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技術 低Bの希土類磁石

出願人 シアメンタングステンカンパニーリミテッド
発明者 永田浩ユーロン
出願日 2018年3月23日 (2年7ヶ月経過) 出願番号 2018-055697
公開日 2018年8月23日 (2年2ヶ月経過) 公開番号 2018-133578
状態 特許登録済
技術分野 粉末冶金 硬質磁性材料 コア、コイル、磁石の製造
主要キーワード 下がり現象 二次成形機 実施例一 一次成形後 Cuリッチ相 EPMA測定 角配向 真空熱処理炉
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この項目の情報は公開日時点(2018年8月23日)のものです。
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図面 (2)

課題

希土類磁石に0.3 at%〜0.8 at%のCuと適量のCoを複合添加することにより、粒界三種Cuリッチ相を形成し、この粒界に存在する三種のCuリッチ相の磁気的な効果や粒界におけるB不足問題の修復効果により、磁石角形比耐熱性への劇的な改善効果が得られる低Bの希土類磁石を提供すること。

解決手段

本発明は、R2T14B主相を含む希土類磁石であって、下記の原料成分:R:13.5 at%〜14.5 at%、B:5.2 at%〜5.8 at%、Cu:0.3 at%〜0.8 at%、Co:0.3 at%〜3 at%、残量のTと不可避不純物とを含有し、前記RはNdを含む少なくとも一種希土類元素であり、前記Tは主にFeを含む元素である低Bの希土類磁石を開示する。前記希土類磁石に0.3〜0.8 at%のCuと適量のCoを複合添加することにより、粒界に三種のCuリッチ相を形成し、この粒界に存在している三種のCuリッチ相の磁気的な効果や粒界におけるB不足問題への修復効果により、磁石の角形比や耐熱性の劇的な改善効果も得られた。

概要

背景

様々な高性能電気モーター発電機の中で使われる(BH)maxが40MGOeを超える高性能磁石に対して、高磁化の磁石を得るために、非磁性元素ホウ素Bの使用量を減少させた「低B組成の磁石」の開発がとても必要になってきた。
現在、「低B組成の磁石」の開発に様々な方法を採用しているが、今のところ市場に出回るような製品の開発には至っていない。「低B組成の磁石」の最大の欠点は減磁曲線角形比(Hk、もしくはSQとも呼ばれる)が良くないことであり、その原因は複雑であるが、主な原因はR2Fe17相が出現するのと、Bリッチ相(R1.1T4B4相)が足りない事により起きる局部的なB不足によるものである。
特開2013−70062には、R(RはYを含む希土類元素から選ばれる少なくとも一種元素で、Ndは必須組成分である)、B、Al、Cu、Zr、Co、O、C及びFeを主成分の組成として、各元素の含有量はR:25〜34wt%、B:0.87〜0.94wt%、Al:0.03〜0.3wt%、Cu:0.03〜0.11wt%、Zr:0.03〜0.25wt%、Co:3wt%以下(0は含まない)、O:0.03〜0.1wt%、C:0.03〜0.15wt%、残りはFeである低B希土類磁石が開示されている。発明はBの含有量を減らすことにより、Bリッチ相の含有量を減らさせ、更には主相の含有体積割合を増加させ、最終的に高Brの磁石が得られるものである。通常、Bの含有量を減らした場合には、軟磁性のR2T17相(一般的にはR2Fe17相としている)を形成し、保磁力(Hcj)を極めて容易に低下させるが、この発明はCuを微量に添加することにより、R2T17相の析出を抑え、更にHcjとBrを高めるR2T14C相(一般的にはR2Fe14C相としている)を形成させる。

しかし、上記の発明は依然として低B磁石の固有の角形比(Hk/Hcj, SQとも呼ばれる)が高くないという問題を解決していない。この発明の実施例から分かるように、Hk/Hcjが95%を超えた実施例は極めて少なく、ほとんどが90%程度であり、更に98%以上に達した実施例は一つもないので、Hk/Hcjの面から見て顧客の満足を得ることは難しい。
話を展開し詳しく述べると、角形比(SQ)が比較的に良くない場合には、磁石の保磁力がとても高くても、耐熱性はあまり良くないことがある。
磁石は電気モーターの高負荷回転において、熱減磁を発生させ、電気モーターは回転できなくなり、更には回転運動が止まってしまう。従って、「低B組成の磁石」によって高保磁力磁石の開発成功報告が多いが、全て角形比が悪い磁石で、実際に電気モーターにおいて耐熱試験を行うと、熱減磁問題は改善されていない。
それ故、「低B組成の磁石」は実際に市場で受け入れられた先例はない。
一方で、Sm−Co系磁石最大磁気エネルギー積は約30MG0e以下であるので、最大磁気エネルギー積が35〜40MG0eに達するNdFeB系焼結磁石は電気モーター用や発電機用焼結磁石として市場では極めて大きなシェアを占めている。特に、最近の二酸化炭素排出量の削減、石油枯渇危機等の問題で、電気モーターや発電機の一層の高効率化省電力化がより求められるようになってきた故、最大磁気エネルギー積への要求も段々高くなってきた。

概要

希土類磁石に0.3 at%〜0.8 at%のCuと適量のCoを複合添加することにより、粒界三種Cuリッチ相を形成し、この粒界に存在する三種のCuリッチ相の磁気的な効果や粒界におけるB不足問題の修復効果により、磁石の角形比や耐熱性への劇的な改善効果が得られる低Bの希土類磁石を提供すること。本発明は、R2T14B主相を含む希土類磁石であって、下記の原料成分:R:13.5 at%〜14.5 at%、B:5.2 at%〜5.8 at%、Cu:0.3 at%〜0.8 at%、Co:0.3 at%〜3 at%、残量のTと不可避不純物とを含有し、前記RはNdを含む少なくとも一種の希土類元素であり、前記Tは主にFeを含む元素である低Bの希土類磁石を開示する。前記希土類磁石に0.3〜0.8 at%のCuと適量のCoを複合添加することにより、粒界に三種のCuリッチ相を形成し、この粒界に存在している三種のCuリッチ相の磁気的な効果や粒界におけるB不足問題への修復効果により、磁石の角形比や耐熱性の劇的な改善効果も得られた。なし

目的

本発明は、先行技術の欠点を克服し、希土類磁石に0.3 at%〜0.8 at%のCuと適量のCoを複合添加することにより、粒界に三種のCuリッチ相を形成し、この粒界に存在する三種のCuリッチ相の磁気的な効果や粒界におけるB不足問題の修復効果により、磁石の角形比や耐熱性への劇的な改善効果が得られる低Bの希土類磁石を提供する

効果

実績

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請求項1

R2T14B主相を含む希土類磁石であって、下記の原料成分:R:13.5at%〜14.5at%、B:5.2at%〜5.6at%、Cu:0.3at%〜0.8at%、Co:0.3at%〜3at%、及び残量のTと不可避不純物とを含有し、前記RはNdを含む少なくとも一種希土類元素であり、前記Tは主にFeを含む元素であることを特徴とする低Bの希土類磁石。

請求項2

前記TはさらにXを含み、ただし、XはAl、Si、Ga、Sn、Ge、Ag、Au、Bi、Mn、Cr、P又はSから選ばれる少なくとも三種の元素であり、X元素の総組成は0at%〜1.0at%であり、前記不可避の不純物において、Oの含有量が1at%以下、Cの含有量が1at%以下、及びNの含有量が0.5at%以下に制御されることを特徴とする請求項1に記載の低Bの希土類磁石。

請求項3

前記希土類磁石の粒界に高Cu相結晶、中Cu相結晶と低Cu相結晶を形成させたことを特徴とする請求項1又は2に記載の低Bの希土類磁石。

請求項4

前記高Cu相結晶の分子組成RT2系相、前記中Cu相結晶の分子組成はR6T13X系相、前記低Cu相結晶の分子組成はRT5系相であり、前記高Cu相結晶と前記中Cu相結晶の合計含有量は粒界組成の65体積%以上を占めることを特徴とする請求項3に記載の低Bの希土類磁石。

請求項5

前記の希土類磁石は最大磁気エネルギー積が43MGOeを超えるNd−Fe−B系磁石であることを特徴とする請求項4に記載の低Bの希土類磁石。

請求項6

XはAl、Si、Ga、Sn、Ge、Ag、Au、Bi、Mn、Cr、P又はSから選ばれる少なくとも三種の元素であり、前記元素の総組成は0.3at%〜1.0at%であることを特徴とする請求項5に記載の低Bの希土類磁石。

請求項7

前記R中、Dy、Ho、Gd又はTbの含有量は1at%以下であることを特徴とする請求項6に記載の低Bの希土類磁石。

請求項8

希土類磁石成分の溶融液希土類磁石用合金に製造する工程と、前記希土類磁石用合金を粗粉砕してから微粉砕し、微粉に調製する工程と、前記微粉を磁場成形法で成形体に製造し、且つ真空又は不活性ガス中、900℃〜1100℃の温度で前記成形体を焼結し、粒界に高Cu相結晶、中Cu相結晶と低Cu相結晶を形成させる工程とを含むことを特徴とする請求項1又は2に記載の低Bの希土類磁石を製造するための方法。

請求項9

R2T14B主相を含む希土類磁石であって、下記の原料成分:R:13.5at%〜14.5at%、B:5.2at%〜5.8at%、Cu:0.3at%〜0.8at%、Co:0.3at%〜3at%、及び残量のTと不可避の不純物を含有し、前記RはNdを含む少なくとも一種の希土類元素であり、前記Tは主にFeを含む元素であり、且つ、前記希土類磁石の粒界に高Cu相結晶、中Cu相結晶と低Cu相結晶を形成させ、前記希土類磁石は、粒界にRHが拡散したことを特徴とする低Bの希土類磁石。

請求項10

前記RHはDy、Ho又はTbから選ばれる少なくとも一種であり、前記Tは更にXを含み、ただし、XはAl、Si、Ga、Sn、Ge、Ag、Au、Bi、Mn、Cr、P又はSから選ばれる少なくとも三種の元素であり、X元素の総組成は0at%〜1.0at%であり、前記不可避の不純物において、Oの含有量が1at%以下、Cの含有量が1at%以下及びNの含有量が0.5at%以下に制御されることを特徴とする請求項9に記載の低Bの希土類磁石。

請求項11

前記希土類磁石成分の溶融液を希土類磁石用合金に製造する工程と、前記希土類磁石用合金を粗粉砕してから微粉砕し、微粉に調製する工程と、前記微粉を磁場成形法で成形体に製造し、且つ真空又は不活性ガス中、900℃〜1100℃の温度で前記成形体を焼結し、粒界に高Cu相結晶、中Cu相結晶と低Cu相結晶を形成させる工程と、700℃〜1050℃の温度でRH粒界拡散処理する工程とを含むことを特徴とする請求項9に記載の低Bの希土類磁石を製造するための方法。

請求項12

更に時効処理の工程、即ち、前記RH粒界拡散処理後の磁石を400℃〜650℃の温度で時効処理する工程を含むことを特徴とする請求項11に記載の方法。

技術分野

0001

本発明は磁石の製造技術分野、特に低Bの希土類磁石に関する。

背景技術

0002

様々な高性能電気モーター発電機の中で使われる(BH)maxが40MGOeを超える高性能磁石に対して、高磁化の磁石を得るために、非磁性元素ホウ素Bの使用量を減少させた「低B組成の磁石」の開発がとても必要になってきた。
現在、「低B組成の磁石」の開発に様々な方法を採用しているが、今のところ市場に出回るような製品の開発には至っていない。「低B組成の磁石」の最大の欠点は減磁曲線角形比(Hk、もしくはSQとも呼ばれる)が良くないことであり、その原因は複雑であるが、主な原因はR2Fe17相が出現するのと、Bリッチ相(R1.1T4B4相)が足りない事により起きる局部的なB不足によるものである。
特開2013−70062には、R(RはYを含む希土類元素から選ばれる少なくとも一種元素で、Ndは必須組成分である)、B、Al、Cu、Zr、Co、O、C及びFeを主成分の組成として、各元素の含有量はR:25〜34wt%、B:0.87〜0.94wt%、Al:0.03〜0.3wt%、Cu:0.03〜0.11wt%、Zr:0.03〜0.25wt%、Co:3wt%以下(0は含まない)、O:0.03〜0.1wt%、C:0.03〜0.15wt%、残りはFeである低B希土類磁石が開示されている。発明はBの含有量を減らすことにより、Bリッチ相の含有量を減らさせ、更には主相の含有体積割合を増加させ、最終的に高Brの磁石が得られるものである。通常、Bの含有量を減らした場合には、軟磁性のR2T17相(一般的にはR2Fe17相としている)を形成し、保磁力(Hcj)を極めて容易に低下させるが、この発明はCuを微量に添加することにより、R2T17相の析出を抑え、更にHcjとBrを高めるR2T14C相(一般的にはR2Fe14C相としている)を形成させる。

0003

しかし、上記の発明は依然として低B磁石の固有の角形比(Hk/Hcj, SQとも呼ばれる)が高くないという問題を解決していない。この発明の実施例から分かるように、Hk/Hcjが95%を超えた実施例は極めて少なく、ほとんどが90%程度であり、更に98%以上に達した実施例は一つもないので、Hk/Hcjの面から見て顧客の満足を得ることは難しい。
話を展開し詳しく述べると、角形比(SQ)が比較的に良くない場合には、磁石の保磁力がとても高くても、耐熱性はあまり良くないことがある。
磁石は電気モーターの高負荷回転において、熱減磁を発生させ、電気モーターは回転できなくなり、更には回転運動が止まってしまう。従って、「低B組成の磁石」によって高保磁力磁石の開発成功報告が多いが、全て角形比が悪い磁石で、実際に電気モーターにおいて耐熱試験を行うと、熱減磁問題は改善されていない。
それ故、「低B組成の磁石」は実際に市場で受け入れられた先例はない。
一方で、Sm−Co系磁石最大磁気エネルギー積は約30MG0e以下であるので、最大磁気エネルギー積が35〜40MG0eに達するNdFeB系焼結磁石は電気モーター用や発電機用焼結磁石として市場では極めて大きなシェアを占めている。特に、最近の二酸化炭素排出量の削減、石油枯渇危機等の問題で、電気モーターや発電機の一層の高効率化省電力化がより求められるようになってきた故、最大磁気エネルギー積への要求も段々高くなってきた。

0004

本発明は、先行技術の欠点を克服し、希土類磁石に0.3 at%〜0.8 at%のCuと適量のCoを複合添加することにより、粒界三種Cuリッチ相を形成し、この粒界に存在する三種のCuリッチ相の磁気的な効果や粒界におけるB不足問題の修復効果により、磁石の角形比や耐熱性への劇的な改善効果が得られる低Bの希土類磁石を提供することを目的とする。
本発明の一つの実施形態は以下のとおりである:
R2T14B主相を含む希土類磁石であって、下記の原料成分:
R:13.5 at%〜14.5 at%、
B:5.2 at%〜5.8 at%、
Cu:0.3 at%〜0.8 at%、
Co:0.3 at%〜3 at%、
残量のTと不可避不純物とを含有し、
前記RはNdを含む少なくとも一種の希土類元素であり、
前記Tは主にFeを含む元素である低Bの希土類磁石。

図面の簡単な説明

0005

図1実施例一の実施例1の焼結磁石のEPMA測定結果を示す。
図2は実施例一の実施例1の焼結磁石のEPMA含有量測定結果を示す。

0006

本発明で言及した at%は原子パーセントである。
本発明で言及した希土類元素はY元素を含む。
好ましい実施形態において、前記TはさらにXを含み、ただし、XはAl、Si、Ga、Sn、Ge、Ag、Au、Bi、Mn、Cr、P又はSから選ばれる少なくとも三種の元素であり、X元素の総組成は0 at%〜1.0 at%である。
製造工程において、少量のO、C、N及び他の不純物の混入が不可避であるため、本発明に言及した前記希土類磁石の酸素含有量を1 at%以下、好ましくは0.6 at%以下、C含有量を1 at%以下、好ましくは0.4 at%以下、N含有量を0.5 at%以下に制御したほうが良い。
好ましい実施形態において、前記希土類磁石は以下の工程、即ち、希土類磁石成分の溶融液希土類磁石用合金に製造する工程と、前記希土類磁石用合金を粗粉砕してから微粉砕し、微粉に調製する工程と、前記微粉を磁場成形法で成形体に製造し、且つ真空又は不活性ガス中、900℃〜1100℃の温度で前記成形体を焼結し、粒界に高Cu相結晶、中Cu相結晶と低Cu相結晶を形成させる工程とによって得られる。
前記の形態で、粒界に高Cu相結晶、中Cu相結晶と低Cu相結晶を形成し、角形比が95%を超え、磁石の耐熱性能が高くなる。

0007

好ましい実施形態において、前記高Cu相結晶の分子組成RT2系相、前記中Cu相結晶の分子組成はR6T13X系相、前記低Cu相結晶の分子組成はRT5系相、前記高Cu相結晶と前記中Cu相結晶の総含有量は粒界組成の65体積%以上を占める。
なお、本発明は、磁石の全部の製造工程を低酸素環境下で行うことで、本発明で言及した効果が得られる。磁石の低酸素製造工程は既に先行技術であり、且つ本発明の実施例1から実施例7はすべで低酸素の製造方式を採用したので、ここでは詳しく説明しない。
好ましい実施形態において、前記の希土類磁石は最大磁気エネルギー積が43MGOeを超えるNd−Fe−B系磁石である。
好ましい実施形態において、XはAl、Si、Ga、Sn、Ge、Ag、Au、Bi、Mn、Cr、P又はSから選ばれる少なくとも三種の元素であり、前記元素の総組成は0.3 at%〜1.0 at%が好ましい。
好ましい実施形態において、前記Rの中に、Dy、Ho、GdあるいはTbの含有量は1 at%以下である。
好ましい実施形態において、前記希土類磁石用合金は原料合金溶融液をストリップキャスト法で、102℃/秒以上、104℃/秒以下の冷却速度で冷却して得られるものである。
好ましい実施形態において、前記粗粉砕は希土類磁石用合金を水素吸収粉砕して粗粉末を得る工程であり、前記微粉砕は粗粉末を気流粉砕する工程である。更に、微粉砕後粉末の中から粒径1.0μm以下の少なくとも一部を除くことにより、粒径1.0μm以下の粉末の体積を全体粉末体積の10%以下に減らす工程を含む。

0008

本発明は、さらにもう一つの低Bの希土類磁石を提供する。
R2T14B主相を含む希土類磁石であって、下記の原料成分:
R:13.5 at%〜14.5 at%、
B:5.2 at%〜5.8 at%、
Cu:0.3 at%〜0.8 at%、
Co:0.3 at%〜3 at%、
及び残量のTと不可避の不純物とを含有し、
前記RはNdを含む少なくとも一種の希土類元素であり、
前記Tは主にFeを含む元素であり、且つ、
前記希土類磁石は、以下の工程、即ち、前記希土類磁石成分の溶融液を希土類磁石用合金に製造する工程と、前記希土類磁石用合金を粗粉砕してから微粉砕し、微粉に調製する工程と、前記微粉を磁場成形法で成形体に製造し、且つ真空又は不活性ガス中、900℃〜1100℃の温度で前記成形体を焼結し、粒界に高Cu相結晶、中Cu相結晶と低Cu相結晶を形成させる工程と、700℃〜1050℃の温度で重希土類元素(RH)粒界拡散処理する工程によって得られる低Bの希土類磁石。
好ましい実施形態において、本発明で言及したRHはDy、Ho又はTbから選ばれる少なくとも一種であり、前記Tは更にXを含み、 ただし、XはAl、Si、Ga、Sn、Ge、Ag、Au、Bi、Mn、Cr、P又はSから選ばれる少なくとも三種の元素であり、X元素の総組成は0 at%〜1.0 at%であり、前記不可避不純物の中に、Oの含有量を1 at%以下、Cの含有量を1 at%以下及びNの含有量を0.5 at%以下に制御する。

0009

好ましい実施形態において、更に時効処理の工程、即ち、前記RH粒界拡散処理後の磁石を400℃〜650℃の温度で時効処理する工程を含む。
先行技術と比べ、本発明は、以下の特徴を持つ。
(1) 本発明は、Coを適量添加することにより、軟磁相のR2Fe17相はRCo2、RCo3等の金属間化合物に変わる。しかし、Coの単独添加がHcjやSQを更に低下させることは公知であるため、本発明は、0.3〜0.8 at%のCuを複合添加することにより、粒界中に三種のCuリッチ相を形成し、この粒界に存在する三種のCuリッチ相の磁気的な効果と粒界におけるB不足への修復効果により、磁石の角形比と耐熱性への劇的な改善効果が得られ、最大磁気エネルギー積が43MGOeを超える高角形比、高耐熱性の低B型磁石が得られる。
(2) 従来、Bの含有量が6 at%より小さい磁石において、α−Fe相が形成し、軟磁性のR2T17相が主相表面や結晶粒界相に形成していた。また、Rリッチ相の中で、酸素含有量が少ないdhcp Rリッチ相は保磁力を改善するが、酸素が一部固溶されたfcc Rリッチ相は保磁力を低下させる原因であるという最近の報告がある。しかし、Rリッチ相は非常に酸化されやすく、分析試料においても変質、酸化が起き、分析は困難であり、詳細は不明なまま残されている。本発明者は、基本成分微調整の観点、微量不純物制御の観点、結晶粒界組織制御と角形比向上の観点から総合的な研究開発を行った。その結果、R、B、Co、Cuの含有量を同時に制御する条件下でのみ、「低B組成の磁石」における角形比への改善効果が得られた。
(3) 本発明の組成分において、Cu、Coやその他の不純物の微量添加により、高融点のRCo2相(950℃)、RCu2相(840℃)等の金属間化合物相の融点を低下させる。その結果、粒界拡散温度で結晶粒界が全部融解し、粒界拡散の効率が優れ、保磁力がかつてない程向上した。角形比が96%以上になるので、耐熱性良い高性能磁石が得られた。
以下、実施例を参照して本発明をより詳しく説明する。

0010

実施例1
原料配合工程:純度99.5%のNd、工業用のFe−B、工業用の純Fe、純度99.9%のCoと純度99.5%のCu、Al、Siを用意し、原子パーセントat%で配合した。

0011

各元素の含有量を表1に示す。
表1 各元素の配合率

0012

各例において、表1の元素組成になるように調製し、各100kgの原料を量、配合した。
溶解工程:それぞれ配合後の各原料をアルミナ製坩堝に入れ、高周波真空誘導溶解炉中で10-2Paの真空中且つ1500℃以下の温度で真空溶解した。
鋳造工程:真空溶解後の溶解炉にArガスを5万Paまで導入し、単ロール急冷法で鋳造した。102℃/秒〜104℃/秒の冷却速度で急冷合金を得た。急冷合金を600℃の温度で60分間保温熱処理してから、室温まで冷却した。
水素粉砕工程:室温で、急冷合金が放置された水素粉砕炉を真空抽出し、その後、水素粉砕炉に純度99.5%の水素ガスを0.1MPaまで導入し、120分間放置した後、真空抽出しながら温度を上げた。500℃の温度で2時間真空引きを行った後冷却し、水素粉砕後の粉末を取り出した。
微粉砕工程:酸化ガス含有量が100ppm以下の雰囲気で、0.4MPaの粉砕室圧力下で、水素粉砕後の粉末を気流粉砕し、微粉を得た。微粉の平均粒度は4.5μmであった。酸化ガスは酸素あるいは水分であった。
一部粉砕後の微粉(微粉総重量の30%を占める)をスクリーニングし、粒径1.0μm以下の粉末を取り除いた後、スクリーニング後の微粉と残りのスクリーニングしていない微粉を混合した。混合後の微粉の中で、粒径1.0μm以下の粉末の体積は全体粉末体積の10%以下に減少した。
気流粉砕後の粉末にカプリル酸メチルを添加した。カプリル酸メチルの添加量は混合後粉末重量の0.2%であった。その後、V型混料機で充分混合した。
磁場成形工程:直角配向型の磁場成形機を用い、1.8Tの配向磁場中、0.2ton/cm2の成形圧力下で、カプリル酸メチルを添加した粉末を辺長25mmの立方体になるように一次成形した。一次成形後、0.2Tの磁場で脱磁を行なった。
一次成形後の成形体は空気に触れないように密封し、二次成形機等方静水圧成形機)で1.4ton/cm2の圧力下で二次成形を行った。
焼結工程:各成形体焼結炉に運び、焼結し、10-3Paの真空下で200℃、900℃の各温度でそれぞれ2時間保持した後、1030℃で2時間焼結し、その後Arガスを0.1MPaまで導入し、室温まで冷却した。
熱処理工程:焼結体は、高純度Arガス中で、620℃で1時間熱処理を行い、その後室温まで冷却し、取り出した。
工工程:熱処理された焼結体をΦ15mm、厚さ5mmの磁石に加工し、5mm方向は磁場配向方向であった。
磁気性能の評価工程:焼結磁石の磁気性能は中国計量院製のNIM−10000H型BH大型希土類永久磁石無損測量システムで測定された。
熱減磁の評価工程:焼結磁石の磁束を測定し、その後100℃の空気中で1時間加熱し、冷却後、再度磁束を測定した。磁束保持率が95%以上のものを合格品とした。

0013

比較例1−4、実施例1−5の焼結体から作成された磁石を粒界拡散処理無しの磁石として直接磁気性能を測定し、磁気特性を評価した。実施例と比較例の磁石の評価結果を表2に示す。
表2 実施例と比較例の磁気性能評価状況

0014

全ての実施工程において、特にO、CとNの含有量の制御を注意し、上記磁石におけるO、CとNの三つの元素の含有量をそれぞれ0.3 at%以下、0.4 at%以下と0.1 at%以下に制御した。
結論として言えるのは、本発明において、Rの含有量が13.5 at%より小さい時、SQとHcjが下がり、その原因は、Rリッチ相の減少によりRリッチ相が枯渇した粒界相が存在することである。それに対して、Rの含有量が14.5 at%を超える時、SQが下がり、これは、Rリッチ相が粒界の中に過剰に存在しているからであり、先行技術と同じで、SQの低下を招く。
実施例1で作った焼結磁石のCu成分に対し、FE−EPMA(電界放出型電子マイクロアナライザ)測定を行った結果を図1に示す。
図1中の1は高Cu相結晶を指し、高Cu相結晶の分子組成はRT2系相である。2は中Cu相結晶を指し、中Cu相結晶の分子組成はR6T13X系相である。3は低Cu相結晶を指す。
図2の計算から、高Cu相結晶と中Cu相結晶は粒界組成の65体積%以上を占めることが分かる。
同様に、実施例1から実施例5に対してFE−EPMA測定を行い、計算した結果により、高Cu相結晶と中Cu相結晶が粒界組成の65体積%以上を占めることが分かった。
なお、本実施例中のBHHというのは(BH)maxとHcjの合計で、実施例2から実施例7までのBHHも同じ概念である。

0015

実施例2
原料配合工程:純度99.9%のNd、純度99.9%のB、純度99.9%のFe、純度99.9%のCoと純度99.5%のCu、Al、Ga、Siを用意し、原子パーセントat%で配合した。

0016

各元素の含有量を表3に示す。
表3 各元素の配合率

0017

各例において、表3の元素組成になるように調製し、各100kgの原料を秤量、配合した。
溶解工程:それぞれ配合後の1等分の原料をアルミナ製坩堝に入れ、高周波真空誘導溶解炉中で10-2Paの真空中且つ1500℃以下の温度で真空溶解した。
鋳造工程:真空溶解後の溶解炉にArガスを5万Paまで導入し、単ロール急冷法で鋳造した。102℃/秒〜104℃/秒の冷却速度で急冷合金を得た。急冷合金を600℃の温度で60分間保温熱処理してから、室温まで冷却した。
水素粉砕工程:室温で、急冷合金が放置された水素粉砕炉を真空抽出し、その後、水素粉砕炉に純度99.5%の水素ガスを0.1MPaまで導入し、125分間放置した後、真空抽出しながら温度を上げた。500℃の温度下で2時間真空引きを行った後冷却し、 水素粉砕後の粉末を取り出した。
微粉砕工程:酸化ガス含有量が100ppm以下の雰囲気で、0.41MPaの粉砕室圧力下で、水素粉砕後の粉末を気流粉砕し、微粉を得た。微粉の平均粒度は4.30μmであった。酸化ガスは酸素あるいは水分であった。
一部粉砕後の微粉(微粉総重量の30%を占める)をスクリーニングし、粒径1.0μm以下の粉末を取り除いた後、スクリーニング後の微粉と残りのスクリーニングしていない微粉を混合した。混合後の微粉に、粒径1.0μm以下の粉末の体積は全体粉末体積の10%以下に減少した。
気流粉砕後の粉末にカプリル酸メチルを添加した。カプリル酸メチルの添加量は混合後粉末重量の0.25%であった。その後、V型混料機で充分混合した。
磁場成形工程:直角配向型の磁場成形機を用い、1.8Tの配向磁場中、0.2ton/cm2の成形圧力下で、カプリル酸メチルを添加した粉末を辺長25mmの立方体になるように一次成形した。一次成形後、0.2Tの磁場で脱磁を行なった。
一次成形後の成形体は空気に触れないように密封し、二次成形機(等方静水圧成形機)で1.4ton/cm2の圧力下で二次成形を行った。
焼結工程:各成形体を焼結炉に運び、焼結し、焼結は10-3Paの真空下、200℃、900℃の各温度でそれぞれ2時間保持した後、1000℃で2時間焼結し、その後Arガスを0.1MPaまで導入し、室温まで冷却した。
熱処理工程:焼結体は、高純度Arガス中で、620℃で1時間熱処理を行った後、室温まで冷却し、取り出した。
加工工程:熱処理された焼結体をΦ15mm、厚さ5mmの磁石に加工し、5mm方向は磁場配向方向であった。
磁気性能の評価工程:焼結磁石の磁気性能は中国計量院製のNIM−10000H型BH大型希土類永久磁石無損測量システムで測定された。
熱減磁の評価工程:焼結磁石の磁束を測定した後、100℃で空気中で1時間加熱し、冷却後、再度磁束を測定した。磁束保持率が95%以上のものを合格品とした。

0018

比較例1−4、実施例1−4の焼結体の磁石を粒界拡散処理無しの磁石として直接磁気性能測定をし、磁気特性を評価した。実施例と比較例の磁石の評価結果は表4に示す。
表4 実施例と比較例の磁気性能の評価状況

0019

全ての実施工程において、特にO、CとN量の含有量の制御を注意し、上記磁石におけるO、CとNの三つの元素の含有量をそれぞれ0.4 at%以下、0.3 at%以下と0.2 at%以下に制御した。
結論として分かるのは、Bの含有量が5.2 at%より小さい時、SQが急激に下がり、その原因は、Bの含有量が減ったことにより、先行技術と同くSQの下がり現象が発生することである。それに対して、Bの含有量が5.8 at%を上回る時、焼結性能は急激に低下し、充分な焼結密度が得られないので、Br、(BH)maxの低下も見られ、高磁気エネルギー積の磁石は得られない。
同様に、実施例1から実施例4に対してFE−EPMA測定を行い、計算した結果により、高Cu相結晶と中Cu相結晶が粒界組成の65体積%以上を占めることが分かった。

0020

実施例3
原料配合工程:純度99.5%のNd、工業用Fe−B、工業用純Fe、純度99.9%のCoと純度99.5%のCuを用意し、原子パーセントat%で配合した。

0021

各元素の含有量は表5に示す。
表5 各元素の配合

0022

各例において、表5の元素組成になるように調製し、各100kgの原料を秤量、配合した。
溶解工程:それぞれ配合後の原料をアルミナ製坩堝に入れ、高周波真空誘導溶解炉中で10-2Paの真空中且つ1500℃以下の温度で真空溶解した。
鋳造工程:真空溶解後の溶解炉にArガスを5万Paまで導入し、単ロール急冷法で鋳造した。102℃/秒〜104℃/秒の冷却速度で急冷合金を得た。急冷合金を600℃の温度で60分間保温熱処理してから、室温まで冷却した。
水素粉砕工程:室温で、急冷合金が放置された水素粉砕炉を真空抽出し、その後、水素粉砕炉に純度99.5%の水素ガスを0.1MPaまで導入し、97分間放置した後、真空を抽出しながら温度を上げた。500℃の温度下で2時間真空引きを行った後冷却し、水素粉砕後の粉末を取り出した。
微粉砕工程:酸化ガス含有量が100ppm以下の雰囲気で、0.42MPaの粉砕室圧力下で、水素粉砕後の粉末を気流粉砕し、微粉を得た。微粉の平均粒度は4.51μmであった。酸化ガスは酸素あるいは水分であった。
気流粉砕後の粉末にカプリル酸メチルを添加した。カプリル酸メチルの添加量は混合後粉末重量の0.25%であった。その後、V型混料機で充分混合した。
磁場成形工程:直角配向型の磁場成形機を用い、1.8Tの配向磁場中、0.2ton/cm2の成形圧力下で、カプリル酸メチルを添加した粉末を辺長25mmの立方体になるように一次成形した。一次成形後0.2Tの磁場で脱磁を行なった。
一次成形後の成形体は空気に触れないように密封し、二次成形機(等方静水圧成形機)で1.4ton/cm2の圧力下で二次成形を行った。
焼結工程:各成形体は、焼結炉に運び、焼結した。焼結は10-3Paの真空下、200℃、900℃の各温度でそれぞれ2時間保持した後、1020℃で2時間焼結し、その後Arガスを0.1MPaまで導入し、室温まで冷却した。
熱処理工程:焼結体は、高純度Arガス中で、620℃で1時間熱処理を行い、その後室温まで冷却し、取り出した。
加工工程:熱処理された焼結体をΦ15mm、厚さ5mmの磁石に加工し、5mm方向は磁場配向方向であった。
磁気性能の評価工程:焼結磁石の磁気性能は中国計量院製のNIM−10000H型BH大型希土類永久磁石無損測量システムで測定された。
熱減磁の評価工程:焼結磁石の磁束を測定した後、100℃で空気中で1時間加熱し、冷却後、再度磁束を測定した。磁束保持率が95%以上のものを合格品とした。

0023

実施例1〜3、実施例1〜4の焼結体で作った磁石は粒界拡散処理していない磁石として直接磁気性能を測定し、磁気特性を評価した。実施例と比較例の磁石の評価結果は表6に示す。
表6 実施例と比較例の磁気性能評価状況

0024

全ての実施工程において、特にO、CとN量の含有量の制御を注意し、上記磁石におけるO、CとNの三つの元素の含有量をそれぞれ0.4 at%以下、0.3 at%以下と0.2 at%以下に制御した。
結論として分かるのは、Cuの含有量は0.3 at%より小さいと、SQが極端に低下することである。これは、CuがSQ改善に対して本質的改善効果を持つためと思われる。Cuの含有量は0.8 at%を超えると、Hcj、SQが低下する。これは、Cuの過剰添加により、Hcj改善効果が飽和し、別のマイナス要因が作用した為である。
同様に、実施例1から実施例4に対してFE−EPMA測定を行い、計算した結果により、高Cu相結晶と中Cu相結晶が粒界組成の65体積%以上を占めることが分かった。

0025

実施例4
原料配合工程:純度99.5%のNd、工業用Fe−B、工業用純Fe、純度99.9%のCoと純度99.5%のCu、Al、Si、Crを用意し、原子パーセントat%で配合した。

0026

各元素の含有量は表7に示す。
表7 各元素の配合

0027

各例において、表7の元素組成になるように調製し、各100kgの原料を秤量、配合した。
溶解工程:それぞれ配合後の1等分の原料をアルミナ製坩堝に入れ、高周波真空誘導溶解炉中で10-2Paの真空中且つ1500℃以下の温度で真空溶解した。
鋳造工程:真空溶解後の溶解炉にArガスを5万Paまで導入し、単ロール急冷法で鋳造した。102℃/秒〜104℃/秒の冷却速度で急冷合金を得た。急冷合金を600℃の温度で60分間保温熱処理してから、室温まで冷却した。
水素粉砕工程:室温で、急冷合金が放置された水素粉砕炉を真空抽出し、その後、水素粉砕炉に純度99.5%の水素ガスを0.1MPaまで導入し、122分間放置した後、真空を抽出しながら温度を上げた。500℃の温度下で2時間真空引きを行った後冷却し、水素粉砕後の粉末を取り出した。
微粉砕工程:酸化ガス含有量が100ppm以下の雰囲気で、0.45MPaの粉砕室圧力下で、水素粉砕後の粉末を気流粉砕し、微粉を得た。微粉の平均粒度は4.29μmであった。酸化ガスは酸素あるいは水分であった。
一部粉砕後の微粉(微粉総重量の30%を占める)をスクリーニングし、粒径が1.0μm以下の粉末を除いた後、スクリーニング後の微粉とスクリーニングしていない微粉を混合した。混合後の微粉に、粒径1.0μm以下の粉末の体積は全体粉末体積の10%以下に減少した。
気流粉砕後の粉末にカプリル酸メチルを添加した。カプリル酸メチルの添加量は混合後粉末重量の0.22%であった。その後、V型混料機で充分混合した。
磁場成形工程:直角配向型の磁場成形機を用い、1.8Tの配向磁場中、0.2ton/cm2の成形圧力下で、カプリル酸メチルを添加した粉末を辺長25mmの立方体になるように一次成形した。一次成形後0.2Tの磁場で脱磁を行なった。
一次成形後の成形体は空気に触れないように密封し、二次成形機(等方静水圧成形機)で1.4ton/cm2の圧力下で二次成形を行った。
焼結工程:各成形体は、焼結炉に運び、焼結した。焼結は10-3Paの真空下、200℃、900℃の各温度でそれぞれ2時間保持した後、1010℃で2時間焼結し、その後Arガスを0.1MPaまで導入し、室温まで冷却した。
熱処理工程:焼結体は、高純度Arガス中で、620℃で1時間熱処理を行い、その後室温まで冷却し、取り出した。
加工工程:熱処理された焼結体をΦ15mm、厚さ5mmの磁石に加工し、5mm方向は磁場配向方向であった。
磁気性能の評価工程:焼結磁石の磁気性能は中国計量院製のNIM−10000H型BH大型希土類永久磁石無損測量システムで測定された。
熱減磁の評価工程:焼結磁石の磁束を測定した後、100℃で空気中で1時間加熱し、冷却後、再度磁束を測定した。磁束保持率が95%以上のものを合格品とした。

0028

比較例1〜4、実施例1〜5の焼結体で作った磁石は粒界拡散処理していない磁石として直接磁気性能を測定し、磁気特性を評価した。実施例と比較例の磁石の評価結果は表8に示す。
表8 実施例と比較例の磁気性能評価状況

0029

全ての実施工程において、特にO、CとN量の含有量の制御を注意し、上記磁石におけるO、CとNの三つの元素の含有量をそれぞれ0.6 at%以下、0.3 at%以下と0.3 at%以下に制御した。
結論として分かるのは、Co量は0.3 at%より小さいと、Hcj、SQが極端に低下することである。これは、結晶粒界に存在するR−Co金属化合物が一定の最低必要量になると、Hcj、SQへの促進効果を発揮させる為である。Co量は3 at%を超えると、Hcj、SQは同様に極端に低下する。これは、結晶粒界に存在するR−Co金属間化合物が一定量を超え、保磁力低減効果のある別相が生成した為である。
同様に、実施例1から実施例5に対してFE−EPMA測定を行い、計算した結果により、高Cu相結晶と中Cu相結晶が粒界組成の65体積%以上を占めることが分かった。

0030

実施例5
原料配合工程:純度99.5%のNd、工業用Fe−B、工業用純Fe、純度99.9%のCoと純度99.5%のCu、Al、Ga、Si、Mn、Sn、Ge、Ag、Au、Biを用意し、原子パーセントat%で配合した。

0031

各元素の含有量は表9に示す。
表9 各元素の配合

0032

各例において、表9の元素組成になるように調製し、各100kgの原料を秤量、配合した。
溶解工程:それぞれ配合後の1等分の原料をアルミナ製坩堝に入れ、高周波真空誘導溶解炉中で10-2Paの真空中且つ1500℃以下の温度で真空溶解した。
鋳造工程:真空溶解後の溶解炉にArガスを5万Paまで導入し、単ロール急冷法で鋳造した。102℃/秒〜104℃/秒の冷却速度で急冷合金を得た。急冷合金を600℃の温度で60分間保温熱処理してから、室温まで冷却した。
水素粉砕工程:室温で、急冷合金が放置された水素粉砕炉を真空抽出し、その後、水素粉砕炉に純度99.5%の水素ガスを0.1MPaまで導入し、109分間放置した後、真空を抽出しながら温度を上げた。500℃の温度下で2時間真空引きを行った後冷却し、水素粉砕後の粉末を取り出した。
微粉砕工程:酸化ガス含有量が100ppm以下の雰囲気で、0.41MPaの粉砕室圧力下で、水素粉砕後の粉末を気流粉砕し、微粉を得た。微粉の平均粒度は4.58μmであった。酸化ガスは酸素あるいは水分であった。
一部粉砕後の微粉(微粉総重量の30%を占める)をスクリーニングし、粒径1.0μm以下の粉末を除いた後、スクリーニング後の微粉と残りのスクリーニングしていない微粉を混合した。混合後の微粉中に、粒径1.0μm以下の粉末の体積は全体粉末体積の10%以下に減少した。
気流粉砕後の粉末にカプリル酸メチルを添加した。カプリル酸メチルの添加量は混合後粉末重量の0.22%であった。その後、V型混料機で充分混合した。
磁場成形工程:直角配向型の磁場成形機を用い、1.8Tの配向磁場中、0.2ton/cm2の成形圧力下で、カプリル酸メチルを添加した粉末を辺長25mmの立方体になるように一次成形した。一次成形後0.2Tの磁場で脱磁を行なった。
一次成形後の成形体は空気に触れないように密封し、二次成形機(等方静水圧成形機)で1.4ton/cm2の圧力下で二次成形を行った。
焼結工程:各成形体は、焼結炉に運び、焼結した。焼結は10-3Paの真空下、200℃、900℃の各温度でそれぞれ2時間保持した後、1010℃で2時間焼結し、その後Arガスを0.1MPaまで導入し、室温まで冷却した。
熱処理工程:焼結体は、高純度Arガス中で、620℃で1時間熱処理を行い、その後室温まで冷却し、取り出した。
加工工程:熱処理された焼結体をΦ15mm、厚さ5mmの磁石に加工し、5mm方向は磁場配向方向であった。
磁気性能の評価工程:焼結磁石の磁気性能は中国計量院製のNIM−10000H型BH大型希土類永久磁石無損測量システムで測定された。
熱減磁の評価工程:焼結磁石の磁束を測定した後、100℃で空気中で1時間加熱し、冷却後、再度磁束を測定した。磁束保持率が95%以上のものを合格品とした。

0033

比較例1〜4、実施例1〜8の焼結体で作った磁石は粒界拡散処理していない磁石として直接磁気性能を測定し、磁気特性を評価した。実施例と比較例の磁石の評価結果は表10に示す。
表10 実施例と比較例の磁気性能評価状況

0034

全ての実施工程において、特にO、CとN量の含有量の制御を注意し、上記磁石におけるO、CとNの三つの元素の含有量をそれぞれ0.2 at%以下、0.2 at%以下と0.1 at%以下に制御した。
結論として分かるのは、三種以上のXを使用することが好ましいことである。これは、結晶粒界における保磁力改善相の生成のときに、微量の不純物相の存在により促進作用が生じる為である。同時に、Xの含有量は0.3 at%より小さいと、保磁力、角形比への改善効果が発生しない。X量は1.0 at%を超えると、保磁力、角形比への改善効果が飽和し、SQに対する負影響のある別相が生成したので、同様にSQの低下現象が出た。
同様に、実施例1から実施例8に対してFE−EPMA測定を行い、計算した結果により、高Cu相結晶と中Cu相結晶が粒界組成の65体積%以上を占めることが分かった。

0035

実施例6
原料配合工程:純度99.5%のNd、Pr、Dy、Gd、Ho、Tb、工業用Fe−B、工業用純Fe、純度99.9%のCoと純度99.5%のCu、Al、Ga、Si、Cr、Mn、Sn、Ge、Agを用意し、原子パーセントat%で配合した。

0036

各元素の含有量は表11に示す。
表11 各元素の配合

0037

各例において、表11の元素組成になるように調製し、各100kgの原料を秤量、配合した。
溶解工程:それぞれ配合後の1等分の原料をアルミナ製坩堝に入れ、高周波真空誘導溶解炉中で10-2Paの真空中且つ1500℃以下の温度で真空溶解した。
鋳造工程:真空溶解後の溶解炉にArガスを5万Paまで導入し、単ロール急冷法で鋳造した。102℃/秒〜104℃/秒の冷却速度で急冷合金を得た。急冷合金を600℃の温度で60分間保温熱処理してから、室温まで冷却した。
水素粉砕工程:室温で、急冷合金が放置された水素粉砕炉を真空抽出し、その後、水素粉砕炉に純度99.5%の水素ガスを0.1MPaまで導入し、151分間放置した後、真空を抽出しながら温度を上げた。500℃の温度下で2時間真空引きを行った後冷却し、水素粉砕後の粉末を取り出した。
微粉砕工程:酸化ガス含有量が100ppm以下の雰囲気で、0.43MPaの粉砕室圧力下で、水素粉砕後の粉末を気流粉砕し、微粉を得た。微粉の平均粒度は4.26μmであった。酸化ガスは酸素あるいは水分であった。
一部粉砕後の微粉(微粉総重量の30%を占める)をスクリーニングし、粒径1.0μm以下の粉末を除いた後、スクリーニング後の微粉と残りのスクリーニングしていない微粉を混合した。混合後の微粉中に、粒径1.0μm以下の粉末の体積は全体粉末体積の10%以下に減少した。
気流粉砕後の粉末にカプリル酸メチルを添加した。カプリル酸メチルの添加量は混合後粉末重量の0.23%であった。その後、V型混料機で充分混合した。
磁場成形工程:直角配向型の磁場成形機を用い、1.8Tの配向磁場中、0.2ton/cm2の成形圧力下で、カプリル酸メチルを添加した粉末を辺長25mmの立方体になるように一次成形した。一次成形後0.2Tの磁場で脱磁を行なった。
一次成形後の成形体は空気に触れないように密封し、二次成形機(等方静水圧成形機)で1.4ton/cm2の圧力下で二次成形を行った。
焼結工程:各成形体は、焼結炉に運び、焼結した。焼結は10-3Paの真空下、200℃、900℃の各温度でそれぞれ2時間保持した後、1020℃で2時間焼結し、その後、Arガスを0.1MPaまで導入し、室温まで冷却した。
熱処理工程:焼結体は、高純度Arガス中で、620℃で1時間熱処理を行い、その後室温まで冷却し、取り出した。
加工工程:熱処理された焼結体をΦ15mm、厚さ5mmの磁石に加工し、5mm方向は磁場配向方向であった。
磁気性能の評価工程:焼結磁石の磁気性能は中国計量院製のNIM−10000H型BH大型希土類永久磁石無損測量システムで測定された。
熱減磁の評価工程:焼結磁石の磁束を測定した後、100℃で空気中で1時間加熱し、冷却後、再度磁束を測定した。磁束保持率が95%以上のものを合格品とした。

0038

実施例1〜6の焼結体で作った磁石は粒界拡散処理していない磁石として直接磁気性能を測定し、磁気特性を評価した。実施例の磁石の評価結果は表12に示す。
表12 実施例と比較例の磁気性能評価状況

0039

全ての実施工程において、特にO、CとN量の含有量の制御を注意し、上記磁石におけるO、CとNの三つの元素の含有量をそれぞれ0.5 at%以下、0.3 at%以下と0.2 at%以下に制御した。
結論として分かるのは、原料中にDy、Ho、Gd、Tbの含有量が1 at%以下である時、最大磁気エネルギー積が43MG0e以上の高性能磁石が得られるということである。
同様に、実施例1から実施例6に対してFE−EPMA測定を行い、計算した結果により、高Cu相結晶と中Cu相結晶が粒界組成の65体積%以上を占めることが分かった。

0040

実施例7
原料配合工程:純度99.5%のNd、工業用Fe−B、工業用純Fe、純度99.9%のCoと純度99.5%のCu、Al、Siを用意し、原子パーセントat%で配合した。

0041

各元素の含有量は表13に示す。
表13 各元素の配合

0042

各例において、表13の元素組成になるように調製し、各100kgの原料を秤量、配合した。
溶解工程:それぞれ配合後の1等分の原料をアルミナ製坩堝に入れ、高周波真空誘導溶解炉中で10-2Paの真空中且つ1500℃以下の温度で真空溶解した。
鋳造工程:真空溶解後の溶解炉にArガスを5万Paまで導入し、単ロール急冷法で鋳造した。102℃/秒〜104℃/秒の冷却速度で急冷合金を得た。急冷合金を600℃の温度で60分間保温熱処理してから、室温まで冷却した。
水素粉砕工程:室温で、急冷合金が放置された水素粉砕炉を真空抽出し、その後、水素粉砕炉に純度99.5%の水素ガスを0.1MPaまで導入し、139分間放置した後、真空を抽出しながら温度を上げた。500℃の温度下で2時間真空引きを行った後冷却し、水素粉砕後の粉末を取り出した。
微粉砕工程:酸化ガス含有量が100ppm以下の雰囲気で、0.42MPaの粉砕室圧力下で、水素粉砕後の粉末を気流粉砕し、微粉を得た。微粉の平均粒度は4.32μmであった。酸化ガスは酸素あるいは水分であった。
一部粉砕後の微粉(微粉総重量の30%を占める)をスクリーニングし、粒径1.0μm以下の粉末を除いた後、スクリーニング後の微粉と残りのスクリーニングしていない微粉を混合した。混合後の微粉中に、粒径1.0μm以下の粉末の体積は全体粉末体積の10%以下に減少した。
気流粉砕後の粉末にカプリル酸メチルを添加した。カプリル酸メチルの添加量は混合後粉末重量の0.22%であった。その後、V型混料機で充分混合した。
磁場成形工程:直角配向型の磁場成形機を用い、1.8Tの配向磁場中、0.2ton/cm2の成形圧力下で、カプリル酸メチルを添加した粉末を辺長25mmの立方体になるように一次成形した。一次成形後0.2Tの磁場で脱磁を行なった。
一次成形後の成形体は空気に触れないように密封し、二次成形機(等方静水圧成形機)で1.4ton/cm2の圧力下で二次成形を行った。
焼結工程:各成形体は、焼結炉に運び、焼結した。焼結は10-3Paの真空下、200℃、900℃の各温度でそれぞれ2時間保持した後、1020℃で2時間焼結し、その後Arガスを0.1MPaまで導入し、室温まで冷却した。
熱処理工程:焼結体は、高純度Arガス中で、620℃で1時間熱処理を行い、その後室温まで冷却し、取り出した。
加工工程:熱処理された焼結体をΦ15mm、厚さ5mmの磁石に加工し、5mm方向は磁場配向方向であった。
比較例1−3、実施例1−4の焼結体で作った磁石を洗浄し、表面がきれいになった後、真空熱処理炉の中で、磁石の表面に厚さが5μmのDyF3粉末を塗り、塗った後の真空乾燥された磁石を850℃の温度でAr雰囲気中で24時間Dyの粒界拡散処理を実施した。蒸発したDy金属原子の焼結磁石表面への供給量を調節し、焼結磁石表面に金属蒸発材料からなる薄膜を形成する前に、付着した金属原子を焼結磁石の結晶粒界相に拡散させた。
時効処理:Dy拡散された磁石を真空、500℃で2時間時効処理し、表面研磨してから磁気性能の評価を行った。
磁気性能の評価工程:焼結磁石の磁気性能は中国計量院製のNIM−10000H型BH大型希土類永久磁石無損測量システムで測定された。
熱減磁の評価工程:Dy拡散された焼結磁石の磁束を測定した後、100℃で空気中で1時間加熱し、冷却後、再度磁束を測定した。磁束保持率が95%以上のものを合格品とした。

0043

実施例と比較例の磁石の評価結果は表14に示す。
表14 実施例と比較例の磁気性能評価状況

実施例

0044

全ての実施工程において、特にO、CとN量の含有量の制御を注意し、上記磁石におけるO、CとNの三つの元素の含有量をそれぞれ0.4 at%以下、0.3 at%以下と0.2 at%以下に制御した。
結論として分かるのは、粒界拡散後の磁石は粒界拡散していない磁石と比較して、10(kOe)以上の保磁力が増加し、非常に高い保磁力とよい角形比を持っていることである。
本発明の組成分において、Cu、Co及びその他の不純物の微量添加により、高融点(950℃)のRCo2相等の金属間化合物相の融点を低下させ、その結果、粒界拡散温度で結晶粒界が全部融解し、粒界拡散の効率がより優れになり、保磁力がかつてない程向上した。角形比が99%以上になったので、耐熱性良い高性能の磁石が得られた。
同様に、実施例1から実施例4に対してFE−EPMA測定を行い、計算した結果により、高Cu相結晶と中Cu相結晶が粒界組成の65体積%以上を占めることが分かった。
前記実施例は本発明の具体的な実施形態の更なる説明に使い、本発明は実施例に限らず、本発明の本質に基づいて以上の実施例に対する簡単な修正、近等変化や修飾はすべで、本発明の技術案の保護範囲内にある。

0045

本発明は希土類磁石に0.3〜0.8 at%のCuと適量のCoを複合添加することにより、粒界に三種のCuリッチ相を形成し、この粒界に存在している三種のCuリッチ相の磁気的な効果や粒界におけるB不足問題への修復効果により、磁石の角形比や耐熱性への劇的な改善効果が得られる。

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