を作製し、公知の水素粉砕工程により一旦粉砕 し、引き続き、ジェットミル微粉砕工程により微粉砕する。次いで、磁界配向して金型 で所定形状に成形した後、所定の条件過下で焼結させ、平均結晶粒径が 0. δ μ ΐη 〜25 H mの範囲となるように焼結磁石 Sを得た。焼成磁石 Sの表面を 20 μ m以下の 表面荒さを有するように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。
[0099] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、 Mo製の箱体 2内で載置部 21a上に 100個の焼結磁石 Sを等間隔 で配置することとした。また、金属蒸発材料として純度 99. 9%のバルタ状 Dyを用い 、 lgの総量で処理室 20の底面に配置した。
[0100] 次いで、真空排気手段を作動させて真空チャンバを 1 X 10_4Paまで一旦減圧する
(処理室内の圧力は 5 X 10— 3Pa)と共に、加熱手段 3による処理室 20の加熱温度を 975°Cに設定した。そして、処理室 20の温度が 975°Cに達した後、この状態で;!〜 7 2時間、上記真空蒸気処理を行い、次いで、熱処理温度を 500°C、処理時間を 90分 に設定し、熱処理を行った。
[0101] 図 12は、上記条件で永久磁石を得たときの磁気特性を平均値で示す表である。こ れによれば、焼結磁石の平均結晶粒径が；!〜 5 m、または 7〜20 111であるとき、 最大エネルギー積が 50MG0e以上で、残留磁束密度が 14. 3kG以上で、かつ保磁 力が 30k0e以上、条件によっては 36k0eの高磁気特性を有する永久磁石が得られ たことが判る。
実施例 8
[0102] Coを含有しない Fe— B— Nd系の焼結磁石として、組成が 28Nd—lB— 0. 05Cu -0. 05Ga-0. lZr-bal. Feのものを用いた。この場合、 Fe、 B、 Nd、 Gu、 Ga、 Z rを上記組成比で配合して、公知のストリップキャスト法により 0. 05mm〜0. 5mmの 合金を作製し、公知の水素粉砕工程により一旦粉砕し、引き続き、ジェットミル微粉砕 工程により微粉砕する。次いで、磁界配向して金型で所定形状に成形した後、所定 の条件過下で焼結させ、 3 X 20 X 40mmの直方体形状に加工した。そして、焼成磁 石 Sの表面を 20 m以下の表面荒さを有するように仕上加工した後、アセトンを用い て洗浄した。
[0103] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、 Mo製の箱体 2内で載置部 21a上に 10個の焼結磁石 Sを等間隔で 酉己置することとした。また、金属蒸発材料として純度 99. 9%のバルタ状 Dyを用い、 1 gの総量で処理室 20の底面に配置した。
[0104] 次いで、真空排気手段を作動させて真空チャンバを 1 X 10_4Paまで一旦減圧する
(処理室内の圧力は 5 X 10— 3Pa)と共に、加熱手段 3による処理室 20の加熱温度を 900°Cに設定した。そして、処理室 20の温度が 900°Cに達した後、この状態で 2〜3 8時間の範囲で 4時間間隔で上記真空蒸気処理を行った。次いで、処理温度を 500 °C、処理時間を 90分に設定し、熱処理を行った。そして、最も高い磁気特性が得ら れる真空蒸気処理時間（最適真空蒸気処理時間）を求めた。
(比較例 8)
[0105] 比較例 8a乃至 8cでは、 Co含有の Fe— B— Nd系の焼結磁石として、組成が 28Nd - lCo- lB-0. 05Cu-0. 05Ga-0. lZr-bal. Fe (比較例 8a)、 28Nd— 4Co — IB— 0. 05Cu-0. 05Ga-0. lZr-bal. Fe (比較例 8b)、 28Nd— 8Co— IB -0. 05Cu-0. 05Ga-0. lZr-bal. Fe (比較例 8c)の各焼結磁石を用いた。こ の場合、 Fe、 B、 Nd、 Co、 Gu、 Ga、 Zrを上記組成比で配合して、公知のストリップキ ヤスト法により 0. 05mm〜0. 5mmの合金を作製し、公知の水素粉砕工程により一 且粉砕し、引き続き、ジェットミル微粉砕工程により微粉砕する。次いで、磁界配向し て金型で所定形状に成形した後、所定の条件過下で焼結させ、 3 X 20 X 40mmの 直方体形状に加工した。そして、焼成磁石 Sの表面を 20 m以下の表面荒さを有す るように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。次いで、実施例 8と同条件で上 記処理を実施し、比較例 8a乃至 8cの永久磁石を得ると共に、最適真空蒸気処理時 間）を求めた。
[0106] 図 13は、実施例 8及び比較例 8a乃至比較例 8cで得た永久磁石の磁気特性の平 均値及び耐食性の評価を示す表である。尚、本発明の真空蒸気処理を施す前の磁 気特性を併せて示す。また、耐食性を示す試験としては、 100時間の飽和蒸気加圧 試験（PCT：プレッシャータッカーテスト）を行った。
[0107] これによれば、比較例 8a乃至比較例 8cの永久磁石では、 Coを含有することから、 本発明の真空蒸気処理を行なうか否かを問わず、上記試験を行っても鯖びの発生が 視認できず、高い耐食性を有するものの、真空蒸気処理の時間が短いと、高い保磁 力を有する永久磁石が得られず、組成比で Coの含有量が増えるのに従い、最適蒸 気処理時間が長くなつて!/、ること力 S判る。
[0108] それに対し、実施例 8の永久磁石では、 Coを含有しないにも関わらず、上記試験を 行っても鯖びの発生が視認できず、高い耐食性を有し、その上、 2時間という短時間 の真空蒸気処理により、平均 18kOeの高い保磁力を有する永久磁石が得られたこと が判る。
実施例 9
[0109] Nd— Fe— B系の焼結磁石として、組成が 20Nd— 5Pr— 3Dy— IB— ICo— 0· 2 Al-0. lCu-bal. Fe、平均結晶粒径が 7 mで、 20 X 40 X 1 (厚さ） mmの形状に 加工したものを用いた。この場合、焼成磁石 Sの表面を 20 m以下の表面荒さを有 するように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。
[0110] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、 Mo製の箱体 2の載置部 21a上に 10個の焼結磁石 Sを等間隔で配 置し、その際、載置部 21aを加熱、または冷却して焼結磁石 S自体の温度が変化で きるようにした。また、金属蒸発材料 Vとして純度 99. 9%の Dyを用い、 φ 2mmの粒 状のものを 5gの総量で処理室 20の底面に配置した。
[0111] 真空排気手段を作動させて真空チャンバを 1 X 10— 4Paまで一旦減圧する（処理室 内の圧力は 5 X 10_3Pa)と共に、加熱手段 3による処理室 20の加熱温度を所定温度 (750、 800、 850、 900°C)に設定し、処理室 20の温度が所定温度に達した後、こ の状態で 12時間、上記処理を行った。
[0112] 図 14は、処理室 20 (ひいては、金属蒸発材料 V)の所定温度下で、焼結磁石の温 度を変化させて永久磁石を得たときの永久磁石の磁気特性を平均値で示す表であ る。これによれば、処理室内の温度が 750〜900°Cのとき、焼結磁石の温度が 800 °Cより低いと、高い保磁力が得られず、他方で、焼結磁石の温度が 1100°Cを超える と、保磁力と共に、最大エネルギー積及び残留磁束密度が低下していることが判る。 それに対して、 800°C〜； 1100°Cの範囲の温度では、最大エネルギー積が 48MG0e 以上で、残留磁束密度が 14kG以上で、かつ保磁力が 21k0e以上、条件によっては 、 27k0eの高磁気特性を有する永久磁石が得られたことが判る。
実施例 10
[0113] Nd— Fe— B系の焼結磁石として、組成が 25Nd— 2Dy— IB— ICo— 0· 2A1— 0 . 05Cu-0. lNb-0. IMo-bal. Feのものを用い、 20 X 20 X 40mmの直方体形 状に加工した。この場合、 Fe、 B、 Nd、 Dy、 Co、 Al、 Cu、 Nb、 Moを上記,袓成比で 配合して、公知の遠心铸造法によりインゴットを作製し、公知の水素粉砕工程により 一旦粉砕し、引き続き、ジェットミル微粉砕工程により微粉砕する。次いで、磁界配向 して金型で所定形状に成形した後、所定の条件過下で焼結させ、平均結晶粒径が 0 . 5 111〜25 111の範囲となるょぅに焼結磁石3を得た。焼結磁石 Sの中の酸素含有 量は 50ppmであった。そして、焼成磁石 Sの表面を 50 m以下の表面荒さを有する ように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。
[0114] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、 Mo製の箱体 2内で載置部 21a上に 100個の焼結磁石 Sを等間隔 で配置することとした。また、金属蒸発材料として、 50Dy50Tbの合金を用い、 φ 2m mの粒状のものを 5gの総量で処理室 20の底面に配置した。
[0115] 次いで、真空排気手段を作動させて真空チャンバを 1 X 10_4Paまで一旦減圧する
(処理室内の圧力は 5 X 10— 3Pa)と共に、加熱手段 3による処理室 20の加熱温度を 975°Cに設定した。そして、処理室 20の温度が 975°Cに達した後、この状態で;!〜 7 2時間、上記真空蒸気処理を行い、次いで、熱処理温度を 400°C、処理時間を 90分 に設定し、熱処理を行った。
[0116] 図 15は、上記条件で永久磁石を得たときの磁気特性を平均値で示す表である。こ れによれば、焼結磁石の平均結晶粒径が；!〜 5 m、または 7〜20 111であるとき、 最大エネルギー積が 51. 5MG0e以上で、残留磁束密度が 14. 4kG以上で、かつ 保磁力が 28k0e以上の高磁気特性を有する永久磁石が得られたことが判る。
実施例 11
[0117] Coを含有しない Fe— B— Nd系の焼結磁石として、組成が 21Nd— 7Pr— 1B— 0.
05Cu-0. 05Ga-0. lZr-bal. Feのものを用いた。この場合、 Fe、 B、 Nd、 Gu、 Ga、 Zr、 Prを上記組成比で配合して、公知のストリップキャスト法により 0. 05mm〜 0. 5mmの合金を作製し、公知の水素粉砕工程により一旦粉砕し、引き続き、ジェット ミル微粉砕工程により微粉砕する。次いで、磁界配向して金型で所定形状に成形し た後、所定の条件下で焼結させ、 5 X 20 X 40mmの直方体形状に加工した。そして 、焼成磁石 Sの表面を 20 m以下の表面荒さを有するように仕上加工した後、ァセト ンを用いて洗净した。 [0118] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、 Mo製の箱体 2内で載置部 21a上に 10個の焼結磁石 Sを等間隔で 酉己置することとした。また、金属蒸発材料として純度 99. 9%のバルタ状 Dyを用い、 1 gの総量で処理室 20の底面に配置した。
[0119] 次いで、真空排気手段を作動させて真空チャンバを 1 X 10_4Paまで一旦減圧する
(処理室内の圧力は 5 X 10— 3Pa)と共に、加熱手段 3による処理室 20の加熱温度を 950°Cに設定した。そして、処理室 20の温度が 950°Cに達した後、この状態で 2〜3 8時間の範囲で 2時間間隔で上記真空蒸気処理を行った。次いで、処理温度を 650 °C、処理時間を 2時間に設定し、熱処理を行った。そして、最も高い磁気特性が得ら れる真空蒸気処理時間（最適真空蒸気処理時間）を求めた。
(比較例 11)
[0120] 比較例 11a乃至 11cでは、 Co含有の Fe— B— Nd系の焼結磁石として、組成が 21 Nd- 7Pr- lCo- lB-0. 05Cu— 0. 05Ga— 0. lZr-bal. Fe (比較例 l la)、 2 lNd- 7Pr-4Co- lB-0. 05Cu— 0. 05Ga— 0. lZr-bal. Fe (比較例 l lb)、 21Nd- 7Pr- 8Co- lB-0. 05Cu— 0. 05Ga— 0. lZr-bal. Fe (比較例 11c) の各焼結磁石を用いた。この場合、 Fe、 B、 Nd、 Co、 Gu、 Ga、 Zr、 Prを上記組成比 で配合して、公知のストリップキャスト法により 0. 05mm〜0. 5mmの合金を作製し、 公知の水素粉砕工程により一旦粉砕し、引き続き、ジェットミル微粉砕工程により微 粉砕する。次いで、磁界配向して金型で所定形状に成形した後、所定の条件過下で 焼結させ、 5 X 20 X 40mmの直方体形状に加工した。そして、焼成磁石 Sの表面を 2 0 111以下の表面荒さを有するように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。次 いで、実施例 11と同条件で上記処理を実施し、比較例 11a乃至 11cの永久磁石を 得ると共に、最適真空蒸気処理時間）を求めた。
[0121] 図 16は、実施例 11及び比較例 11a乃至比較例 11cで得た永久磁石の磁気特性 の平均値及び耐食性の評価を示す表である。尚、本発明の真空蒸気処理を施す前 の磁気特性を併せて示す。また、耐食性を示す試験としては、所定時間の飽和蒸気 加圧試験（PCT：プレッシャータッカーテスト）を行った。
[0122] これによれば、比較例 11a乃至比較例 11cの永久磁石では、 Coを含有することか ら、本発明の真空蒸気処理を行なうか否かを問わず、上記試験を行っても鯖びの発 生が視認できず、高い耐食性を有するものの、真空蒸気処理の時間が短いと、高い 保磁力を有する永久磁石が得られず、組成比で Coの含有量が増えるのに従い、最 適蒸気処理時間が長くなつてレ、ること力 S判る。
[0123] それに対し、実施例 11の永久磁石では、 Coを含有しないにも関わらず、上記試験 を行っても鯖びの発生が視認できず、高い耐食性を有し、その上、 4時間という短時 間の真空蒸気処理により、平均 20. 5k0eの高い保磁力を有する永久磁石が得られ たことが判る。
実施例 12
[0124] Nd— Fe— B系の焼結磁石として、組成が 20Nd— 7Pr— 1B— 0· 2A1-0. 05Ga
0. lZr-0. I Sn-bal. Feで、 20 X 20 X 40mmの直方体形状にカロェした。この 場合、 Fe、 B、 Nd、 Pr、 Al、 Ga、 Zr、 Snを上記組成比で配合して、公知の遠心铸造 法によりインゴットを作製し、公知の水素粉砕工程により一旦粉砕し、引き続き、ジエツ トミル微粉砕工程により微粉砕する。次いで、磁界配向して金型で所定形状に成形し 、所定の条件下で焼結させ、平均結晶粒径が 5 ΐηのものを得た。その際、焼結磁 石として、焼結後に急冷して得たもの（試料 1)と、焼結後に 400°C〜700°Cの範囲で 2時間熱処理を加えたもの（試料 2)とを作製し、表面を 20 a m以下の表面荒さを有 するように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。
[0125] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、 Mo製の箱体 2の載置部 21a上に 100個の焼結磁石 Sを等間隔で 配置し、また、金属蒸発材料 Vとして純度 99. 9%の Dyを用い、 φ 5mmの粒状のも のを 20gの総量で処理室 20の底面に配置した。
[0126] そして、真空排気手段を作動させて真空チャンバを 1 X 10_4Paまで一旦減圧する（ 処理室内の圧力は 5 X 10— 3Pa)と共に、加熱手段 3による処理室 20の加熱温度を 9 00°Cに設定し、処理室 20の温度が所定温度に達した後、この状態で 6時間、上記 処理を行った。次いで、処理温度を所定温度に設定し、処理時間を 2時間に設定し、 熱処理を行った。
[0127] 図 17は、真空蒸気処理後の熱処理の温度を 400〜700°Cの範囲で変化させて永 久磁石を得たときの永久磁石の磁気特性を平均値で示す表である。これによれば、 焼結後に熱処理を施していない試料 1では、保磁力が 5. 2k0eと低ぐ真空蒸気処 理後に熱処理を施しても高い保磁力を有する永久磁石は得られなかった。それに対 し、焼結後に熱処理を施した試料 2では、真空蒸気処理を施す前の保磁力が 12. 1 kOeと低いものの、真空蒸気処理を施した後、熱処理を施すと、 18k0e、条件によつ ては 26. 5k0eの高い保磁力を有する永久磁石は得られたことが判る。
実施例 13
[0128] Nd— Fe— B系の焼結磁石として、組成が 21Nd— 7Pr— 1B— 0· 2A1-0. 05Ga -0. lZr-0. IMo-bal. Fe、平均結晶粒径力 mで、 20 X 20 X 40mmの直 方体形状に加工したものを用いた。
[0129] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、 Mo製の箱体 2の載置部 21a上に 100個の焼結磁石 Sを等間隔で 配置し、また、金属蒸発材料 Vとして純度 99. 9%の Dyを用い、 φ 10mmの粒状のも のを 20gの総量で処理室 20の底面に配置した。
[0130] そして、真空排気手段を作動させて真空チャンバを所定真空度まで一旦減圧する（ 処理室内の圧力は略半桁高い圧力となる）と共に、加熱手段 3による処理室 20の加 熱温度を 900°Cに設定し、処理室 20の温度が 900°Cに達した後、この状態で 6時間 、上記処理を行った。次いで、処理温度を 550°Cに設定し、処理時間を 2時間に設 定し、熱処理を行った。
[0131] 図 18は、真空チャンバ 11の圧力（真空排気バルブの開口度調節及び真空チャン バへの Ar導入量を適宜調整する）を変化させて永久磁石を得たときの永久磁石の磁 気特性を平均値で示す表である。これによれば、真空チャンバ 11の圧力が lPa以下 であるとき、最大エネルギー積が 53. lMGOe以上で、残留磁束密度が 14. 8kG以 上で、かつ保磁力が 18k0e以上の高磁気特性を有する永久磁石が得られたことが 判る。
実施例 14
[0132] Nd— Fe— B系の焼結磁石として、組成が 20Nd— 5Pr— 3Dy— IB— ICo— 0· 1 Al-0. 03Ga-bal. Fe、平均結晶粒径力 5〜25 で、 20 X 20 X 40mmの形 状に加工したものを用いた。この場合、焼成磁石 Sの表面を 20 m以下の表面荒さ を有するように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。
[0133] 次に、焼結磁石 Sと金属蒸発材料 Vとを異なる温度で加熱できるように、真空チャン ノ 12内に、連通路を介して処理室 20と連通する蒸発室を別個に設けると共に蒸発 室を加熱する他の加熱手段を設けた真空蒸気処理装置（図示せず）を用い、上記真 空蒸気処理によって永久磁石 Mを得た。この場合、 Mo製の箱体 2の載置部 21a上 に 10個の焼結磁石 Sを等間隔で配置すると共に、 Mo製の箱体 2と同じ形態を有す る蒸発室の床面に、金属蒸発材料 Vとして純度 99. 9%の Dyを用い、 φ lmmの粒 状のものを 10gの総量で配置した。
[0134] 真空排気手段を作動させて真空チャンバを 1 X 10_4Paまで一旦減圧する（処理室 及び蒸発室内の圧力は 5 X 10— 3Pa)と共に、加熱手段 3による処理室 20の温度（ひ レヽて (ま、焼結磁石温度）を所定温度（750、 800、 900、 1000、 1100、 1150。C こ 設定すると共に、他の加熱手段による蒸発室の温度を所定温度に設定して Dyを蒸 発させ、連通路を介して焼結磁石 S表面に Dy原子が供給されるようにし、この状態で 4時間、上記処理を行った。次いで、処理温度を 600°C、処理時間を 90分間に設定 し、熱処理を行った。
[0135] 図 19は、処理室 20 (ひいては、焼結磁石）の所定温度下で、蒸発室の加熱温度を 変化させて永久磁石を得たときの永久磁石の磁気特性を平均値で示す表である。こ れによれば、焼結磁石の温度が 800°C〜； 1100°Cの範囲であるとき、蒸発室を 800 °C〜1200°Cの範囲で加熱して Dyを蒸発させれば、最大エネルギー積が 47. 8MG 0e以上で、残留磁束密度が 14kG以上で、かつ保磁力が約 15. 9k0e以上、条件に よっては、約 27k0eの高磁気特性を有する永久磁石が得られたことが判る。
実施例 15
[0136] Nd— Fe— B系の焼結磁石として、組成が 25Nd— 2Dy— IB— ICo— 0· 2A1— 0 . 05Cu-0. lNb-0. IMo-bal. Feのものを用い、 20 X 20 X 40mmの直方体形 状に加工した。この場合、 Fe、 B、 Nd、 Dy、 Co、 Al、 Cu、 Nb、 Moを上記,袓成比で 配合して、公知の遠心铸造法によりインゴットを作製し、公知の水素粉砕工程により 一旦粉砕し、引き続き、ジェットミル微粉砕工程により微粉砕する。次いで、磁界配向 して金型で所定形状に成形した後、所定の条件過下で焼結させ、平均結晶粒径が 0 . 5 111〜25 111の範囲となるょぅに焼結磁石3を得た。焼結磁石 Sの中の酸素含有 量は 50ppmであった。そして、焼成磁石 Sの表面を 50 m以下の表面荒さを有する ように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。
[0137] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、 Mo製の箱体 2内で載置部 21a上に 100個の焼結磁石 Sを等間隔 で配置することとした。また、金属蒸発材料として、 50Dy50Tbの合金を用い、 φ 2m mの粒状のものを 5gの総量で処理室 20の底面に配置した。
[0138] 次いで、真空排気手段を作動させて真空チャンバを 1 X 10_4Paまで一旦減圧する
(処理室内の圧力は 5 X 10— 3Pa)と共に、加熱手段 3による処理室 20の加熱温度を 975°Cに設定した。そして、処理室 20の温度が 975°Cに達した後、この状態で;!〜 7 2時間、上記真空蒸気処理を行い、次いで、熱処理温度を 400°C、処理時間を 90分 に設定し、熱処理を行った。
[0139] 図 20は、上記条件で永久磁石を得たときの磁気特性を平均値で示す表である。こ れによれば、焼結磁石の平均結晶粒径が；!〜 5 m、または 7〜20 111であるとき、 最大エネルギー積が 51. 5MG0e以上で、残留磁束密度が 14. 4kG以上で、かつ 保磁力が 28k0e以上の高磁気特性を有する永久磁石が得られたことが判る。
実施例 16
[0140] Coを含有しない Fe— B— Nd系の焼結磁石として、組成が 21Nd— 7Pr— 1B— 0.
05Cu-0. 05Ga-0. lZr-bal. Feのものを用いた。この場合、 Fe、 B、 Nd、 Gu、 Ga、 Zr、 Prを上記組成比で配合して、公知のストリップキャスト法により 0. 05mm〜 0. 5mmの合金を作製し、公知の水素粉砕工程により一旦粉砕し、引き続き、ジェット ミル微粉砕工程により微粉砕する。次いで、磁界配向して金型で所定形状に成形し た後、所定の条件下で焼結させ、 5 X 20 X 40mmの直方体形状に加工した。そして 、焼成磁石 Sの表面を 20 m以下の表面荒さを有するように仕上加工した後、ァセト ンを用いて洗净した。
[0141] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、 Mo製の箱体 2内で載置部 21a上に 10個の焼結磁石 Sを等間隔で 酉己置することとした。また、金属蒸発材料として純度 99. 9%のバルタ状 Dyを用い、 1 gの総量で処理室 20の底面に配置した。
[0142] 次いで、真空排気手段を作動させて真空チャンバを 1 X 10_4Paまで一旦減圧する
(処理室内の圧力は 5 X 10— 3Pa)と共に、加熱手段 3による処理室 20の加熱温度を 950°Cに設定した。そして、処理室 20の温度が 950°Cに達した後、この状態で 2〜3 8時間の範囲で 2時間間隔で上記真空蒸気処理を行った。次いで、処理温度を 650 °C、処理時間を 2時間に設定し、熱処理を行った。そして、最も高い磁気特性が得ら れる真空蒸気処理時間（最適真空蒸気処理時間）を求めた。
(比較例 16)
[0143] 比較例 16a乃至 16cでは、 Co含有の Fe— B— Nd系の焼結磁石として、組成が 21 Nd- 7Pr- lCo- lB-0. 05Cu— 0. 05Ga— 0. lZr-bal. Fe (比較例 16a)、 2 lNd- 7Pr-4Co- lB-0. 05Cu— 0. 05Ga— 0. lZr-bal. Fe (比較例 16b)、 21Nd- 7Pr- 8Co- lB-0. 05Cu— 0. 05Ga— 0. lZr-bal. Fe (比較例 16c) の各焼結磁石を用いた。この場合、 Fe、 B、 Nd、 Co、 Gu、 Ga、 Zr、 Prを上記組成比 で配合して、公知のストリップキャスト法により 0. 05mm〜0. 5mmの合金を作製し、 公知の水素粉砕工程により一旦粉砕し、引き続き、ジェットミル微粉砕工程により微 粉砕する。次いで、磁界配向して金型で所定形状に成形した後、所定の条件過下で 焼結させ、 5 X 20 X 40mmの直方体形状に加工した。そして、焼成磁石 Sの表面を 2 0 111以下の表面荒さを有するように仕上加工した後、アセトンを用いて洗浄した。次 いで、実施例 16と同条件で上記処理を実施し、比較例 16a乃至 16cの永久磁石を 得ると共に、最適真空蒸気処理時間）を求めた。
[0144] 図 21は、実施例 16及び比較例 16a乃至比較例 16cで得た永久磁石の磁気特性 の平均値及び耐食性の評価を示す表である。尚、本発明の真空蒸気処理を施す前 の磁気特性を併せて示す。また、耐食性を示す試験としては、所定時間の飽和蒸気 加圧試験（PCT：プレッシャータッカーテスト）を行った。
[0145] これによれば、比較例 16a乃至比較例 16cの永久磁石では、 Coを含有することか ら、本発明の真空蒸気処理を行なうか否かを問わず、上記試験を行っても鯖びの発 生が視認できず、高い耐食性を有するものの、真空蒸気処理の時間が短いと、高い 保磁力を有する永久磁石が得られず、組成比で Coの含有量が増えるのに従い、最 適蒸気処理時間が長くなつてレ、ること力 S判る。
[0146] それに対し、実施例 16の永久磁石では、 Coを含有しないにも関わらず、上記試験 を行っても鯖びの発生が視認できず、高い耐食性を有し、その上、 4時間という短時 間の真空蒸気処理により、平均 20. 5k0eの高い保磁力を有する永久磁石が得られ たことが判る。
実施例 17
[0147] Nd— Fe— B系の焼結磁石として、組成が 21Nd— 7Pr— 1B— 0· 2A1-0. 05Ga -0. lZr-0. IMo-bal. Fe、平均結晶粒径力 mで、 20 X 20 X 40mmの直 方体形状に加工したものを用いた。
[0148] 次に、上記真空蒸気処理装置 1を用い、上記真空蒸気処理によって永久磁石 Mを 得た。この場合、 Mo製の箱体 2の載置部 21a上に 100個の焼結磁石 Sを等間隔で 配置し、また、金属蒸発材料 Vとして純度 99. 9%の Dyを用い、 φ 10mmの粒状のも のを 20gの総量で処理室 20の底面に配置した。
[0149] そして、真空排気手段を作動させて真空チャンバを所定真空度まで一旦減圧する（ 処理室内の圧力は略半桁高い圧力となる）と共に、加熱手段 3による処理室 20の加 熱温度を 900°Cに設定し、処理室 20の温度が 900°Cに達した後、この状態で 6時間 、上記処理を行った。次いで、処理温度を 550°Cに設定し、処理時間を 2時間に設 定し、熱処理を行った。
[0150] 図 22は、真空チャンバ 11の圧力（真空排気バルブの開口度調節及び真空チャン バへの Ar導入量を適宜調整する）を変化させて永久磁石を得たときの永久磁石の磁 気特性を平均値で示す表である。これによれば、真空チャンバ 11の圧力が lPa以下 であるとき、最大エネルギー積が 53. lMGOe以上で、残留磁束密度が 14. 8kG以 上で、かつ保磁力が 18k0e以上の高磁気特性を有する永久磁石が得られたことが 判る。
図面の簡単な説明
[0151] [図 1]本発明で作製した永久磁石の断面を模式的に説明する図。
[図 2]本発明の処理を実施する真空処理装置を概略的に示す図。 園 3]従来技術により作製した永久磁石の断面を模式的に説明する図。
園 4] (a)は、焼結磁石表面の加工劣化を説明する図。 （b)は、本発明の実施により 作製した永久磁石の表面状態を説明する図。
[図 5]本発明の実施により作製した永久磁石の表面拡大写真。
[図 6]実施例 1で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 7]実施例 2で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 8]実施例 3で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 9]実施例 4で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 10]実施例 5で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 11]実施例 6で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 12]実施例 7で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 13]実施例 8で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 14]実施例 9で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 15]実施例 10で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 16]実施例 11で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 17]実施例 12で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 18]実施例 13で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 19]実施例 14で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 20]実施例 15で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 21]実施例 16で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
[図 22]実施例 17で作製した永久磁石の磁気特性を示す表。
符号の説明
1 真空蒸気処理装置
12 真空チャンバ
2 処理室
3 加熱手段
S 焼結磁石
M 永久磁石 V 金属蒸発材料

Claims

請求の範囲
[1] 処理室内に鉄 ホウ素 希土類系の焼結磁石を配置して所定温度に加熱すると 共に、同一または他の処理室内に配置した Dy、 Tbの少なくとも一方を含む金属蒸 発材料を蒸発させ、この蒸発した金属原子の焼結磁石表面への供給量を調節してこ の金属原子を付着させ、この付着した金属原子を、焼結磁石表面に金属蒸発材料 からなる薄膜が形成される前に焼結磁石の結晶粒界相に拡散させることを特徴とす る永久磁石の製造方法。
[2] 前記処理室内に、鉄 ホウ素 希土類系の焼結磁石及び Dyを主成分とする金属 蒸発材料を配置した場合、前記処理室を、減圧下で 800〜； 1050°Cの範囲内の温度 に加熱することを特徴とする請求項 1記載の永久磁石の製造方法。
[3] 前記処理室内に、鉄 ホウ素 希土類系の焼結磁石及び Tbを主成分とする金属 蒸発材料を配置した場合、前記処理室を、減圧下で 900〜； 1150°Cの範囲内の温度 に加熱することを特徴とする請求項 1記載の永久磁石の製造方法。
[4] 前記処理室内に鉄 ホウ素 希土類系の焼結磁石を配置してこの焼結磁石を 80 0〜1100°Cの範囲内に加熱し、同一または他の処理室内に設置した Dy、 Tbの少な くとも一方を含む金属蒸発材料を加熱して蒸発させ、この蒸発した金属原子を焼結 磁石表面に供給して付着させることを特徴とする請求項 1記載の永久磁石の製造方 法。
[5] 前記処理室に鉄 ホウ素 希土類系の焼結磁石を配置し、当該焼結磁石を所定 温度に加熱して保持した後、同一または他の処理室内に設置した Dy、 Tbの少なくと も一方を含む金属蒸発材料を 800°C〜； 1200°Cの範囲内で加熱して蒸発させ、この 蒸発した金属原子を焼結磁石表面に供給して付着させることを特徴とする請求項 1 または請求項 4記載の永久磁石の製造方法。
[6] 前記焼結磁石と金属蒸発材料とを同一の処理室内に配置する場合、焼結磁石及 び金属蒸発材料を相互に離間して配置することを特徴とする請求項 1乃至請求項 5 のいずれか 1項に記載の永久磁石の製造方法。
[7] 前記処理室内に設置される焼結磁石の表面積の総和に対する金属蒸発材料の表 面積の総和の比率を、 1 X 10_4から 2 X 103の範囲に設定したことを特徴とする請求 項 1乃至請求項 6のいずれか 1項に記載の永久磁石の製造方法。
[8] 前記処理室内に配置される前記金属蒸発材料の比表面積を変化させて一定温度 下における蒸発量を増減し、前記供給量を調節することを特徴とする請求項 1乃至 請求項 7のいずれか 1項に記載の永久磁石の製造方法。
[9] 前記焼結磁石を収納した処理室の加熱に先立って、処理室内を所定圧力に減圧 して保持することを特徴とする請求項 1乃至請求項 8のいずれか 1項に記載の永久磁 石の製造方法。
[10] 前記処理室を所定圧力に減圧した後、処理室内を所定温度に加熱して保持するこ とを特徴とする請求項 9記載の永久磁石の製造方法。
[11] 前記焼結磁石を収納した処理室の加熱に先立って、プラズマによる前記焼結磁石 表面のクリーニングを行うことを特徴とする請求項 1乃至請求項 10のいずれ力、 1項に 記載の永久磁石の製造方法。
[12] 前記焼結磁石の結晶粒界相に前記金属原子を拡散させた後、前記温度より低い 所定温度で熱処理を施すことを特徴とする請求項 1乃至請求項 11のいずれか 1項に 記載の永久磁石の製造方法。
[13] 前記焼結磁石が、 1 μ m〜5 μ mまたは 7 μ m〜20 μ mの範囲の平均結晶粒径を 有することを特徴とする請求項 1乃至請求項 12のいずれか 1項に記載の永久磁石の 製造方法。
[14] 前記焼結磁石は、 Coを含有しないものであることを特徴とする請求項 1乃至請求項 13のいずれか 1項に記載の永久磁石の製造方法。
[15] 鉄 ホウ素 希土類系の焼結磁石を有し、 Dy、 Tbの少なくとも一方からなる金属 蒸発材料を蒸発させ、この蒸発した金属原子の焼結磁石表面への供給量を調節し てこの金属原子を付着させ、この付着した金属原子を焼結磁石表面に金属蒸発材 料からなる薄膜が形成される前に焼結磁石の結晶粒界相に拡散させてなることを特 徴とする永久磁石。
[16] 前記焼結磁石が、 1 μ m〜5 μ mまたは 7 μ m〜20 μ mの範囲の平均結晶粒径を有 することを特徴とする請求項 16記載の永久磁石。
[17] 前記焼結磁石は、 Coを含有しな!/、ものであることを特徴とする請求項 15または請求 項 16記載の永久磁石。
PCT/JP2007/066272 2006-08-23 2007-08-22 Permanent magnet and process for producing the same WO2008023731A1 (en)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008530940A JP5356026B2 (ja) 2006-08-23 2007-08-22 永久磁石及び永久磁石の製造方法
CN2007800312872A CN101506919B (zh) 2006-08-23 2007-08-22 永磁铁以及永磁铁的制造方法
DE112007002010T DE112007002010T5 (de) 2006-08-23 2007-08-22 Permanentmagnet und Herstellungsverfahren davon
US12/438,057 US8257511B2 (en) 2006-08-23 2007-08-22 Permanent magnet and a manufacturing method thereof
KR1020097004472A KR101425828B1 (ko) 2006-08-23 2007-08-22 영구자석 및 영구자석의 제조방법
US13/310,907 US20120086531A1 (en) 2006-08-23 2011-12-05 Permanent magnet and a manufacturing method thereof

Applications Claiming Priority (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2006-227122 2006-08-23
JP2006227123 2006-08-23
JP2006227122 2006-08-23
JP2006-227123 2006-08-23
JP2006-245302 2006-09-11
JP2006245302 2006-09-11
JP2006246248 2006-09-12
JP2006-246248 2006-09-12

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US13/310,907 Division US20120086531A1 (en) 2006-08-23 2011-12-05 Permanent magnet and a manufacturing method thereof

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2008023731A1 true WO2008023731A1 (en) 2008-02-28

Family

ID=39106816

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2007/066272 WO2008023731A1 (en) 2006-08-23 2007-08-22 Permanent magnet and process for producing the same

Country Status (7)

Country Link
US (2) US8257511B2 (ja)
JP (1) JP5356026B2 (ja)
KR (1) KR101425828B1 (ja)
CN (1) CN101506919B (ja)
DE (1) DE112007002010T5 (ja)
TW (1) TWI433172B (ja)
WO (1) WO2008023731A1 (ja)

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010041416A1 (ja) * 2008-10-08 2010-04-15 株式会社アルバック 蒸発材料及び蒸発材料の製造方法
JP2010129665A (ja) * 2008-11-26 2010-06-10 Ulvac Japan Ltd 永久磁石の製造方法
JP2010245392A (ja) * 2009-04-08 2010-10-28 Ulvac Japan Ltd ネオジウム鉄ボロン系の焼結磁石
EP2270822A1 (en) 2009-07-01 2011-01-05 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth magnet and its preparation
US20110052799A1 (en) * 2008-02-20 2011-03-03 Hiroshi Nagata Method of recycling scrap magnet
EP2650887A2 (en) 2012-04-11 2013-10-16 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth sintered magnet and making method
US10614952B2 (en) 2011-05-02 2020-04-07 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth permanent magnets and their preparation
EP3633696A1 (en) 2018-10-04 2020-04-08 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth sintered magnet
KR20220064920A (ko) 2020-11-12 2022-05-19 신에쓰 가가꾸 고교 가부시끼가이샤 희토류 소결 자석의 제조 방법
KR20220066039A (ko) 2019-09-20 2022-05-23 신에쓰 가가꾸 고교 가부시끼가이샤 희토류 자석의 제조 방법

Families Citing this family (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2008075710A1 (ja) * 2006-12-21 2008-06-26 Ulvac, Inc. 永久磁石及び永久磁石の製造方法
RU2454298C2 (ru) * 2006-12-21 2012-06-27 Улвак, Инк. Постоянный магнит и способ его изготовления
RU2427051C2 (ru) * 2006-12-21 2011-08-20 Улвак, Инк. Постоянный магнит и способ его изготовления
CN101563739B (zh) * 2006-12-21 2013-03-06 株式会社爱发科 永磁铁及永磁铁的制造方法
JP5328161B2 (ja) 2008-01-11 2013-10-30 インターメタリックス株式会社 ＮｄＦｅＢ焼結磁石の製造方法及びＮｄＦｅＢ焼結磁石
JP5687621B2 (ja) 2009-07-10 2015-03-18 インターメタリックス株式会社 ＮｄＦｅＢ焼結磁石及びその製造方法
CN103000324B (zh) * 2012-10-17 2016-08-03 烟台正海磁性材料股份有限公司 一种烧结稀土永磁材料及其制备方法
CN103231059B (zh) * 2013-05-05 2015-08-12 沈阳中北真空磁电科技有限公司 一种钕铁硼稀土永磁器件的制造方法
CN103646772B (zh) * 2013-11-21 2017-01-04 烟台正海磁性材料股份有限公司 一种R-Fe-B系烧结磁体的制备方法
CN103985534B (zh) * 2014-05-30 2016-08-24 厦门钨业股份有限公司 对R-T-B系磁体进行Dy扩散的方法、磁体和扩散源
CN103985535A (zh) * 2014-05-31 2014-08-13 厦门钨业股份有限公司 一种对RTB系磁体进行Dy扩散的方法、磁体和扩散源
KR102253160B1 (ko) * 2014-11-26 2021-05-18 현대모비스 주식회사 차량용 ｈｅｖ／ｅｖ 모터의 영구자석 및 그 제작 방법
CN104454852B (zh) * 2014-11-28 2016-05-18 烟台首钢磁性材料股份有限公司 一种永磁钕铁硼磁钢绝缘粘接的方法及专用挤压工装
CN104907572B (zh) * 2015-07-16 2017-11-10 浙江中杭新材料科技有限公司 一种钕铁硼磁材料的制备方法
CN105185498B (zh) 2015-08-28 2017-09-01 包头天和磁材技术有限责任公司 稀土永磁材料及其制造方法
CN105185497B (zh) 2015-08-28 2017-06-16 包头天和磁材技术有限责任公司 一种永磁材料的制备方法
CN105177598A (zh) * 2015-10-15 2015-12-23 杭州科德磁业有限公司 钕铁硼磁体晶界扩散重稀土工艺
CN105489369A (zh) * 2015-12-29 2016-04-13 浙江东阳东磁稀土有限公司 一种提高钕铁硼磁体矫顽力的方法
US11254998B2 (en) 2016-03-28 2022-02-22 Hitachi Metals, Ltd. Method for separating Dy and Tb from alloy containing both
EP3438297B1 (en) * 2016-03-28 2021-10-20 Hitachi Metals, Ltd. Method for separating dy and tb from alloy containing both
CN106782980B (zh) 2017-02-08 2018-11-13 包头天和磁材技术有限责任公司 永磁材料的制造方法
CN106952721B (zh) * 2017-03-15 2019-02-05 宁波金鸡强磁股份有限公司 一种高温压应力提高稀土永磁材料性能的方法
CN107424703B (zh) * 2017-09-06 2018-12-11 内蒙古鑫众恒磁性材料有限责任公司 晶界扩散法制作烧结钕铁硼永磁的重稀土附着工艺
CN110444386B (zh) 2019-08-16 2021-09-03 包头天和磁材科技股份有限公司 烧结体、烧结永磁体及其制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001135538A (ja) * 1999-11-05 2001-05-18 Citizen Watch Co Ltd 永久磁石材料の製造方法
JP2004304038A (ja) * 2003-03-31 2004-10-28 Japan Science & Technology Agency 超小型製品用の微小、高性能希土類磁石とその製造方法
JP2005011973A (ja) * 2003-06-18 2005-01-13 Japan Science & Technology Agency 希土類−鉄−ホウ素系磁石及びその製造方法
WO2007102391A1 (ja) * 2006-03-03 2007-09-13 Hitachi Metals, Ltd. Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AT393177B (de) 1989-04-28 1991-08-26 Boehler Gmbh Permanentmagnet(-werkstoff) sowie verfahren zur herstellung desselben
JP2004296973A (ja) 2003-03-28 2004-10-21 Kenichi Machida 金属蒸気収着による高性能希土類磁石の製造
JP3960966B2 (ja) 2003-12-10 2007-08-15 独立行政法人科学技術振興機構 耐熱性希土類磁石の製造方法
TWI302712B (en) * 2004-12-16 2008-11-01 Japan Science & Tech Agency Nd-fe-b base magnet including modified grain boundaries and method for manufacturing the same

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001135538A (ja) * 1999-11-05 2001-05-18 Citizen Watch Co Ltd 永久磁石材料の製造方法
JP2004304038A (ja) * 2003-03-31 2004-10-28 Japan Science & Technology Agency 超小型製品用の微小、高性能希土類磁石とその製造方法
JP2005011973A (ja) * 2003-06-18 2005-01-13 Japan Science & Technology Agency 希土類−鉄−ホウ素系磁石及びその製造方法
WO2007102391A1 (ja) * 2006-03-03 2007-09-13 Hitachi Metals, Ltd. Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法

Cited By (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20110052799A1 (en) * 2008-02-20 2011-03-03 Hiroshi Nagata Method of recycling scrap magnet
TWI471875B (zh) * 2008-10-08 2015-02-01 Ulvac Inc Materials for the production of evaporation materials
JP2013237929A (ja) * 2008-10-08 2013-11-28 Ulvac Japan Ltd 蒸発材料の製造方法
WO2010041416A1 (ja) * 2008-10-08 2010-04-15 株式会社アルバック 蒸発材料及び蒸発材料の製造方法
KR101456837B1 (ko) * 2008-10-08 2014-11-04 가부시키가이샤 알박 증발 재료 및 증발 재료의 제조 방법
US9434002B2 (en) 2008-10-08 2016-09-06 Ulvac, Inc. Evaporating material and method of manufacturing the same
DE112009002354T5 (de) 2008-10-08 2012-01-19 Ulvac, Inc. Verdampfungsgut und Verfahren zu dessen Herstellung
RU2490367C2 (ru) * 2008-10-08 2013-08-20 Улвак, Инк. Иcпаряющийся материал и способ его изготовления
JP5348670B2 (ja) * 2008-10-08 2013-11-20 株式会社アルバック 蒸発材料
JP2010129665A (ja) * 2008-11-26 2010-06-10 Ulvac Japan Ltd 永久磁石の製造方法
JP2010245392A (ja) * 2009-04-08 2010-10-28 Ulvac Japan Ltd ネオジウム鉄ボロン系の焼結磁石
KR20110002441A (ko) 2009-07-01 2011-01-07 신에쓰 가가꾸 고교 가부시끼가이샤 희토류 자석의 제조 방법 및 희토류 자석
US9044810B2 (en) 2009-07-01 2015-06-02 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth magnet and its preparation
EP2270822A1 (en) 2009-07-01 2011-01-05 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth magnet and its preparation
US10160037B2 (en) 2009-07-01 2018-12-25 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth magnet and its preparation
US11482377B2 (en) 2011-05-02 2022-10-25 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth permanent magnets and their preparation
US11791093B2 (en) 2011-05-02 2023-10-17 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth permanent magnets and their preparation
US10614952B2 (en) 2011-05-02 2020-04-07 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth permanent magnets and their preparation
US10074477B2 (en) 2012-04-11 2018-09-11 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth sintered magnet and making method
EP2650887A2 (en) 2012-04-11 2013-10-16 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth sintered magnet and making method
KR20200038874A (ko) 2018-10-04 2020-04-14 신에쓰 가가꾸 고교 가부시끼가이샤 희토류 소결 자석
EP3633696A1 (en) 2018-10-04 2020-04-08 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth sintered magnet
US11798716B2 (en) 2018-10-04 2023-10-24 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth sintered magnet
KR20220066039A (ko) 2019-09-20 2022-05-23 신에쓰 가가꾸 고교 가부시끼가이샤 희토류 자석의 제조 방법
KR20220064920A (ko) 2020-11-12 2022-05-19 신에쓰 가가꾸 고교 가부시끼가이샤 희토류 소결 자석의 제조 방법
EP4002403A1 (en) 2020-11-12 2022-05-25 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Method for manufacturing rare earth sintered magnet

Also Published As

Publication number Publication date
CN101506919A (zh) 2009-08-12
JPWO2008023731A1 (ja) 2010-01-14
JP5356026B2 (ja) 2013-12-04
KR101425828B1 (ko) 2014-08-05
US20100164663A1 (en) 2010-07-01
TWI433172B (zh) 2014-04-01
KR20090048613A (ko) 2009-05-14
TW200822155A (en) 2008-05-16
US8257511B2 (en) 2012-09-04
DE112007002010T5 (de) 2009-07-02
CN101506919B (zh) 2012-10-31
US20120086531A1 (en) 2012-04-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2008023731A1 (en) Permanent magnet and process for producing the same
JP5247717B2 (ja) 永久磁石の製造方法及び永久磁石
KR101373272B1 (ko) 영구자석 및 영구자석의 제조방법
JP5277179B2 (ja) 永久磁石の製造方法及び永久磁石
JP5401328B2 (ja) スクラップ磁石の再生方法
EP2797086B1 (en) R-T-B Rare earth sintered magnet and method of manufacturing the same
WO2006112403A1 (ja) 希土類焼結磁石とその製造方法
JP5275043B2 (ja) 永久磁石及び永久磁石の製造方法
JP2011035001A (ja) 永久磁石の製造方法
JP5205278B2 (ja) 永久磁石及び永久磁石の製造方法
JP5064930B2 (ja) 永久磁石及び永久磁石の製造方法
JP4860493B2 (ja) 永久磁石の製造方法及び永久磁石の製造装置
JP5117219B2 (ja) 永久磁石の製造方法
JP5210585B2 (ja) 焼結体の製造方法及びこの焼結体の製造方法により製造されるネオジム鉄ボロン系焼結磁石
JP4999661B2 (ja) 永久磁石の製造方法
JP4860491B2 (ja) 永久磁石及び永久磁石の製造方法
JP2010245392A (ja) ネオジウム鉄ボロン系の焼結磁石

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200780031287.2

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 07792864

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2008530940

Country of ref document: JP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12009500348

Country of ref document: PH

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020097004472

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1120070020105

Country of ref document: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2009110224

Country of ref document: RU

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12438057

Country of ref document: US

RET De translation (de og part 6b)

Ref document number: 112007002010

Country of ref document: DE

Date of ref document: 20090702

Kind code of ref document: P

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 07792864

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1