JP2006295140A

JP2006295140A - 希土類永久磁石

Info

Publication number: JP2006295140A
Application number: JP2006066733A
Authority: JP
Inventors: Makoto Nakane; 誠中根; Eiji Kato; 英治加藤; Tsutomu Ishizaka; 力石坂; Naoto Oji; 直人王子
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2005-03-16
Filing date: 2006-03-10
Publication date: 2006-10-26
Anticipated expiration: 2026-03-10
Also published as: JP4766453B2

Abstract

【課題】残留磁束密度及び保磁力等の磁気特性に優れ、焼結温度幅及び時効温度幅の両方を拡大することにより生産性の向上を図ることができる。
【解決手段】Ｒ：２５ｗｔ％〜３５ｗｔ％（Ｒは希土類元素から選ばれる１種又は２種以上である。）、Ｃｏ：０〜４ｗｔ％（ただし０は含まず。）、Ｂ：０．５ｗｔ％〜４．５ｗｔ％、Ｃｕ及びＡｌから選ばれる１種又は２種以上：０．０２ｗｔ％〜０．６ｗｔ％、Ｚｒ：０．０３〜０．２５ｗｔ％、Ｇａ：０．０５ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％、Ｏ：０．０３ｗｔ％〜０．２ｗｔ％、Ｆｅ及び不可避不純物：残部からなる組成を有する。
【選択図】なし

Description

本発明は、希土類元素Ｒを含む希土類永久磁石に関する。

希土類永久磁石、例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石は、磁気特性に優れていること、主成分であるＮｄが資源的に豊富で比較的安価であること等の利点を有することから、近年、その需要は益々拡大する傾向にある。また、電子機器の高性能化や多機能化も著しく、このような機器に使用されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石に対しても、これまで以上に優れた特性が要求されている。

このような状況から、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の保磁力や飽和磁束密度等の磁気特性を高めるための研究開発が各方面において活発に進められている。例えば特許文献１においては、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石に０．０２ａｔ％〜０．５ａｔ％のＣｕを添加することにより、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の磁気特性と焼結温度幅を改善する報告がなされている。また、例えば特許文献２では、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石にＡｌ、Ｃｕ、Ｓｉを必須としてさらにＣｒ、Ｍｎ、Ｎｉのうち少なくとも１種を添加することにより、保磁力と最大エネルギー積とを改善する報告がなされている。

ところで、焼結で得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の磁気特性は、焼結温度に依存するところがある。その一方、工業的な生産規模においては、焼結炉内の全域で加熱温度を均一にすることは困難である。したがって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石においては、焼結温度が変動しても所望する磁気特性を得ることが要求される。ここで、所望する磁気特性を得ることのできる温度範囲を、焼結温度幅ということにする。

また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を製造するに際しては、保磁力制御を目的とした時効処理を焼結後に施すことが一般的である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の保磁力は時効温度に依存するところがあるが、先に述べたように、工業的な生産を行うに際して炉内の加熱温度を均一とすることは困難である。したがって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石においては、広い時効温度範囲で所望の高い保磁力を得ることも要求される。なお、所望する磁気特性を得ることのできる時効温度範囲を、時効温度幅ということとする。

焼結温度幅を改善する技術として、本出願人は、特許文献３において、Ｚｒを０．０５ｗｔ％〜０．２ｗｔ％含有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を提案している。特許文献３記載の発明によれば、Ｚｒを添加することにより焼結時の異常粒成長を抑制することができ、そのために酸素量低減等のプロセスを採用したときにも角形比の低減を抑制することができる。また、特許文献３に記載される発明は、焼結温度幅の改善に対しても有効である。
特開平１−２１９１４３号公報特開平１−２２０８０３号公報国際公開第２００４／０２９９９５号パンフレット

しかしながら、高性能磁石に要求されるような高磁気特性、具体的には、高い保磁力（Ｈｃｊ）及び残留磁束密度（Ｂｒ）を得るには、特許文献１や特許文献２に記載される発明では未だ不十分である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の保磁力及び残留磁束密度のさらなる向上を図るには、合金中の酸素量を低下させることが有効であるが、合金中の酸素量を低下させると、焼結過程において異常粒成長が起こりやすくなり、角形比が低下するという不都合がある。合金中の酸化物が結晶粒の成長を抑制しているためである。

また、特許文献３は、前記特許文献１及び特許文献２の角形比低下の問題点を改善したものであるが、今後の応用製品のさらなる高性能化を考慮すると、特許文献３に記載される磁石の保磁力は必ずしも満足のいくものではなく、さらなる向上が強く求められている。さらに、特許文献３によれば焼結温度幅を改善することが可能であるものの、工業的な生産規模での生産性を高めることを考えると、焼結温度幅だけでなく時効温度幅についても拡大を図ることが望ましい。

本発明は、このような従来の実情に鑑みて提案されたものであり、残留磁束密度及び保磁力等の磁気特性に優れ、焼結温度幅及び時効温度幅の両方を拡大することにより生産性の向上を図ることが可能な希土類永久磁石を提供することを目的とする。

前述の問題を解決するために、本発明に係る希土類永久磁石は、Ｒ：２５ｗｔ％〜３５ｗｔ％（Ｒは希土類元素から選ばれる１種又は２種以上である。）、Ｃｏ：０〜４ｗｔ％（ただし０は含まず。）、Ｂ：０．５ｗｔ％〜４．５ｗｔ％、Ｃｕ及びＡｌから選ばれる１種又は２種以上：０．０２ｗｔ％〜０．６ｗｔ％、Ｚｒ：０．０３〜０．２５ｗｔ％、Ｇａ：０．０５ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％、Ｏ：０．０３ｗｔ％〜０．２ｗｔ％、Ｆｅ及び不可避不純物：残部からなる組成を有することを特徴とする。

前述のように酸素量が非常に低く、且つＲ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ及びＡｌを含有する組成にＺｒを添加することによって、希土類永久磁石においては、残留磁束密度、保磁力等の磁気特性が良好であり、広い焼結温度幅が実現される。本発明では、さらに適正量のＧａを添加することで、保磁力のより一層の向上が実現される。また、適正量のＧａの添加によって、時効温度幅が拡大する。したがって、以上のような組成の希土類永久磁石においては、残留磁束密度及び保磁力が高いレベルで両立され、特に優れた保磁力が得られる。また、以上の希土類永久磁石においては、Ｚｒの添加により広い焼結温度幅を確保しつつ、Ｇａの添加により時効温度幅も広げられるため、工業的な生産規模であっても安定した生産が可能となる。

本発明に係る希土類永久磁石によれば、高い保磁力及び残留磁束密度を有するとともに、優れた角形比を実現することができる。また、本発明に係る希土類永久磁石においては、焼結温度幅と時効温度幅の両方が拡大されているため、大規模な焼結炉等を用いることが可能となり、特性を低下させることなく生産性の向上を図ることができる。

以下、本発明を適用した希土類永久磁石について、図面を参照して詳細に説明する。
先ず、本発明を適用した希土類永久磁石の化学組成について説明する。ここで、化学組成とは、焼結後の希土類永久磁石における化学組成をいう。

本発明の希土類永久磁石において、希土類元素Ｒの含有量は３５ｗｔ％以下とする。希土類元素Ｒが３５ｗｔ％を超えると主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の体積比率が低下し、残留磁束密度が大幅に低下する。また、希土類元素Ｒが酸素と反応し、含有する酸素量が増え、これに伴い保磁力発生に有効なＲリッチ相が減少し、保磁力の大幅な低下を招く。一方、希土類元素Ｒの含有量が２５ｗｔ％未満であると、希土類永久磁石の主相となるＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の生成が十分ではなく軟磁性を持つα−Ｆｅ等が析出し、保磁力が著しく低下する。以上の理由から、希土類元素Ｒの含有量は２５ｗｔ％〜３５ｗｔ％とする。また、望ましい希土類元素Ｒの含有量は、２８ｗｔ％〜３２ｗｔ％である。さらに、希土類元素Ｒの含有量を３０ｗｔ％以下とすることが最も望ましい。希土類元素Ｒの含有量を３０ｗｔ％以下とすることで主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の体積比率が増加し、残留磁束密度が大幅に向上する。

ここで、希土類元素Ｒは、希土類元素の１種又は２種以上である。希土類元素Ｒは、具体的には、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｙｂ及びＬｕである。

希土類元素Ｒとしては、Ｎｄ及びＤｙを選択して用いることが好ましい。Ｎｄは資源的に豊富で比較的安価であるためである。また、Ｄｙは、Ｄｙ_２Ｔ_１４Ｂ相の異方性磁界が例えばＮｄ_２Ｔ_１４Ｂ相の異方性磁界より大きいという特長を持つため、保磁力を向上させるうえで有効である。Ｄｙ含有量は０．１ｗｔ％〜８ｗｔ％とすることが望ましい。Ｄｙは残留磁束密度及び保磁力のいずれを重視するかによって前記範囲内においてその量を定めることが望ましい。つまり、高い残留磁束密度を得たい場合にはＤｙ量を０．１ｗｔ％から３．５ｗｔ％とし、高い保磁力を得たい場合にはＤｙ量を３．５ｗｔ％〜８ｗｔ％とすることが望ましい。

本発明の希土類永久磁石は、Ｃｏを０〜４ｗｔ％（ただし０は含まず。）含有することができる。また、望ましいＣｏの含有量は、０〜２ｗｔ％（ただし０は含まず。）である。ＣｏはＦｅと同様の相を形成するが、本発明の希土類永久磁石にＣｏを含有させると、キュリー温度の向上、粒界相の耐食性向上に効果がある。

本発明の希土類永久磁石は、Ｂを０．５ｗｔ％〜４．５ｗｔ％含有する。Ｂの含有量が０．５ｗｔ％未満の場合には高い保磁力を得ることができない。ただし、Ｂが４．５ｗｔ％を超えると残留磁束密度が低下する傾向にある。したがって、Ｂの含有量の上限を４．５ｗｔ％とする。望ましいＢの含有量は０．５ｗｔ％〜１．５ｗｔ％である。

本発明の希土類永久磁石は、Ｃｕ及びＡｌから選ばれる１種又は２種を０．０２ｗｔ％〜０．６ｗｔ％含有する。この範囲でＡｌ及びＣｕの１種又は２種を含有させることにより、得られる希土類永久磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。Ａｌを添加する場合において、望ましいＡｌの量は０．０３ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％である。また、Ｃｕを添加する場合において、望ましいＣｕの量は０〜０．１５ｗｔ％（ただし０を含まず。）である。

本発明の希土類永久磁石は、Ｚｒを０．０３ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％含有する。Ｚｒは焼結過程での結晶粒の異常成長を抑制する効果を持つ。希土類永久磁石の磁気特性向上を目的として酸素含有量を低減すると、焼結過程での結晶粒の異常成長が問題となりやすい。Ｚｒは、このときの結晶粒の異常成長を抑え、焼結体の組織を均一且つ微細にすることができる。したがって、Ｚｒの添加は、希土類永久磁石における酸素含有量が低い場合にその効果が顕著となる。また、適正量のＺｒは、希土類永久磁石の焼結温度幅を拡大する。Ｚｒの量が少なすぎる場合、焼結過程での結晶粒の異常成長抑制効果が不十分となり、希土類永久磁石の角形比が悪化する傾向を示す。また、焼結温度幅の改善効果が不十分となる傾向を示す。したがって、Ｚｒの量の下限を０．０３ｗｔ％とする。逆にＺｒの量が過剰となると、希土類永久磁石の残留磁束密度及び保磁力が低下する傾向を示す。したがって、Ｚｒの量の上限を０．２５ｗｔ％とする。

本発明の希土類永久磁石は、酸素（Ｏ）を０．０３ｗｔ％〜０．２ｗｔ％含有する。酸素量が多いと非磁性成分である酸化物相が増大して磁気特性を低下させる。したがって、酸素量の上限を０．２ｗｔ％とする。ただし、希土類永久磁石における酸素量を単純に低下させたのでは、結晶粒成長抑制効果を持つ酸化物相が減少し、焼結時に充分な密度上昇を得る過程で粒成長が容易に起こる。そこで本発明では、後述のように、焼結過程での結晶粒の異常成長を抑制する効果を持つＺｒ及びＧａを所定量含有させる。酸素含有量が少なすぎると、過焼結しやすくなり、また、角形性が低下するため、酸素の量の下限は０．０３ｗｔ％とする。さらに望ましい酸素の量は、０．０３ｗｔ％〜０．１ｗｔ％である。

本発明の希土類永久磁石は、Ｃを含有してもよい。Ｃの含有量は、０．０３ｗｔ％〜０．１ｗｔ％である。Ｃの量が０．０３ｗｔ％未満であると過焼結しやすくなり、また、角形性も低下するおそれがある。Ｃの量が０．１ｗｔ％を超えると、焼結性、角形性がともに低下するおそれがある。

本発明の希土類永久磁石は、Ｎを含有してもよい。Ｎの含有量は、０．０２ｗｔ％〜０．０５ｗｔ％である。Ｎの量が０．０２ｗｔ％未満であると過焼結しやすくなり、また、角形性も低下するおそれがある。Ｎの量が０．０５ｗｔ％を超えると、焼結性、角形性がともに低下するおそれがある。

本発明の希土類永久磁石は、前述の組成に加えて、Ｇａを０．０５ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％含有する。Ｇａの添加は、希土類永久磁石の保磁力をより一層高める働きを持つ。また、Ｇａの添加により、時効温度幅を広げることができる。このため、時効処理に際して大型炉を使用した場合であっても所望の特性を得ることができ、希土類永久磁石の生産性を向上させることができる。

さらに、Ｇａは、Ｚｒと同様に、焼結過程での異常粒成長を抑える働きを持つ。このため、ＧａとＺｒとを併用することによって、焼成過程での異常粒成長が確実に抑えられ、角形比をさらに向上させることができる。また、焼結温度幅についても、Ｚｒを単独で添加した場合に比較して、高い改善効果を得ることができる。Ｇａの量が少なすぎる場合、本発明の効果が充分に発揮されなくなるため、Ｇａの量の下限は０．０５ｗｔ％とする。逆にＧａの量が過剰となると、希土類永久磁石の残留磁束密度及び保磁力が低下する傾向を示す。したがって、Ｇａの量の上限を０．２５ｗｔ％とする。さらに望ましいＧａの量は、０．０５ｗｔ％〜０．１５ｗｔ％である。

適正量のＧａ及びＺｒの複合添加は、合金に含まれる希土類元素Ｒの量を少なくしたときに非常に効果的である。希土類元素Ｒの含有量を例えば３０ｗｔ％以下とすることで、残留磁束密度（Ｂｒ）の大幅な向上が可能となるが、焼結時の液相成分が減少するため、焼結性が低下し粒成長が困難となる。この対策として焼結体の密度を高めるために焼結温度を上昇させると、異常粒成長が起こり易くなるという不都合が生じる。適正量のＧａ及びＺｒの複合添加は、このような希土類元素Ｒの量を３０ｗｔ％以下とした際の異常粒成長の抑制に非常に有効である。Ｇａ及びＺｒを複合添加することにより、希土類元素Ｒ量を少なくすることに起因する異常粒成長を抑制しながら、希土類元素Ｒの量を低減することの利点（残留磁束密度の向上効果）を確実に得ることができる。

したがって、本発明の希土類永久磁石の組成は、以下のように表される。
Ｒ：２５ｗｔ％〜３５ｗｔ％（Ｒは希土類元素から選ばれる１種又は２種以上である。）
Ｃｏ：０〜４ｗｔ％（ただし０は含まず。）
Ｂ：０．５ｗｔ％〜４．５ｗｔ％
Ｃｕ及びＡｌから選ばれる１種又は２種以上：０．０２ｗｔ％〜０．６ｗｔ％
Ｚｒ：０．０３〜０．２５ｗｔ％
Ｇａ：０．０５ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％
Ｏ：０．０３ｗｔ％〜０．２ｗｔ％
Ｆｅ及び不可避不純物：残部

次に、本発明の希土類永久磁石の好適な製造方法について説明する。
本実施の形態では、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ（ＴはＦｅ、又はＣｏ及びＦｅである。）相を主体とする主相系合金の粉末と、Ｂを含まずＲ及びＴを主体とする粒界相系合金の粉末とを用いて本発明に係る希土類永久磁石を製造する方法について説明する。

はじめに、原料金属を真空又は不活性ガス、望ましくはＡｒ雰囲気中でストリップキャスティングすることにより、主相系合金及び粒界相系合金を得る。原料金属としては、希土類金属あるいは希土類合金、純鉄、フェロボロン、さらにはこれらの合金等を使用することができる。得られた原料合金は、凝固偏析がある場合は必要に応じて溶体化処理を行う。その条件は真空又はＡｒ雰囲気下、７００℃〜１５００℃の領域で１時間以上保持すればよい。

本発明の希土類永久磁石は、必須成分としてＺｒを含有しているが、Ｚｒは主相系合金から供給されることが好ましい。具体的には、主相系合金には、希土類元素Ｒ、遷移金属元素Ｔ及びＢの他に、Ｚｒ、Ａｌ等を含有させることができ、主相系合金は例えばＮｄ−Ｄｙ−Ｂ−Ａｌ−Ｚｒ−Ｆｅ系、Ｎｄ−Ｄｙ−Ｂ−Ａｌ−Ｚｒ−Ｇａ−Ｆｅ系の合金である。また、粒界相系合金は、Ｂを含まずＲ及びＴを主体とするとともに、Ｇａ、Ｃｕ、Ｃｏ等を含有する合金とすることができる。粒界相系合金は、例えばＤｙ−Ｃｕ−Ｃｏ−Ａｌ−Ｆｅ系の合金、Ｄｙ−Ｃｕ−Ｃｏ−Ａｌ−Ｇａ−Ｆｅ系の合金である。

主相系合金及び粒界相系合金が作製された後、これらの各母合金は別々に又は一緒に粉砕される。粉砕工程には、粗粉砕工程と微粉砕工程とがある。先ず、各母合金をそれぞれ粒径数百μｍ程度になるまで粗粉砕する。粗粉砕は、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等を用い、不活性ガス雰囲気中にて行うことが望ましい。また、水素を吸蔵させた後に粗粉砕を行うことや、水素吸蔵を行った後に水素を放出させることで各合金を粗粉砕することもできる。

粗粉砕工程後、微粉砕工程に移る。微粉砕は、主にジェットミルが用いられ、粒径数百μｍ程度の粗粉砕粉末が、平均粒径３〜５μｍになるまで粉砕される。ジェットミルは、高圧の不活性ガス（例えば窒素ガス）を狭いノズルより開放して高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により粗粉砕粉末を加速し、粗粉砕粉末同士の衝突やターゲット又は容器壁との衝突を発生させて粉砕する方法である。これにより、主相系合金粉末及び粒界相系合金粉末を得る。

微粉砕工程において主相系合金及び粒界相系合金を別々に粉砕した場合には、微粉砕された主相系合金粉末と粒界相系合金粉末とを窒素雰囲気で混合する。主相系合金粉末及び粒界相系合金粉末の混合比率は、重量比で８０：２０〜９７：３程度とすればよい。同様に、主相系合金及び粒界相系合金を一緒に粉砕する場合の混合比率も、重量比で８０：２０〜９７：３程度とすればよい。微粉砕時に、ステアリン酸亜鉛等の添加剤を０．０１ｗｔ％〜０．３ｗｔ％程度添加することにより、成形時に配向性の高い微粉を得ることができる。

次に、主相系合金粉末及び粒界相系合金粉末からなる混合粉末を、電磁石に抱かれた金型内に充填し、磁場印加によってその結晶軸を配向させた状態で磁場中成形する。この磁場中成形は、１２ｋＯｅ〜１７ｋＯｅの磁場中で、０．７ｔ／ｃｍ^２〜１．５ｔ／ｃｍ^２前後の圧力で行えばよい。

磁場中成形後、その成形体を真空又は不活性ガス雰囲気中で焼結する。焼結温度は、組成、粉砕方法、粒度と粒度分布の違い等、諸条件により調整する必要があるが、１０００℃〜１１００℃で１時間〜５時間程度焼結すればよい。

焼結後、得られた焼結体に時効処理を施すことができる。時効処理は、保磁力を制御するうえで重要である。時効処理を２段に分けて行う場合には、８００℃近傍、６００℃近傍での所定時間の保持が有効である。８００℃近傍での熱処理を焼結後に行うと、保磁力が増大するため、混合法においては特に有効である。また、６００℃近傍の熱処理で保磁力が大きく増加するため、時効処理を１段で行う場合には、６００℃近傍の時効処理を施すとよい。以上のようにして、本発明の希土類永久磁石を得ることができる。

本発明の希土類永久磁石においては、高い磁気特性を得る目的で酸素の含有量を０．０３ｗｔ％〜０．２ｗｔ％とするが、この酸素含有量は、各製造工程における雰囲気の制御、原料に含有される酸素量の制御等により調節される。特に、水素粉砕処理から焼結までの各工程の雰囲気を１００ｐｐｍ未満の低酸素濃度に抑えることが、酸素の含有量を０．０３ｗｔ％〜０．２ｗｔ％の範囲内に調節するうえで有効である。

また、希土類永久磁石に含有されるＣの量は、製造工程で用いられる粉砕助剤の種類及び添加量等により調節する。さらに、希土類永久磁石に含有されるＮの量は、原料合金の種類及び量や、原料合金を窒素雰囲気で粉砕する場合の粉砕条件等により調節する。

以上のようにして得られる本発明の希土類永久磁石においては、希土類元素Ｒ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｏ、Ｚｒ及びＧａの含有量を適正とすることで、高い残留磁束密度及び保磁力を実現するとともに、焼結温度幅及び時効温度幅の両方が拡大されている。また、本発明の希土類永久磁石においては、焼成過程での異常粒成長が確実に防止されている。

以下、本発明を適用した具体的な実施例について、実験結果に基づいて説明する。なお、本発明は以下の実施例の記載に限定されるものではない。

（実施例１）
（１）原料合金
ストリップキャスティング法により、表１に示すａ１〜ａ４、ｂ１〜ｂ４の８種類の合金を作製した。

（２）水素粉砕工程
室温にて水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気中で６００℃×１時間の脱水素を行う、水素粉砕処理を行った。
本実施例では、焼結体酸素量を０．０３ｗｔ％〜０．２ｗｔ％とするために、水素処理（粉砕処理後の回収）から焼結（焼結炉に投入する）までの各工程の雰囲気を、１００ｐｐｍ未満の酸素濃度に抑えてある。以後、これを低酸素プロセスと称する。

（３）粉砕工程
微粉砕を行う前に粉砕助剤を混合した。なお、水素粉砕工程の次に粗粉砕工程を行う場合があるが、本実施例においては省略した。粉砕助剤は、特に限定はないが、本実施例ではステアリン酸亜鉛を０．０５％〜０．１％混合した。粉砕助剤の混合は、例えばナウターミキサー等により５分間〜３０分間ほど行う程度でよい。
その後、気流式粉砕機を用いて微粉砕を行う。本実験ではジェットミルを用いて微粉砕を行った。気流式粉砕機により、合金粉末が平均粒径３μｍ〜６μｍ程度になるまで微粉砕を行った。本実験では、平均粒径が４μｍの粉砕粉を作製した。
当然ながら、粉砕助剤の混合工程及び微粉砕工程は、ともに低酸素プロセスで行った。

（４）配合工程
実験を効率よく行うために、数種類の微粉砕粉を調合し、所望の組成となるように混合する場合がある。この場合の混合も、例えばナウターミキサー等により５分間〜３０分間ほど行う程度でよい。
配合工程も低酸素プロセスで行うことが望ましいが、焼結体酸素量を微増させる場合は、本工程にて、成形用微粉末の酸素量を調整する。例えば、組成や平均粒径が同一の微粉末を用意し、１００ｐｐｍ以上の含酸素雰囲気に数分〜数時間放置することで、数千ｐｐｍの微粉末が得られる。これら２種類の微粉末を低酸素プロセス中で混合することで、酸素量の調整を行っている。
本実施例では、表１に示す組成の合金のうちａ１，ａ２，ｂ１，ｂ２を表２に示す最終組成となるように配合した。表２の上段は、Ｇａを粒界相合金から添加した例であり、下段はＧａを主相系合金から添加した例である。配合後、水素粉砕処理を行い、その後ジェットミルにて平均粒径４μｍとなるように微粉砕した。

（５）成形工程
得られた微粉末を磁場中にて成形する。具体的には、電磁石に抱かれた金型内に微粉末を充填し、磁場印加によってその結晶軸を配向させた状態で磁場中成形する。この磁場中成形は、１２ｋＯｅ〜１７ｋＯｅの磁場中で、０．７ｔ／ｃｍ^２〜１．５ｔ／ｃｍ^２前後の圧力で行えばよい。本実験では、１５ｋＯｅの磁場中で１．２ｔ／ｃｍ^２の圧力で成形を行い、成形体を得た。本工程も低酸素プロセスにて行った。

（６）焼結・時効工程
この成形体を真空中において１０７０℃〜１１３０℃で４時間焼結した後、急冷した。次いで得られた焼結体に２段時効処理を施した。なお、表３及び表４に示す希土類永久磁石の２段時効処理は、８５０℃で１時間、５７０℃で２．５時間（ともにＡｒ雰囲気中）とした。

得られた希土類永久磁石について、残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力（ＨｃＪ）及び角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）をＢ−Ｈトレーサにより測定した。その結果を表３及び表４に示す。焼結体のガス量、すなわち酸素量、窒素量及び炭素量も表３及び表４に示した。表３及び表４において、炭素量は０．０３ｗｔ％〜０．１ｗｔ％、窒素量は０．０２ｗｔ％〜０．０５ｗｔ％と低いレベルであり、低酸素プロセスを採用したことにより、特に酸素量は全てのサンプルにおいて０．１ｗｔ％以下に抑えられている。

なお、Ｈｋは磁気ヒステリシスループ（４πＩ−Ｈカーブ）の第２象限における磁化が残留磁束密度Ｂｒの９０％となるときの磁界強度である。角形比Ｈｋ／ＨｃＪは、特に外部磁界の作用や温度上昇による減磁に関係し、実際の使用時における磁石特性の指標となる値である。また、Ｈｋ／ＨｃＪが低いと、着磁に要する磁界強度が増大する。さらに、Ｈｋ／ＨｃＪが低い永久磁石は、磁気ヒステリシスループの第２象限におけるループ形状に問題があることになり、磁石が適用されるシステムの設計条件が厳しくなる。

表３は、Ｇａを粒界相合金から添加した場合（表２上段）の結果である。Ｇａ含有量を０．０５ｗｔ％未満としたＮｏ．１〜Ｎｏ．６の永久磁石では、保磁力（ＨｃＪ）が低い値を示した。また、Ｇａ含有量が０．２５ｗｔ％を超える永久磁石（Ｎｏ．１９〜Ｎｏ．２１）では、残留磁束密度（Ｂｒ）の大幅な低下が認められた。９０％以上の角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）が得られた焼結温度域を焼結温度幅と定義すると、表３に示すサンプルはいずれも４０℃以上の焼結温度幅が実現されている。これらサンプルと、Ｎｏ．７〜Ｎｏ．１８の永久磁石との比較により、Ｇａを粒界相合金から添加した場合において、希土類元素Ｒ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｌ、酸素（Ｏ）及びＺｒの各元素を適正範囲内とし、且つＧａ量を０．０５ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％とすることで、希土類永久磁石において残留磁束密度（Ｂｒ）と保磁力（ＨｃＪ）を高いレベルで両立しつつ、広い焼結温度幅を得られることがわかる。

表４は、Ｇａを主相系合金から添加した場合（表２下段）の結果である。Ｇａを主相系合金から添加した場合も、Ｇａを粒界相合金から添加した結果である表３と同様の傾向を示した。例えば、Ｇａ含有量が０．０５ｗｔ％未満であるＮｏ．２２〜Ｎｏ．２４では、保磁力（ＨｃＪ）が低い値を示した。また、Ｇａ含有量が０．２５ｗｔ％を超える永久磁石（Ｎｏ．３４〜Ｎｏ．３６）では残留磁束密度（Ｂｒ）の大幅な低下が認められた。

したがって、実施例１の結果より、Ｇａ量を０．０５ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％とすることで、希土類永久磁石において残留磁束密度（Ｂｒ）と保磁力（ＨｃＪ）を高いレベルで両立しつつ、広い焼結温度幅を得られることがわかる。また、Ｇａを粒界相系合金から添加した場合、Ｇａを主相系合金から添加した場合のいずれにおいても、前記効果を得られることがわかる。

（実施例２）
Ｇａを主相系合金から添加した場合（表４）であって、且つ、焼結温度を一定（１０９０℃）とした条件で、２段時効処理における時効温度を表５に示す組み合わせに設定した。その他は、実施例１に準じて希土類永久磁石を作製した。得られた希土類永久磁石の保磁力（ＨｃＪ）及び角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）の結果を、表５に示す。

Ｇａ含有量が０である場合、検討範囲内のいずれの時効温度条件においても、保磁力（ＨｃＪ）は２２ｋＯｅ以下と低い値を示した。また、２段目の時効温度を５７０℃〜６００℃と比較的高温に設定したとき、角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）が９５％以下に低下していた。

Ｇａを０．０２ｗｔ％添加すると、Ｇａ含有量が０の場合に比較すると保磁力（ＨｃＪ）の向上が認められたものの、その向上幅は小さいものであった。また、２段目の時効温度を比較的高温（６００℃）に設定した場合、Ｇａ含有量が０の場合と同様に、角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）が９５％以下に低下した。

２２ｋＯｅを超える高い保磁力（ＨｃＪ）を得ることのできる時効温度域を時効温度幅と定義すると、Ｇａ含有量が０．０５ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％の場合の時効温度幅は、前記の場合（Ｇａ含有量が０又は０．０２ｗｔ％）に比較して拡大した。

しかしながら、Ｇａ添加量をさらに増やして０．２８ｗｔ％とした場合、保磁力（ＨｃＪ）については高い値が得られているものの、２段目の時効温度を低めに設定した場合に角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）が低下する傾向が認められた。

したがって、実施例２の結果より、前記組成中のＧａ量を０．０５ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％とすることによって、希土類永久磁石において高い保磁力を実現するとともに、広い時効温度幅を確保できることがわかる。

（実施例３）
表１に示す組成の合金のうちａ３、ａ４、ｂ３、ｂ４を用いて、表６に示す最終組成となるように配合した。その後の工程は実施例１に準じてＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を得た。いずれも、Ｇａを主相系合金から添加した例である。なお、最終組成Ａ（Ｎｏ．３７〜Ｎｏ．３９）の永久磁石は合金ａ３と合金ｂ３を９７：３の重量比で配合し、また、最終組成Ｂ（Ｎｏ．４０〜Ｎｏ．４２）の永久磁石は合金ａ４とｂ４を８０：２０の重量比で配合した。

得られた希土類永久磁石について、残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力（ＨｃＪ）及び角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）をＢ−Ｈトレーサにより測定した結果を表７に示す。焼結体のガス量、すなわち酸素量、窒素量及び炭素量も表７に示した。また、焼結温度をそれぞれ１０８０℃〜１１２０℃、１０００℃〜１０４０℃としたときの磁気特性を、表７に併記した。

表７から、ＧａとＺｒとを併用するとともに、これら含有量を適正量としたＮｏ．３７〜Ｎｏ．４２においては、いずれの焼結温度においても、９０％を超える高い角形比を示している。また、表７において、炭素量は０．０３ｗｔ％〜０．１ｗｔ％、窒素量は０．０２ｗｔ％〜０．０５ｗｔ％と低いレベルであり、低酸素プロセスを採用したことにより、特に酸素量は全てのサンプルにおいて０．１ｗｔ％以下に抑えられている。

（実施例４）
表７に示した組成Ａ（Ｎｏ．３７〜Ｎｏ．３９）及び組成Ｂ（Ｎｏ．４０〜Ｎｏ．４２）の組成の永久磁石について、焼結温度を一定（それぞれ１１００℃、１０２０℃）とした条件で、２段時効処理における時効温度を表８に示す組み合わせに設定した。その他は、実施例１に準じて希土類永久磁石を作製した。得られた希土類永久磁石の保磁力（ＨｃＪ）及び角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）の結果を、表８に示す。

表８に示すように、いずれの時効温度条件においても、角形比の低下を招くことなく、高い保磁力が得られることが分かった。
したがって、実施例４の結果より、前記組成中のＧａ量を適正な量とすることによって、希土類永久磁石において高い保磁力を実現するとともに、広い時効温度幅を確保できることがわかる。

Claims

Ｒ：２５ｗｔ％〜３５ｗｔ％（Ｒは希土類元素から選ばれる１種又は２種以上である。）、Ｃｏ：０〜４ｗｔ％（ただし０は含まず。）、Ｂ：０．５ｗｔ％〜４．５ｗｔ％、Ｃｕ及びＡｌから選ばれる１種又は２種以上：０．０２ｗｔ％〜０．６ｗｔ％、Ｚｒ：０．０３〜０．２５ｗｔ％、Ｇａ：０．０５ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％、Ｏ：０．０３ｗｔ％〜０．２ｗｔ％、Ｆｅ及び不可避不純物：残部からなる組成を有することを特徴とする希土類永久磁石。
Ｃ：０．０３ｗｔ％〜０．１ｗｔ％であることを特徴とする請求項１記載の希土類永久磁石。
Ｎ：０．０２ｗｔ％〜０．０５ｗｔ％であることを特徴とする請求項１又は２記載の希土類永久磁石。