JPH02138436A - 永久磁石の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、永久磁石の製造方法に関するものであり、更
に詳しく述べるならばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の製造
方法に関するものである。

（従来の技術） Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石には超之冷磁石と焼結磁石がある
。超急冷磁石は焼結磁石よりも高保磁力であり、また前
者の保磁力の温度係数は０．３〜０．４％／℃であり、
後者の保磁力の温度係数は０，５％／℃以上であるため
、超急冷磁石の保磁力の温度係数は小さい、しかし、超
急冷磁石は本質的に等方性であり、異方性化は工業的に
困難であるため、まだ量産されていない。

焼結磁石の保磁力の温度係数は、測定温度範囲によって
変化し、低温はど大になる。保磁力の温度係数（β）は
下記式により定めることができる。

ΔｉＨｃ：２０℃から１２０”Ｃの温度変化における固
有保磁力（ｉ　Ｈｃ　） の差（ｋｅｅｌ ｉＨｃ　　：２０℃における固有保磁力（ｋｏｅ）ΔＴ
　　：温度差（１００℃） ２０から１２０℃の固有保磁力（ｉＨｃ）の温度係数の
測定区間としたのは、１００℃の温度区間とするためで
ある。

Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石は本発明者等により開発され
たものであって、最大エネルギｍ密度（ＢＨ）、、、が
実験室規模では５０ＭＧＯｅ、量産規模でも４０ＭＧＯ
ｅに達する優れた磁気特性を発揮し、また主成分がＦｅ
、Ｂなどの安価な元素でありまた希土類元素としては産
出量が多いＮｄ（ネオジウム）およびＰｒ（プラセオジ
ウム）を使用するため原料コストが希土類コバルト磁石
より格段に安いなどの優れた特徴を有する。このＮｄ−
Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の代表的特許には、特開昭５９−８
９４０１号、５９−４６００８号、（特公昭６１−３４
２３２号、特許第１４３１６７１号）、特開昭５９−２
１７００３号、米国特許第４５９７９３８号および欧州
特許第ＥＰ−＾−０１０１５５２、ＥＰ−Ａ−０１０６
９４８号あり、学術文献にはＩｌ、　Ｓａｇａｗａ　ｅ
ｔ　ａｌ’Ｎｅｗ　１ｌａｔｅｒｉａｌ　Ｆｏｒ　ｐｅ
ｒｓａａｅ＋＋ｔ　ｍａｇｎｅｔｓｏａ　ａ　ｂａｓｅ
　ｏｆ　Ｎｄ　ａＩｌｄ　Ｐｃ（ｉａｖｉｔｅｄｌ、’
Ｊ、　　＾ｐｐｌ。

Ｐｈｙｓ、、　　５５．　　Ｎｏ、　　６．　　Ｐａｒ
ｔ　ＩＩ、　　ｐ２０８３／２０８７（Ｍａｒｃｈ。

１９８４）があり、また−服的な冑景技術からＮｄ−Ｆ
ｅ−Ｂ系焼結磁石の開発経緯および社会的評価を説明し
た書籍としては「磁石材料の新展開」−ノ瀬昇、日口章
編著、工業調査会、昭和６３年３月１０日発行（特に第
１２１〜１４０頁、第２３０〜２３９頁参照）がある。

Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石は大別して２種類の方法で製造され
る。その−っである超急冷法では、合金溶湯をノズルか
ら吹出し、高速回転するノズルに当て急冷する。この方
法では、ロール回転数の調整あるいは急冷後の熱処理条
件の調整により高保磁力が得られる。

超急冷磁石は結晶粒が０，１μｍ以下で微細なため、つ
ぎに述べる焼結磁石と同一組成でも焼結磁石よりも高保
磁力が得られるという特長がある。また、保磁力のメカ
ニズムがピンニング型であり、焼結磁石のニュークリエ
ーション型と異なるため、焼結磁石の温度係数は０．５
％／℃以上と高いのに対し、超急冷磁石の保磁力の温度
係数が０．４％／℃以下と小さい特長もある０反面、超
急冷磁石は保磁力以外の性質には問題がある。

すなわち超急冷磁石はそのままでは等方性であって、異
方性化には特別の技術が必要である０等方性磁石は異方
性磁石に比べてＢｒは約１／２、（ＢＨ）、、、、は約
１／４になり高性能は得られない、異方性化するために
はホットプレス後ダイアプセットにより加工変形して結
晶方位をそろえる。これにより高性能が得られるが、工
程数が多く、煩雑なため、超急冷磁石はまだ工業的に多
量に生産されていない。

一方、焼結磁石の製法例の概略は以下のとおりである。

（イ）溶解 ：狙いの組成の合金インゴット あるいは何種類かの組成の合 金インゴットを得る。

（ロ）粗粉砕ニジヨークラッシャーおよびディスクミル
等で３５〜１００ メツシュ以下の粗粉を得る。

（ハ）微粉砕ニジエツトミル等で平均粒径が３μｍの微
粉を得る。

（ニ）磁場プ：例えば１０ｋＯｅの磁場中にレス　　お
いて１．５ｔ／ｃｍ２の圧 力で圧縮する。

（ホ）焼結　：真空またはＡｒ９１０００〜１１６０℃
、１ｈ〜５ｈで焼 結する。

（へ）熱処理：例えば６００℃、１ｈで熱処理する。

上記した如き方法により製造されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結
磁石は既に多量に工業生産され、ＭＲＩ、各種モーター
、アクチュエーター（ＶＣＭ）、プリンターヘッド駆動
部などのＯＡ、ＦＡ関係機器に使用されている。

Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石（以下単にＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石
という）の焼結工程では圧粉体の高密度化が計られる。

すなわち、良く調整された粉末中には融点が主相Ｎｄｚ
Ｆｅ１４Ｂよりずっと低いＮｄリッチ合金粉末が均一に
分散され、Ｎｄリッチ合金の働きにより、液相焼結が行
われ、主相粉末の表面にＮｄリッチ合金の液相が行き渡
る。液相焼結は比較的低温で高密度化を可能にし、結晶
粒成長をあまり起こさせずに焼結体の高密度化を達成で
きる。

Ｎｄリッチ合金のもう一つ重要な役割は、粉砕工程中に
生成した主相粉末表面の欠陥の補修である。主相粉末表
面の最大の欠陥は、Ｎｄの優先的な酸化により生成する
Ｎｄ不足層で、Ｎｄリッチ合金の液相から、この層にＮ
ｄが供給され、主相粉末の欠陥が補修され、高保磁力化
が達成される。

上述した液相焼結により、比較的低温で焼結体の高密度
化が達成されるが、理論密度に近い高密度を得るため、
また、Ｎｄリッチ合金による欠陥補修効果を完全なもの
にするため、焼結温度は主相の融点に近い高温とし、長
時間の焼結を行うのが望ましい。

しかし、従来の焼結法では、高温かつ／または長時間で
の焼結を行なうと、３μｍの原料粉便用の場合は主相結
晶粒が１５μｍ以上に粗大化し、その結果、Ｎｄ−Ｆｅ
−Ｂ磁石の保磁力が低下してしまう、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁
石では、これまでの通常の焼結法によって主相結晶粒を
粗大化させず、１５μｍ以下の大きさに成長を抑制して
得られる保磁力は１２〜１３ｋＯｅ程度であった。

高保磁力化を達成するために実用的に成功した唯一の方
法は、Ｉ）ｙの添加にょる主相ＮｄｚＦｅ１４Ｂ相の磁
気異方性定数増大の方法であった。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石
の高保磁力化は磁石の利用範囲をさらに拡大するために
非常に重要である。

永久磁石は着磁陵様々な原因による逆磁界に晒される９
強い逆磁界に晒されても不可逆な減磁が起こらないなめ
には永久磁石は大きな保磁力をもたなければならない、
最近、機器の小型化と高効率化に伴い、永久磁石にがが
る逆磁界はますます大きくなっている０例えばモーター
では永久磁石を着磁後ヨークを取り付けるまでに強い自
己減磁界に晒され、組立て後の動作状態では磁気回路の
パーミアンスに対応した減磁界とコイルからの逆磁界に
晒される。コイルからの逆磁界はスタート時に最大とな
る。過大な負荷ががかってモーターが停止した後すぐに
スイッチが投入されモーターが再スタートするとき永久
磁石には最も厳しい負担がかかる。これに耐え、不可逆
減磁界を最小限に抑制するために永久磁石はできるだけ
大きい保磁力をもっていなければならない。

最近の機器の進歩は永久磁石に過去には思いもよらなか
った過酷な負担を要求する。アンジュレータ−と呼ばれ
る。加速器に取り付け、強い放射光を取り出す装置では
、完全に着磁した永久磁石の板で交互にＮＪｉどうし、
Ｓ極どうしが向がい合うように接着される設計例もある
。このような用途には、大きい保磁力をもつ永久磁石が
必要なことは勿論である。今後ますますこの種の永久磁
石の使い方は増える傾向にある。

保磁力はまた永久磁石の安定性とも関連している。永久
磁石を着磁後放置しておくと、少しづつ不可逆な減磁が
起こる。これは経年変化と呼ばれる。経年変化を少なく
するためには、保磁力は使用状態の逆磁界よりできる限
り大きい方がよい。

このように永久磁石の保磁力はますます大きいものが求
められるようになった。

加えて、永久磁石が高温に晒される場合は高温での保磁
力特性が重要になる。

Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石の固有保磁力（ｉＨｃ）の温度係数
は０．５％／℃以上と非常に高いため、高温では固有保
磁力（ｆＨｃ）が低くなり使用できなくなる。具体的に
は、パーミアンス係数＝１の場合Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結
磁石の使用限界は約８０℃である。このため使用温度が
１２０〜１３０℃に上昇する自動車部品用や、高出力モ
ーター用などにＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石を使用することはで
きなかった。

Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石では、高保磁力化のために様
々の工夫がなされてきた。標準的組成のＮ　ｄ　＋ｓＦ
　ｅア７Ｂｌｌでは焼結磁石の固有保磁力（ｉＨｃ）は
約６ｋｏｅとなる。この磁石の残留磁束密度Ｂｒが１２
ｋＯｅを越えることを考慮すると、固有保磁力（ｉＨｃ
）＝６ｋＯｅは低すぎて用途がごく狭い範囲に限定され
てしまう、高保磁力化に最も成功した方法の一つは、 Ｎｄ５ｓＦｅ７フＢ。焼結磁石を焼結後に６００℃で熱
処理する方法であり、固有保磁力（ｉＨｃ）は約１２ｋ
Ｏｅに増大した（Ｍ、Ｓａｇａｗａ　ｃｔａｌ、Ｊ、Ａ
ｐｐｌ。

Ｐｈ７ｓ　ｖｏｌ　５５．　Ｎｏ　６，１５．　Ｍａｒ
ｃｈ　１９８４）　、これは大きな成果であったがより
大きい保磁力が必要とされる。

一方、添加元素を必要とする高保磁力化の方法も探索さ
れ、周期表のほとんどの元素がテストされた。その中で
最も成功したのが前述のＤｙなどの重希土類元素の添加
であった。例えば、Ｎ　ｄ　ｓｓＦ　ｅ　？７Ｂ　ａの
Ｎｄの１０％をＤｙで置換したＮ　ｄ　Ｉｉ、　ｓＤ　
３’　１．　ｓＦ　ｅフ、Ｂ、では固有保磁力（ｉＨｃ
）は１７ｋＯｅに達する。Ｄｙの添加による高保磁力化
の効果の発見によりＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石は現在広
範囲の用途に使用されつつある。

特開昭６１−２９５３５５号公報は、ＢＮ。

ＺｒＢｚ、ＣｒＢ、ＭＯＢ２．’ｒａＥ＋２．ＮａＢｚ
などのホウ物相を含むＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石を開示
している。この公報の説明によると、焼結体の結晶粒を
極力小さくすることが高い保磁力を得るために有効であ
り、主原料中に添加されたホウ化物粒子は焼結中の粒成
長を抑制し、これにより固有保磁力（ｉＨｃ）が１〜２
ｋＯｅ上昇する。

また、同公報によるとＲ２Ｆｅ５４Ｂ相が、その粒界に
沿ってＲリッチ相とＢリッチ相により囲まれていること
がすぐれた磁気特性の永久磁石を得るために不可欠であ
る。又、特開昭６２−２３９６０号公報も、ＴｉＢ２．
ＢＮ、ＺｒＢ２．ＨｆＢ２゜Ｖ　Ｂ　２　、　Ｎ　ｂ　
Ｎ　、　Ｎ　ｂ　Ｂ　２　、　Ｔ　ａ　Ｂ　、　Ｔ　ａ
　Ｂ　２　。

ＣｒＢ２．ＭｏＢ、ＭｏＢａ、ＭＯ２Ｂ、ＷＢ。

Ｗ　８２などのホウ化物を用いて粒成長を抑制すること
を開示する。しかしながら、これらのホウ化物添加によ
る結晶粒成長抑制技術による保磁力向上は偏かである。

また、ＢＮなど多くのホウ化物はその添加により、焼結
を阻害したり、磁気特性上有害なＮｄｚＦｅｔ７相の発
生を招くのでその添加量は比較的少量に抑えられている
。

（発明が解決しようとする課題） ホウ化物を利用すれば焼結中の粒成長を抑制し、固有保
磁力（ｉＨｃ）を高めることができる。前掲特開昭６１
−２９５３５５号が教示するところによれば、粒成長抑
制により向上する固有保磁力（ｉ　Ｈｃ　）は最大２ｋ
Ｏｅであるから、６００℃で熱処理されたＮｄ５ｓＦｅ
ｙアＢｇ（前述のとおり１Ｈｃ＝１２ｋｏｅ）に粒成長
抑制技術を適用すれば１４ｋＯｅの固有保磁力（ｉＨｃ
）が得られると推察される。しかし、この値は不充分で
ある。よって、ホウ化物粒子による粒成長抑制効果に他
の効果を加えてより高い固有保磁力（ｉＨｃ）を得る方
法を見出す必要がある。

ホウ化物による粒成長抑制を教示する前述の特開昭６１
−２９５３５５号によると、１４．８ｋｏｅの固有保磁
力（ｉＨｃ）をもつ永久磁石（Ｎ　ｄ　ｓｓＢ　ｓＦ　
ｅ　７？）に対して０．３ａｔ％のＭｏＢ２を添加する
ことによって１５．２ｋＯｅの固有保磁力（ｉＨｃ）が
得られている。この固有保磁力（ｉＨｃ）は非常に高い
が、Ｍ　ｏ　Ｂ　２無添加で１４．８ｋＯｅの非常に高
い固有保磁力（ｉＨｃ）に対する保磁力向上は僅か０．
４ｋＯｅである。また、１４．８ｋＯｅのような非常に
高い固有保磁力（ｉＨｃ）を得るためには、希土類含有
扮末を極力酸素と接触させないよう、また粒度分布を極
力鋭くし、焼結条件も厳密に管理するなどの種々の厳し
い注意が必要である。かかる高固有保磁力を得るように
プロセス条件を定めかつ調節することは実際的ではない
。

したがって、本発明は供給量が多い元素を使用して、室
温での固有保磁力（ｉＨｃ）を、工業生産が容易な方法
で従来以上高めることができるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁
石の製造方法を提供することを一つの目的とする。具体
的には、本発明は焼結後熱処理されたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系
焼結磁石の固有保磁力（ｉＨｃ）を、Ｄｙ以外の元素の
添加により、工業生産容易な条件で作製して少なくとも
３ｋＯｅ高めることを目的とする。

（課題を解決するための手段） 本発明は、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の製造方法におい
て、Ｒ２Ｆｅ　、ａＢ化合物相（但し、ＲはＮｄ、Ｐｒ
、を主成分とする希土類元素である）の粒子に、焼結体
中において■が２〜６ａｔ％になる量だけＶ−Ｔ−Ｂ化
合物相（但し、ＴはＦｅ、あるいはＦｃを主成分とする
遷位元素、以下同じ〉の微粒子（以下、Ｖ−Ｔ−Ｂ化合
物粒子またはＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物粒子という）を均一か
つ微細に分散させて、液相焼結を行ない、Ｒ２Ｆｅ、４
Ｂ化合物の化学量論組成より過剰のＢが実質的にＲＦ　
ｅ　ａ　Ｂ　ａ相を形成していないＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼
結磁石を製造する方法にある。

一般に、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の主相は、強い磁気
異方性を有するＲ２Ｆ　ｅ　１４Ｂ相であり、二次相は
Ｒ＝８５〜９７ａｔ％、残部、Ｆｅ（但し、焼結体中に
Ｎｄ以外の希土類も含まれている場合はそれらも含む）
の組成を有するＮｄリッチ相およびＢリッチ相である。

Ｎｄリッチ相は焼結性向上と保磁力増大に重要な役割を
果たし。

ている、Ｂリッチ相はＮｄｔＦｅＪｔを基本組成とし、
格子定数がａ＝０．７１２ｎｍ、　Ｃ＝Ｏ１３９９ｎｍ
の正方晶の非磁性（但し、極低温では強磁性）化合物相
である。従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石ではＲ２Ｆ　
ｅ　１４Ｂの化学量論組成より過剰のＢはＲ２Ｆ　６１
４Ｂ相を形成する。標準組成のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石
では状態図−ｈｐリッチ相の生成量は約５％である。

本発明の方法によつてＶ−Ｔ−Ｂ化合物相の粒子を均一
かつ微細に分散させて液相焼結を行なうと、このＶ−Ｔ
−Ｂ化合物相が焼結体中に含まれる各種二次相の分布、
量、存在（非存在）に強く影響する。その結果、Ｂリッ
チ相が全く存在しないかあるいは僅かにだけ存在し、Ｖ
−Ｔ−Ｂ化合物相が存在する組織の焼結磁石が得られる
。Ｖ−Ｔ−Ｂ相の量が多なるとＢリッチ相の策は少なく
なり、ついにゼロになる。

本発明者はＶ−Ｔ−Ｂ化合物相の存在が、焼結体中に含
まれる各種二次相の分布、量、存在（非存在）などに強
く影響することを発見し、その効果が十分に強化される
必要条件を研究して、本発明を完成したものである。

Ｔ＝Ｆｅの場合のＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物は、Ｖ＋Ｆｅ対Ｂ
の原子数の間におよその整数比の関係が成立した金属間
化合物である必要がある。

本発明の磁石中のＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物相をＥＰＭＡで測
定しなところ、Ｖ２９．５ａｔ％。

Ｆｅ２４．５ａｔ％、Ｂ４６ａｔ％、Ｎｄ１ｄ量の組成
を有していた。また、Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物相は、電子線
回折で測定したところ、格子定数ａ＝５．６人、ｃ＝３
．１人の正方晶構造をユニットセルとしていることが分
かった。この結晶構造は、同定すべく既知の化合物構造
と対比を行なったが現在のところは、正方晶Ｖ３Ｂ２が
確からし２く、この相のＶの一部がＦｅで’１１１ｆＡ
されているものと推定される。

本発明において焼結中に存在させるＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物
はＶ　３　Ｂ　２．　Ｖ　３　Ｂ　２　、　Ｖ　ｑ　Ｂ
　＆　、　Ｖ　３　Ｂ　４　。

Ｖ　２Ｂ　５．　Ｖ　Ｂ　２などの■を化合物全体に対
して好ましくは５ａｔ％以上のＦｅで置換したホウ化物
であってよい。

Ｖ＋ＴＨＢの原子間比率は厳密な整数比からずれること
があり、また、２種以上の化合物の混合体からなるＶ−
Ｆｅ−Ｂ化合物は全体としては整数比にならないが、個
々のＶ−Ｔ−Ｂ化合物の構成原子がおよその整数比を有
していれば、本発明において使用される。ＴはＦｅ単独
、Ｆｅ＋Ｃｏなどであってもよい、またＶ＋Ｆｅおよび
Ｂの一部は、もとの化合物の化学量論比を変えない範囲
で他の元素によって置換が可能である。また、Ｂの一部
は少量のＣによって置換することができる。

焼結前に添加するＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物粒子は微細である
必要がある。この粒子が主相粒子よりも著しく粗粒であ
ると粉末中に良く分散せず、その結果、焼結中に他の相
との反応が不充分になって、Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物の粒子
による各穐二次相への影響が弱められる。よりてこの粒
子は主相とほぼ同等あるいはそれ以上に微粒である必要
がある。またＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物粒子が充分均一に粉末
全体に分散していることが肝要である。Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化
合物粒子の少なくとも１個が１個の主相焼結粒子と接し
ているような分散とすると粒界改質効果が著しく発揮さ
れる。

Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物粒子の添加量は、焼結後の焼結体中
にＶが原子比で２％以上６％以下含まれているように調
整する必要がある。添加量がこの範囲以下ではＶ−Ｆｅ
−Ｂ相がＲＦｅ４Ｂａ相を置換する効果が十分に得られ
ず、一方、この範囲より多いと、残留磁化が低下し、磁
気特性を劣化させる有害なＮ　ｄ　２Ｆ　ｅ　ｔｔ相が
出現する。

以下、上記したＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物粒子を分散した焼結
用粉末を得る方法について説明する。

Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物の粉末を得る方法として２通りある
。

（１）Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物のインゴットを粉砕する。

（２）Ｎｄ−Ｆｅ−Ｖ−Ｂ合金のインゴット中に生成し
ているＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物を合金粉砕のときに同時に粉
砕して、他の相との混合扮として得る。

Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物粒子が均一かつ微細に分散した粉末
を得るためにはいろいろな工夫が可能である。まずＶ−
Ｆｅ−Ｂ化合物は Ｒ２ＦｅｔａＢ相よりも硬くて粉砕されにくいので、Ｒ
２Ｆ　６１４Ｂが所定寸法の微粒子に粉砕された時点で
もＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物は十分に微細にならない。よって
Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物粒子を得るにはＲ２Ｆｅ１４Ｂより
も長時間粉砕が必要である。各相が所定の平均粒径にな
っている粉末を十分長時間混合し、各粒子の均一な分散
を図る。このように各合金相を別々の粒子に粉砕するた
め、硬さに応じて粉砕時間を変え、所定の平均粒径に達
した各相の粉末を十分均一に混合することにより、本発
明の焼結出発原料となる４ 粉砕の精度により、■〜Ｆｅ−Ｂ化合物粒子とＲ２Ｆｅ
１４Ｂの微粒子が分離されずに付着している複合粒子が
得られることもあるが、このような複合粒子であっても
本発明の焼結出発原料となる。

使用する合金または合金の組合わせとしてつぎのような
種類が考えられる。

（１）　Ｒ２Ｆ　６１４ＢよりもＲプアーの合金、同Ｒ
リッチの合金、Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物 （２）　Ｒ２Ｆ　ｅ　１４ＢよりもＲリッチの合金、Ｖ
−Ｆｅ−Ｂ化合物 （３）　Ｒ２Ｆ　ｅ　ｔａＢよりもＲリッチの合金、Ｒ
−Ｆｅ−Ｂ−Ｖ合金 （４）組成の異なる２種以上の Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｖ合金 （５）１種類のＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｖ合金 これ以外の組合わせも可能であるが合金の組合わせが複
雑となるので望ましくない。

（１）のＲプアー合金では、組成に応じて、ＲｚＦ　ｅ
　１４Ｂ　、　Ｒ２Ｆ　ｅ　Ｉ？、ａＦｅ及びＦｅＪの
うち三相が構成相となる。（２）のＲリッチ合金ではＲ
２Ｆｅ１４Ｂ、Ｒリッチ相及びＲ＋Ｆｅ４Ｂ４が構成相
となる。

一般に、粉砕のされ易さが異なる何種類かの相を同時に
アトライターなどで粉砕すると粒度分布が広い劣悪な粉
末になる。

（１）、（２）、（３）は各合金を別々に粉砕でき、後
で混合できるので（４）や（５）より優れている。しか
し、生産性を考慮すると（４）や（５）がまさっている
こともある、（４）及び（５）の鋳造合金は大きさが数
１００μｍのＲ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｒリッチ相、Ｖ−Ｆｅ−
Ｂ相の粒子で形成されている。１〜５μｍのＲ２Ｆｅｔ
ａＢ相および微細なＶ−Ｆｅ−Ｂ相の粒子を粉末全体に
均一に分散するためには、アトライターのように分級効
果を持たず、どの相も同じ時間、同じ程度に粉砕する方
式はＶ−Ｔ−Ｂ相の微粒子が均一かつ微細に分散した粉
末を得難いため、理想的でない。

（４）、（５）の合金の粗扮を窒素ガスによるジェット
ミルで粉砕すると、粉砕された所定の平均粒径に達した
粒子はつぎつぎにサイクロンに取付けた容器に補集され
る。そのため各相の硬さやねばさに応じて粉砕時間が自
動的に調整される。したがって混相を有する（４）また
は（５）の合金でも平均粒径が１〜５μｍと本発明に適
合した各相の粉末が生成される。ジェットミルで粉砕さ
れた上記（４）または（５）の合金の粉末は、そのまま
では望ましくない。すなわち、各相の粉砕性の違いによ
り、捕集された粉末は相ごとに分離する傾向があるので
、このような粉末から焼結されたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石で
はＢリッチ相がかなり残る。

（４）及び（５）の合金では、インゴット中でＶ−Ｆｅ
−Ｂ相の結晶粒が微細であることが望ましい、すなわち
Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物粒子は粉砕され難いため、インゴッ
ト中でｒＲ細粒子であることが望ましい。そのため、合
金を溶解後鋳造するとき、インゴットを小さくするか、
水冷鋳型を用いるなどにより凝固中の溶湯を急冷するこ
とが望ましい。以上のような粉末調整により得られるＲ
２Ｆｅ１４Ｂ相の平均粒径が　１〜５μｍの粉末に、Ｖ
−Ｆｅ−Ｂ化合物粒子が分散した粉末が得られる。ここ
でＲ２Ｆｅ１４Ｂ相の粉末の平均粒径が１μｍ未満であ
ると、化学的に活性すぎて取り扱いが困難であり、５μ
ｍを越えると焼結後の保磁力を大きくすることが困難で
ある。粉末の平均粒径の測定はＦ４ｓｈｅｒのサブシー
ブサイザーを使用した。高保磁力を得るためにはＲリッ
チ相も粉末中に微細で均一に分散していることが必要で
ある。

続いて焼結を行なう。焼結は、Ｒリッチ液相によるＲ２
Ｆｅ１４Ｂ相の補修効果を得るために液相焼結で行なわ
なければならない、焼結の温度、時間および雰囲気等は
公知のものでよい。

本発明合金の最大エネルギＷｔ（ＢＨ）、、、は２０〜
３５　ＭＧＯｅであり、従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁
石とあまり変わらない。

本発明は、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系組成においてＲＪｅ１４Ｂ
化合物の化学量論組成より過剰のＤが存在する組成であ
れば、その他の組成に関係なく上記した焼結が実施でき
る。ただし、液相焼結のためにＲ含有量は最終合金組成
において１０ａｔ％以上であることが好ましい。Ｂ含有
量は焼結体全体として、高い保磁力を得るために６ａｔ
％以上必要である。Ｎｄの一部はＰｒやＤｙで置換可能
であり、またＬａ、Ｃｅなどの他の希土類元素も希土類
全体に対して２０％程度は許容できる。ＲおよびＢの上
限は一般にそれぞれ１８ａｔ％および１３％である。ま
たＶ含有量は上述の理由により２〜６ａｔ％でなければ
ならない。

上記以外は希土類元素の不純物や、はう素の原料として
使用するフェロボロン中の不純物（アルミニウムなど）
である。また磁石製造工程においては酸素や炭素などが
不純物として混入してくる。炭素ＣはＢと性質が似てい
るので、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ相やＶ−Ｔ−Ｂ相のいずれのＢ
にも一部置換できる。

合金成分としては、ＣＯはキュリー温度を上げるためＦ
ｅに対して２０ａｔ％程度許容できる。それ以上になる
と保磁力が低下してしまう。

その他の元素も、焼結後の焼結体を構成する相がＲ２Ｆ
ｅ１４Ｂ、Ｖ−Ｔ−Ｂ相、Ｒリッチ相の３相を主要相と
して保持される範囲で許容できる。

Ｂ過剰の合金ではさらに少量のＢリッチ相が認められる
。すなわち、Ｂリッチ相はＶ−Ｔ−Ｂ化合物相により置
換されるので、Ｖ量に対してＢが著しく過剰になると少
量のＢリッチ相が残る。

ＣＯを含む合金ではＬａｖｅｓ相と呼ばれるＣｏリッチ
相が含まれる。

上記色の元素は、Ｎｂ、ＡＱ、Ｚｒ−Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、
Ｎｉ、Ｃｒ％Ｃｕ、Ｇａ、Ｈｆ。

Ｍｎ、Ｓｔなどである。これらの元素は、例えば上記し
た粉末の何れか１種以上に原料粉末に添加されるか、あ
るいは、単独元素、フェロアロイもしくは１−Ｔｉなど
の相互の合金として原料粉末に添加され、添加の方法は
何ら制限がない。

■の一部をＣｒ、Ｍｏ、Ｗの一種以上で置換してもＶ−
Ｆｅ−Ｂ化合物の効果が達成されることが分かった。

Ｎｂ等の添加量は磁気特性が劣化しないよう次のように
制限される。従来の知見によると各添加量（焼結体中の
原子％）は次のとおりである；Ｔｉ≦２ａｔ％；Ｎｂ≦
２ａｔ％；Ｃｒ≦３ａｔ％；Ｍｎ≦２ａｔ％；ｚｒ≦２
ａｔ％；Ｔａ≦２ａｔ％；ＭＯ≦３ａｔ％；Ｎ１≦ｌａ
ｔ％；Ｈｆ≦２ａｔ％：Ｗ≦３ａｔ％；Ｃｕ≦０．５ａ
ｔ％；Ａｇ≦３ａｔ％；Ｓｉ≦ｌａｔ％；Ｇａ≦２ａｔ
％。

（作用） 標準的組成であるＮ　ｄ　１９Ｆ　６７７Ｂ　ＳのＦｅ
を３．５ａｔ％のＶで置換した場合の固有保磁力（ｉＨ
ｃ）は１５ｋＯｅ以上になる。この値は上記標準組成の
固有保磁力（ｉＨｃ）＝約１２ｋＯｅ（熱処理ありの場
合）と比較して３ｋＯｅ高い、また、後述の実施例１で
は固有保磁力（ｉＨｃ）＝１８ｋＯｅが得られており、
同様の比較をすると６ｋＯｅの極めて大なる保磁力向上
が達成されている。

このような本発明法による磁気特性向上は次の４つの観
点から説明される。

（１）Ｒの有効利用 例えば、約ｆｌａｔ％のＮｄを含むＢリッチがＮｄをほ
とんど固溶しないＶ−Ｆｅ−Ｂ相に置換されると、その
差分のＮｄは主相と液相焼結に不可欠なＮｄリッチ相の
構成成分となるために、Ｎｄが磁気性向上に有効に利用
される。ずなわち、Ｒ，Ｆ　ｅ　、、Ｂ化学量論組成よ
りＢが過剰で組成が同じＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石と比較して
、Ｂリッチ相を実質的に含まない本発明の磁石は、従来
のものよりも固有保磁力（ｉＨｃ）が高くなる。

Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ化学量論組成よりＢが過剰とは（ｌ／１
７）零１００ａｔ％＝５．８ａｔ％より余剰のＢｆｉを
意味する。

（２）粒径制御 粒径制御の具体例を挙げると、ＲｚＦ　ｅ　１４Ｂ相（
但し、ＲはＮｄ、Ｐｒを主成分とする希土類元素）の平
均粒径が１〜５μｍの粉末を、平均粒径が５〜１５μｍ
の範囲内となるまで液相焼結し、これにより１５ｋｏｅ
以上の固有保磁力（ｉＨｃ）を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系
焼結磁石を得る０本発明の永久磁石の固有保磁力（ｉＨ
ｃ）の値については、製造条件、特に製造プロセスにお
ける酸素と被処理物の接触条件（例えばジェットミル粉
砕の時の窒素ガス中における酸素濃度、プレス工程での
雰囲気、焼結雰囲気中の酸素含有量は通常のものであっ
て、標準組成であるＮ　ｄ　１９Ｆ　ｅ　ｔｔＢ　＊が
最適の熱処理後固有保磁力（ｉＨＣ）＝１２ｋＯｅを有
するような製造条件で得られる値である。

第１図は、後述の実施例１の組成についてＶ−Ｆｅ−Ｂ
化合物を６ｗｔ％添加した本発明の場合と無添加の場合
（比較例）について、焼結温度と固有保磁力（ｉ　Ｈｃ
　）　、Ｒ２Ｆ　ｅｔａＢ相の平均粒径との関係を示す
グラフである。なお焼結時間は４時間であった。このグ
ラフより、Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物粒子無添加の場合、本発
明の平均粒径節１ｍ５〜１５μｍが得られる焼結温度で
は固有保磁力（ｉＨｃ）は１３ｋＯｅ以下であるが、−
力木発明の場合は高温焼結においても粒抑制効果があり
ｉＨｃ＞１５ＫＯｅの高い固有保磁力が得られているこ
とが分かる。

（３）焼結温度制御 焼結温度制御の具体例は、（ΔＴ）で１０℃以上抑制し
た、下記温度（Ｔ２）で焼結を行なうことである。

但し、温度換算値（ΔＴ）とは、 （イ）Ｖ−Ｔ−Ｂ化合物が存在しない場合に得られる結
晶の平均粒径（ｄ、）とそ の時の焼結温度（Ｔ、）、 （ロ）Ｖ−Ｔ−Ｂ化合物が存在する場合に得られる結晶
の平均粒径（ｄ２）とその 時の焼結温度（Ｔ２）と表わし、ｄ＋＝ｄ２を前提とし
、ΔＴ＝Ｔ２　　Ｔｔにより定められる。

次に、温度換算による結晶粒成長抑制効果を示す。

（以下余白） 焼結体 温度換算 焼結温度 このように、平均粒径（ｄ、ｄｚ）をｄ＋＝ｄ２としつ
つ焼結温度（Ｔ２）を４０℃以上（６７２４０℃）も高
くすることができる。

Ｄｙを使わずにこれだけ大きい固有保磁力（ｉ　Ｈｃ　
）を持つＮｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石はまだ報告されたこと
がない。

（４）粒界の改質 Ｎ　ｄ　−Ｆ　ｅ　−Ｂ磁石では保磁力は結晶粒界のミ
クロな組織と密接に関連することが知られている９本発
明の磁石ではＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物の働きによって結晶粒
界が改質されていることが推察される。また、Ｎｄ−Ｆ
ｅ−Ｖ−ＢのかわりにＮｄ−Ｆｅ−Ｍｏ−ＢやＮｄ−Ｆ
ｅ−Ｃｒ−Ｂでは決して良い結果が得られないことから
も、Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物の粒成長抑制以外の効果が重要
であることが分かる。従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石と
本発明の磁石との大きな違いである二次相（前者はＲＦ
ｅ４Ｂｔ相を含み、後者はＲＦｅａＢａ相を実質的に含
まず、かわりにＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物相が形成される）の
形態を考察すると、Ｒ２Ｆ　ｅ　１４Ｂ相（主相）の周
囲に存在する相としてはＲＦ　ｅ　４Ｂ４よりもＶ−Ｆ
ｅ−Ｂの方が高保磁力を得るのに適していると推察され
る。

左上エニ」」コ」グ艮」 高密度化と液相による粒子表面補修効果増大のためには
高温かつ／′または長時間の焼結が望ましく、粒成長を
起こさせないためには低い温度の焼結が望ましい、この
相反する要請を同時に満なすことは困難であったが、本
発明者は、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ合金の焼結工程において、Ｖ
−Ｆｅ−Ｂ化合物が結晶粒成長を抑制する顕著な効果を
見出し、この化合物の結晶粒成長抑制作用を利用する焼
結法を考案した。この焼結過程で、より高温かつ／また
は長時間の焼結でも粒成長があまり起こらず、上記二律
相反を解決できる。

結晶粒成長抑制作用を温度で表わすと１０℃以上となる
。その結果、従来法と同一粒径を保ちつつ、１０℃以上
の高温焼結が可能となるため、高密度でかつ高保磁力を
持つＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石が高価なりｙなどを使用しなく
ても生産できるようになった。焼結過程において、Ｖ−
Ｆｅ−Ｂ化合物微粒子が存在すると、粉末の平均粒径が
１〜５μｍのＲ２Ｆｅ１４Ｂ主相をＮｄリッチ液相によ
るＲ２Ｆ　ｅ　１４Ｂ粒子表面の欠陥補修に十分な高温
長時間の焼結をした後においても平均粒径が５〜１５μ
ｍであるように、きわめて効果的に粒成長を抑制するこ
とできる。

粒の成長を抑制しようとする粉末に混ぜるホウ化物とし
ては高融点をもつ物質が効果的である。特開昭６１−２
９ら３５５号公報の実施例に挙げられているＴ　ｉ　Ｂ
　２　、　Ｂ　Ｎ　、　Ｚ　ｒ　Ｂ　２ＣｒＢ、ＭＯ２
Ｂ、ＴａＢ、ＭＯ８２などはいずれも高融点物質である
。したがって、粒成長抑制の観点からは本発明のＶ−Ｆ
ｅ−Ｂ化合物よりも優れた物質は多いと言える。上記特
開昭における粒成長抑制の具体例をみると、０．５％の
Ｍ　ｏ　Ｂ　２の添加により焼結体の粒径は４．７μｍ
に抑えられている。この具体例の固有保磁力（ｉ！４ｃ
）向上は０．４ｋＯｅである０本発明では。

結晶粒径がもっと大きく（例えば６μｍ）とも、Ｖ−Ｆ
ｅ−Ｂ化合物を含有せず、多量のＲＦ　ｅ　４Ｂ　ｍを
含む磁石に比較した固有保磁力（ｉＨｃ）向上は少なく
とも３ｋＯｅ、好ましい組成では５ｋＯｅである。これ
らの点からＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物の効果が粒成長抑制と温
度制御効果だけではないことが明らかである。

従来１上９詐」此撒 従来Ｂリッチのホウ化物であるＶ　Ｂ　ｚ　（Ｆ　ｅを
含まない）などを使用してＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石の結晶粒
成長を試みた報告が発表されている。このＶＢ２化合物
はＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物のような著しい保磁力向上効果が
見出されていない、すなわち、Ｆｅを含有するＶ−Ｆｅ
−Ｂ化合物を使用することにより初めてＩ）ｙを使わず
にｉＨｃ≧３ｋＯｅの保磁力向上が可能になる。

上記標準組成のＦｅをｌａｔ％および５ａｔ％のＶで置
換したＮｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石の固有保磁力（ｉＨｃ）
の値として８．１〜８．３ｋＯｅの値が発表されている
が（特開昭５９−８９４０１号）、この値と比較して本
発明の値は著しく高い、この公報の原料調製法だけは上
記した（５）すなわち、１種類のＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｖ合金
を調製する方法に相当するが、特性は本発明より劣るた
め、インゴットを作製する点だけが本発明の条件に合致
していると考えられる。

以下本発明の詳細な説明するが、磁石の組成はＮ　ｄ　
１６Ｆ　ｅ　？２Ｖ４Ｂ　ｍまたは（Ｎｄｏ、＊Ｄ３’
ｏ、＋）ｔｉＦｅ７ｚＶａである。

実施例　Ｉ Ａ　：　Ｎ　ｄ　＋ｏＦ　ｅ　１Ｉ６Ｂ４、Ｂ　：　Ｎ
　ｄ　３０Ｆ　ｅ　６４Ｊ３４Ｃ：　（Ｖ６，６Ｆｅｏ
、ａ）　３Ｂ２を高周波溶解し、インゴットを作製した
。それぞれのインゴットをショークラッシャーとディス
クミルで３５メツシユスルーまで粉砕し、ジェットミル
により、ＡとＢは平均粒径３μｍまで、Ｃはボールミル
で１μｍまで粉砕した。このとき、Ａ粉末はＮｄ２Ｆｅ
　１４Ｂ　Ｆ　ｅ　２Ｂ、およびα−Ｆｅの粒子がらな
つＢはＮ　ｄ２Ｆ　ｅ　１４Ｂ　、　Ｎ　ｄ２Ｆ　ｅ　
Ｉ７、およびＮｄリッチ相の粒子からなり、Ｃは（Ｖｏ
、６Ｆ　ｅ　Ｏ，４）　３Ｂ２単相粉末がほとんどであ
った。Ａ、Ｂ、Ｃの粉末を５１：４３：６（重量比）に
配合して、ロッキングミキサーで３時間混合した。この
粉末を１２ｋＯｅの磁界中でｉｔ／ｃｍ２の圧力で圧粉
し、ＩＣ）”ｔｏｒＯＡｒ中で１１００℃、４時間焼結
した。焼結後、念冷し、６７０°Ｃで１時間熱処理しな
。磁石特性はＢｒ＝１１．６ｋＧ、１Ｈｃ＝１８．４ｋ
Ｏｅ、（Ｂ）！＞、、、＝３１．３ＭＧＯｅであった。

この焼結体の平均粒径は５．９μｍであっり、焼結体を
ＥＰＭＡで測定したところＢリッチ相は認められながっ
た。

実施例　２ Ａ　：　Ｎｄ２Ｆｅ＋ｔＢ４と Ｂ　：　（Ｖｏ、６Ｆ　ｅｏ、４１ｉＢ２を実施例１と
同様の方法にてそれぞれ３．７μｍと１．５μｍに粉砕
しな。この時Ａの粉末はＮｄ２Ｆｅ＋ｔＢ、Ｎｄリッチ
相およびＮ　ｄ　２Ｆ　ｅ　１？相、Ｂの粉末は（Ｖ６
．６Ｆ　ｅｏ、４）　３９２単相の粒子からなっていた
。Ａ：Ｂ＝９４：６（重量比）になるようにロッキング
ミキサーで１時間混合し、実施例１と同じ条件で焼結磁
石を作製した。磁石の特性は下記のとおりであった。

Ｂｒ＝１１゜７ｋＧ ｉＨｃ＝１７．９ｋＯｅ （ＢＨ）、、、＝３１．７ＭＧＯｅ この結晶体の平均粒径は６．１μｍであった。焼結体を
ＥＰＭＡで測定したところＢリッチ相は認められなかっ
た。

実施例３ Ｎ　ｄ　１６Ｆ　ｅ　７□ＶａＢｅ合金を窒素ガスによ
るジェットミルで２．５μｍに粉砕した。この時粉末は
Ｎｄ２Ｆｅ＋ｔＢ、Ｎｄリッチ相およびＶ−Ｆｅ　　−
Ｂ化合物相のそれぞれの単相粒子から主としてなってい
たが、Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物粒子の分散状態は均一ではな
かった。そこで、粉砕後、ロッキングミキサーで２時間
混合し、実施例１と同じ条件で焼結磁石を作製した。磁
石の特性は下記のとおりであった。

Ｂｒ＝１１．６ｋＧ ｉＨｃ＝１７．３ｋＯｅ （ＢＨ）−−−”３１．７ＭＧＯｅ この結晶体の平均粒径は６．８μｍであった。

焼結体をＥＰＭＡで測定したところＢリッチ相は認めら
れなかった。

実施例４ Ａ　：　Ｎ　ｄ　１６Ｆ　ｅ　ｅｏＢ　ａＢ　：　Ｎ　
ｄ　＋ｂＦ　ｅ　？ＯＶ　５Ｂ　９ＡおよびＢをそれぞ
れジェットミルおよびボールミルにてそれぞれ２．８μ
ｍと１．９μｍに粉砕した。この時Ａの粉末はＮｄ２Ｆ
ｅｔａＢ。

Ｎｄリッチ相およびＮ　ｄ　２Ｆ　ｅ　１７相の各粒子
からなり、またＢはＮｄ２ＦｅｔａＢ、Ｎｄリッチ相。

Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物およびＮ　ｄ　ｚＦ　ｅ　＋７相の
各粒子からなっていた。

Ａ：Ｂ＝９４：６（重量比）になるように混合し、さら
にロッキングミキサーで２時間混合し、その後実施例１
と同じ条件で焼結磁石を作製した。磁石の特性は下記の
とおりであった。

Ｂｒ＝１１．５ｋＧ ｉｌ−！ｃ＝１７．６ｋＯｅ （ＢＨ）、、、Ｌ＝３１．５ＭＧＯｅ この結晶体の平均粒径は６．３μｍであった。焼結体を
ＥＰＭＡで測定したところＢリッチ相は認められなかっ
た。

実施例５ Ａ　：　Ｎｄ＋６．４Ｄ３’ｔ、ｓＦ　ｅ７＊、ｓＢｚ
、３Ｂ：Ｖ３．Ｆｅ２２Ｂ４ｓ ＡおよびＢをそれぞれジェットミルおよびボールミルに
てそれぞれ２．６μｍと１．５μｍに粉砕した。この時
Ａの粉末はＲ４Ｆｅ＋７相、Ｒリッチ相およびＲ４Ｆｅ
＋７相の各粒子からなり、Ｂは（Ｖｏ、６Ｆ　ｅｏ、ｔ
）３Ｂ２と（Ｖｏ、６Ｆ　ｅ　ｏ、ａ）　３Ｂの各粒子
からなっていた。Ａ：Ｂ＝９４：６（重量比）になるよ
うに混合し、さらにロッキングミキサーで２時間混合し
、その後実施［１と同じ条件で焼結磁石を作製した。磁
石の特性は下記のとおりであった。

Ｂｒ＝１１．０ｋＧ ｉＨｃ＝２１ｋｏｅ以上 （ＢＨ）、、、−２８，５ＭＧＯｅ この結晶体の平均粒径は６．０μｍであった。焼結体を
ＥＰＭＡで測定したところＤリッチ相は認められなかっ
た。

比較例１ 実施例３のロッキングミキサー混合を省略したほかは同
じ方法を行なって焼結磁石を作製した。磁石の特性は下
記のとおりであった。

Ｂｒ＝１１．５ｋＧ ｉＨｃ＝１２．８ｋＯｅ以上 （ＢＨ）、、、＝３０．　　７ＭＧＯｅこの結晶体の平
均粒径は試料により最小１０．３μｍから最大１７μｍ
まで大きくばらついていた。焼結体をＥＰＭＡで測定し
たところＢリッチ相が局部的に観察され、焼結体全体で
３％存在していた。

（発明の効果） 以上説明したようにＶ−Ｔ−Ｂ　（Ｖ−Ｆｅ　−Ｂ）化
合物を利用する本発明の製法によると、従来同一組成系
のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石では達成されていなかった
固有保磁力（ｉ　Ｈｃ　）特性が地殻中に豊富に存在す
る元素、すなわちＶ（ＶはＮｉよりクラーク数が多い）
だけにより得られる。また少量のり、５／添加と併せて
、２１ｋｏｅ以上という極めて高い保磁力も得られる。

このため本発明の焼結磁石は、高性能磁石として、従来
磁石では使用できなかった用途に使用可能となり、従来
磁石と同等用途に使用した場合でも経年変化が少なく安
定した磁石特性が得られる。従来、本発明のように高い
固有保磁力（ｔＨｃ）を得るためには希土類資源のバラ
ンスを大きく越えて多量のＤｙを添加することが必要で
あったが、本発明は希土類資源のバランスを崩さないで
上記磁気特性を達成することができる。

また、上記した効果に加えて、使用時の温度が上昇する
機器にもＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石を使用することがで
きるようになる。このため本発明製法による焼結磁石は
、高性能磁石として、従来磁石では使用できなかった用
途に使用可能となり、従来磁石と同等用途に使用した場
合でも経年変化が少なく安定した磁石特性が得られる。

本発明の方法により、その最初の発明の当初から指摘さ
れていたＮ　ｄ　−Ｆ　ｅ−Ｂ磁石の重大な課題が解決
された０本発明により、Ｎｄ−ＦｅＢ磁石に当初期待さ
れたが実現できなかった高性能磁石を多量に使用する用
途にＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石を適用することができるように
なったため、発明の工業的価値は非常に大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は焼結温度と固有保磁力（ｉＨｃ）平均結晶粒径
の関係を示すグラフである。 本 と

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の製造方法において、Ｒ
   ＿２Ｆｅ＿１＿４Ｂ化合物相（但し、ＲはＮｄ、Ｐｒを
   主成分とする希土類元素である）の粒子に、焼結体中に
   おいてＶが２〜６ａｔ％になる量だけＶ−Ｔ−Ｂ化合物
   相（但し、ＴはＦｅ、あるいはＦｅを主成分とする遷位
   元素）の微粒子を均一かつ微細に分散させて、液相焼結
   を行ない、Ｒ＿２Ｆｅ＿１＿４Ｂ化合物の化学量論組成
   より過剰のＢがＲＦｅ＿４Ｂ＿４相を実質的に形成して
   いないＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石を製造することを特徴
   とする永久磁石の製造方法。