WO2007135981A1

WO2007135981A1 - Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系多孔質磁石およびその製造方法

Info

Publication number: WO2007135981A1
Application number: PCT/JP2007/060216
Authority: WO
Inventors: Takeshi Nishiuchi; Noriyuki Nozawa; Satoshi Hirosawa; Tomohito Maki; Katsunori Bekki
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2006-05-18
Filing date: 2007-05-18
Publication date: 2007-11-29
Anticipated expiration: 2008-11-18
Also published as: EP1970916B1; EP1970916A4; CN101346780A; CN101346780B; EP1970916A1; US20120306308A1; JPWO2007135981A1; JP4873008B2; US9418786B2; US8268093B2; US20090123774A1

Abstract

　本発明のＲ－Ｆｅ－Ｂ系多孔質磁石は、平均結晶粒径０．１μｍ以上１μｍ以下のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相の集合組織を有し、少なくともその一部が長径１μｍ以上２０μｍ以下の細孔を有する多孔質である。

Description

明細書

R_Fe_B系多孔質磁石およびその製造方法

技術分野

[0001] 本発明は、 HDDR法を用いて作製される R— Fe— B系多孔質磁石およびその製造方法に関する。

背景技術

[0002] 高性能永久磁石として代表的な R—Fe— B系希土類磁石 (Rは希土類元素、 Feは鉄、 Bはホウ素）は、三元系正方晶化合物である R Fe B相を主相として含む組織を

2 14

有し、優れた磁気特性を発揮する。このような R—Fe— B系希土類磁石は、焼結磁石とボンド磁石に大別される。焼結磁石は、 R—Fe— B系磁石合金の微粉末 (平均粒径:数 m)をプレス装置で圧縮成形した後、焼結することによって製造される。これに対して、ボンド磁石は、通常 R—Fe— B系磁石合金の粉末 (粒径:例えば 100 m 程度)と結合樹脂との混合物 (コンパゥンド)を圧縮成形したり、射出成形することによつて製造される。

[0003] 焼結磁石の場合、比較的粒径の小さい粉末を用いるため、個々の粉末粒子が磁気的異方性を有している。このため、プレス装置で粉末の圧縮成形を行うとき、粉末に対して、配向磁界を印加し、それによつて、粉末粒子が磁界の向きに配向した圧粉体を作製する。

[0004] このようにして得られた圧粉体は、通常 1000°C〜1200°Cの温度で焼結され、必要に応じて熱処理することにより、永久磁石となる。焼結時の雰囲気としては、希土類元素の酸ィ匕を抑制するため、真空雰囲気や不活性雰囲気が主に用いられる。

[0005] 一方、ボンド磁石において、磁気的な異方性を発現するためには、用いる粉末粒子内の硬磁性相の容易磁ィ匕軸が一方向に配列していることが必要である。また、実用上必要な保磁力を得るためには、粉末粒子を構成する硬磁性相の結晶粒を単磁区臨界粒径程度まで小さくすることが必要となる。従って、優れた異方性ボンド磁石を作製するためには、これらの条件を両立した希土類合金粉末を得なければならない。 [0006] 異方性ボンド磁石用の希土類合金粉末を製造するため、現在 HDDR (Hydrogen ation― Disproportionation― Desorption― Recombination)処法力—般的に採用される。「HDDR」は水素化 (Hydrogenation)および不均化（Disproportio nation)と、脱水素（Desorption)および再結合 (Recombination)とを順次実行するプロセスを意味している。公知の HDDR処理によれば、 R— Fe— B系合金のインゴットまたは粉末を、 Hガス雰囲気または Hガスと不活性ガスとの混合雰囲気中で温

2 2

度 500°C〜1000°Cに保持し、それによつて上記インゴットまたは粉末に水素を吸蔵させた後、例えば H圧力が 13Pa以下の真空雰囲気、または H分圧が 13Pa以下の

2 2

不活性雰囲気になるまで温度 500°C〜1000°Cで脱水素処理し、次、で冷却することを特徴としている。

[0007] 上記処理において、典型的には、次のような反応が進行する。すなわち、前記水素吸蔵を起こすための熱処理によって、水素化ならびに再結合反応 (双方を合わせて「 HD反応」と呼ぶ。反応式の例： Nd Fe B + 2H→2NdH + 12Fe + Fe B)が進行

2 14 2 2 2 し微細組織が形成される。次、で脱水素処理をおこすための熱処理を行うことにより

、脱水素ならびに不均化反応 (双方を合わせて「DR反応」と呼ぶ。反応式の例： 2Nd H + 12Fe + Fe B→Nd Fe B + 2H )が起こり、微細な R Fe B結晶相を含む合金

2 2 2 14 2 2 14

が得られる。

[0008] HDDR処理を施して製造された R— Fe— B系合金粉末は、大きな保磁力を有し、磁気的な異方性を示している。このような性質を有する理由は、金属組織が実質的に 0. 1 μ m〜l μ mと非常に微細で、かつ、反応条件や組成を適切に選択することによって、容易磁ィ匕軸が一方向にそろった結晶の集合体となるためである。より詳細には、 HDDR処理によって得られる極微細結晶の粒径が正方晶 R Fe B系化合物

2 14

の単磁区臨界粒径に近いために高い保磁力を発揮する。この正方晶 R Fe B系化

2 14 合物の非常に微細な結晶の集合体を「再結晶集合組織」と呼ぶ。 HDDR処理を施すことによって、再結合集合組織をもつ R—Fe— B系合金粉末を製造する方法は、例えば、特許文献 1や特許文献 2に開示されてヽる。

[0009] HDDR処理によって作製された磁性粉末 (以下、「HDDR粉末」と称する）は、通常、結合榭脂 (バインダ)と混合され、混合物 (コンパウンド）にされた後、磁界中で圧縮成形や射出成形することによって、異方性ボンド磁石を形成することになる。 HDD R粉末は、通常、 HDDR処理後に凝集するため、異方性ボンド磁石として用いるために、凝集を解いて粉末として用いられる。例えば、特許文献 1では、得られる磁石粉末の粒径の好ましい範囲を、 2 m〜500 mとし、実施例 1において、平均粒径 3. 8 mの粉末を HDDR処理して得られた凝集体を乳鉢で解砕して、平均粒径 5. 8 μ mとした粉末を得た後、ビスマレイミドトリアジン榭脂と混合して圧縮成形することにより、ボンド磁石を作製している。

[0010] また、 HDDR粉末を配向した後、ホットプレスや熱間静水圧プレス（HIP)などの熱間成形法を用いてバルタ化する技術が提案されており、例えば、特許文献 3に開示されている。熱間成形法を用いることにより、低温で緻密化することができるため、 H DDR粉末が有する再結晶集合組織を保ったままバルタ磁石を作製することができる

[0011] さらに、 HDDR法の特徴を用いた R— Fe— B系永久磁石の製造方法が種々提案されている。例えば、特許文献 4では、高周波溶解炉で溶解してできた R— Fe— B系合金を、必要に応じて溶体化処理を行なってから冷却後粉砕し、ジェットミルなどでこれを 1〜 10 mに粉砕した後、磁界中で成形を行い、その後、 1000°C〜1140°Cの高真空中あるいは不活性雰囲気中にて焼結を行なった後、 600°C〜1100°Cの範囲の水素雰囲気中にて保持し、引き続き高真空中で熱処理を行うことにより、主相が 0 . 01〜1 mに微細化することが開示されている。

[0012] 特許文献 5が開示する方法では、まず、均質化処理した合金をジェットミルなどの粉砕機で粉砕して得た 10 m未満の微粉体を磁界中で成形し、圧粉体を作製する。その後、圧粉体に対し、水素中で 600°C〜1000°Cの温度で処理した後、 1000°C〜 1150°Cの温度で処理する。圧粉体に対して行う処理は、 HDDR処理に相当するが、 DR処理の温度が高い。特許文献 5の方法によれば、高温の DR処理により焼結が進行するため、圧粉体がそのまま緻密に焼結される。特許文献 5には、高密度の焼結体を形成するため、 1000°C以上の温度で焼結を行うことが必要であると記載されている。

[0013] 一方、特許文献 6が開示する方法では、まず、水素吸蔵崩壊法により平均粒径 50 〜500 /z mに粗粉砕した後、その粗粉砕粉を所定形状に成形 (必要に応じて磁界中成形)し、圧粉体を作製する。その後、圧粉体に対して公知の HDDR処理を行い、得られる圧粉体に榭脂含浸または榭脂浸漬を行うことにより、ボンド磁石が製造される。

[0014] 特許文献 5、 6に開示されている方法では、いずれの場合も、圧粉体に対する HD DR処理を行っている。しかし、特許文献 5の方法では、高温焼結による緻密化によつて機械的強度を高めるのに対して、特許文献 6の方法では、榭脂を用いて機械的強度を高めている。

特許文献 1：特開平 1 132106号公報

特許文献 2 :特開平 2— 4901号公報

特許文献 3：特開平 4— 253304号公報

特許文献 4：特開平 4 - 165012号公報

特許文献 5：特開平 6— 112027号公報

特許文献 6：特開平 9 - 148163号公報

発明の開示

発明が解決しょうとする課題

[0015] R— Fe— B系希土類焼結磁石は、ボンド磁石に比べて優れた磁気特性を得ることができる力作製可能な形状に制約がある。その理由の一つとして、焼結時における収縮の異方性により、所望の形状を得ることが困難であることが挙げられる。具体的には、配向磁界に平行な方向の収縮率が、配向磁界に垂直な方向の収縮率よりも大きぐその比が 2を越える大きな値となる。ここで、「収縮率」は、（「焼結前の寸法」「焼結後の寸法」） ÷「焼結前の寸法」によって規定される。なお、本明細書では、配向磁界に平行な方向を「配向方向」と称し、「配向方向」に垂直な方向を「金型方向」と称することにする。

[0016] 一方、 R—Fe— B系ボンド磁石では、磁気特性は焼結磁石より低いものの、焼結磁石で作製困難な形状の磁石を比較的容易に作製することができる。特に異方性磁粉を用いて作製した異方性ボンド磁石は、比較的高い磁気特性が得られるため、モータなどへの応用が期待されている。 R— Fe— B系の異方性磁粉は、 HDDR法によつて得ることができる。 HDDR法によって得られた異方性磁粉 (HDDR磁粉)の平均粒子径は通常数十 m力数百； z mの範囲内にあり、結合樹脂と混鍊された後、成形される。しかし、 HDDR磁粉は成形時に印加される圧力によって割れやすい。その結果、磁気特性が低下し、従来法によって得られるボンド磁石は用いる磁粉の 60% 程度の (BH)

maxし力得られない。

[0017] さらに、従来の R—Fe— B系異方性ボンド磁石では、減磁曲線 (ヒステリシス曲線の第 2象限部分)の角型性が悪いという問題もある。これが耐熱性の悪化の一因となつており、 R—Fe— B系焼結磁石よりも保磁力 Hを高くしないと、高い耐熱性が得られない。しかし、一方で保磁力 Hを高くすると、着磁特性の悪ィ匕を招くため、磁気回路 cj

の設計にぉ、て制約を与えてしまう。

[0018] 特許文献 3等に記載されているように、磁界中で HDDR粉末を配向した後、ホットプレスなどの熱間成形法を用いてバルタ化する製造方法では、磁石形状が金型形状で決定されるため、焼結磁石で問題となる収縮の異方性の問題は本質的に生じにくい。しかし、熱間成形法は生産性に極めて乏しいため、製造コストの上昇を招き、例えば汎用のモータ用途として利用可能なコストで大量生産するのは困難である。

[0019] 特許文献 4の製造方法では、焼結体に対して HDDR処理を施すことにより、主相を微細化する。しかし、 HDDR反応では HD反応や DR反応で体積変化が生じるため、焼結体に対して HDDR処理を行うときに割れが発生しやすく、高!、歩留まりで生産できないという問題がある。また、すでに緻密化されたバルタ体 (焼結体）に対して H DDR処理を行うため、 HD反応に必須である水素の拡散経路が限られ、磁石内での組織の不均質性を招いたり、処理に長時間を要したりし、結果的に作製できる磁石の大きさが制約されてしまう。

[0020] 特許文献 5には、一般的な R—Fe— B焼結磁石よりも高い磁気特性が得られると記載されている力一般的な焼結磁石と同様に 1000°C以上の高温で焼結が行われるため、収縮の異方性が顕在化する。このため、作製可能な形状に制限が生じる点では、本質的に焼結磁石と同様の問題を有している。さらに、本発明者の検討によれば、 DR処理において 1000°C以上で焼結を行うと、微細な結晶粒を維持したまま緻密化することが困難であり、むしろ異常粒成長が顕著に起こってしまうため、通常の焼結磁石よりも磁気特性が低下してしまう場合が多い。

[0021] 特許文献 6の方法は、従来の R— Fe— B系異方性ボンド磁石の製造方法が有する問題 (成形時の磁粉粉砕による磁気特性低下、配向の困難さ)を回避できるという点で注目に値する。しかし、この方法によって HDDR処理後に得られる圧粉体は、崩壊しな、程度の強度を有して、るのみであり、 HDDR処理後のハンドリングが難しヽ。また、 HDDR処理後に結合用榭脂によって機械的強度を高めることが必須である

[0022] 本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、本発明の主たる目的は、従来のボンド磁石に比べて高い磁気特性を示し、かつ、従来の焼結磁石よりも形状の自由度の高い R—Fe— B系磁石を提供することにある。

課題を解決するための手段

[0023] 本発明の R— Fe— B系多孔質磁石は、平均結晶粒径 0. 1 μ m以上 1 μ m以下の Nd Fe B型結晶相の集合組織を有し、少なくとも一部が長径 1 μ m以上 20 μ m以

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下の細孔を有する多孔質である。

[0024] 好ま、実施形態にぉ、て、各々が前記 Nd Fe B型結晶相の集合組織を有する

2 14

複数の粉末粒子が結合した構造を備え、前記粉末粒子の間に位置する空隙が前記細孔を形成している。

[0025] 好ま、実施形態にぉ、て、前記粉末粒子の平均粒径は 10 μ m未満である。

[0026] 好ま、実施形態にぉ、て、前記細孔は大気と連通して、る。

[0027] 好ま、実施形態にぉ、て、前記細孔には榭脂が充填されて、な、。

[0028] 好ましい実施形態において、前記 Nd Fe B型結晶相の容易磁化軸が所定方向に

2 14

配向している。

[0029] 好ま、実施形態にぉ、て、ラジアル異方性または極異方性を有する。

[0030] 好ましい実施形態において、密度が 3. 5g/cm³以上 7. Og/cm³以下である。

[0031] 好ま、実施形態にぉヽて、 Rを希土類元素の組成比率、 Qを硼素および炭素の組成比率とするとき、 10原子％≤R≤30原子％、および、 3原子％≤Q≤15原子％の関係を満足する希土類元素と、硼素および Zまたは炭素とを含有する。

[0032] 本発明の R— Fe— B系磁石は、上記の R— Fe— B系多孔質磁石を真密度の 95% 以上に高密度化したことを特徴とする。

[0033] 好ま、実施形態にぉ、て、前記 Nd Fe B型結晶相の集合組織にぉ、て、個々

2 14

の結晶粒の最短粒径 aと最長粒径 bの比 b/aが 2未満である結晶粒が全結晶粒の 50 体積％以上存在する。

[0034] 本発明による R—Fe B系多孔質磁石の製造方法は、平均粒径 10 m未満の R

Fe— B系希土類合金粉末を用意する工程と、前記 R— Fe— B系希土類合金粉末を成形して圧粉体を作製する工程と、水素ガス中において前記圧粉体に対し 650°C 以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて水素化および不均化反応を起こす工程と、真空または不活性雰囲気中において前記圧粉体に対し 650°C以上 1 000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて脱水素および再結合反応を起こす工程と、を含む。

[0035] 好ましい実施形態において、前記圧粉体を作製する工程は、磁界中で成形を行う工程を含む。

[0036] 好ましい実施形態において、前記 R— Fe— B系希土類合金粉末が、 10原子％≤R ≤30原子％、 3原子％≤Q≤15原子％(Rは希土類元素、 Qは硼素または硼素と硼素の一部を置換した炭素の総和）の関係を満足する組成を有して、る。

[0037] 好ましい実施形態において、前記 R— Fe— B系多孔質磁石における HD処理開始時の余剰希土類量 R'が R'≥0原子％となるように、希土類元素 Rの組成を設定し、かつ、前記粉砕工程以後水素化および不均化反応開始までの工程の酸素量を制御する。

[0038] 好ま、実施形態にぉ、て、前記 R—Fe— B系希土類合金粉末は急冷合金の粉砕粉である。

[0039] 好ま、実施形態にぉ、て、前記急冷合金がストリップキャスト合金である。

[0040] 好ま、実施形態にお!、て、前記水素化および不均化反応を起こす工程は、不活性雰囲気または真空中で昇温する工程と、 650°C以上 1000°C未満の温度で水素ガスを導入する工程と、を含む。

[0041] 好ましい実施形態において、前記水素ガスの分圧は、 5kPa以上 lOOkPa以下である。 [0042] 本発明による R—Fe— B系永久磁石用複合バルタ材料の製造方法は、上記 R—F e— B系多孔質材料を準備する工程 (A)と、湿式処理により、前記 R— Fe— B系多孔質材料の細孔内部に前記 R— Fe— B系多孔質材料とは異なる材料を導入する工程 (B)と、を含む。

[0043] 好ましい実施形態において、前記工程 (A)は、平均粒径 10 μ m未満の R—Fe— B 系希土類合金粉末を用意する工程と、前記 R— Fe— B系希土類合金粉末を成形して、圧粉体を作製する工程と、水素ガス中において前記圧粉体に対し 650°C以上 10 00°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて水素化および不均化反応を起こして R—Fe— B系多孔質材料を作製する工程と、真空または不活性雰囲気中において前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて脱水素および再結合反応を起こす工程と、を含む。

[0044] 本発明による R—Fe— B系永久磁石の製造方法は、上記の製造方法で得られた R — Fe— B系永久磁石用複合バルタ材料を用意する工程と、前記 R—Fe— B系永久磁石用複合バルタ材料を更に加熱することにより R—Fe— B系永久磁石を形成する工程と、を含む。

[0045] 本発明による R— Fe— B系永久磁石用複合バルタ材料の製造方法は、平均結晶粒径が 0. 1 μ m以上 1 μ m以下の Nd Fe B型結晶相の集合組織を有し、少なくとも

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一部が平均長径 1 μ m以上 20 m以下の細孔を有する R—Fe— B系多孔質材料を準備する工程 (A)と、前記 R—Fe— B系多孔質材料の表面および Zまたは細孔内部に、希土類金属、希土類合金、希土類ィ匕合物のうち少なくとも 1種を導入する工程 (B)と、を含む。

[0046] 好ましい実施形態において、前記）工程において、前記 R—Fe— B系多孔質材料の表面および Zまたは細孔内部に、希土類金属、希土類合金、希土類ィ匕合物のうち少なくとも 1種を導入すると同時に、前記 R—Fe— B系多孔質材料を加熱する。

[0047] 好ましい実施形態において、前記 (B)工程の後に、さらに前記 R—Fe— B系多孔質材料を加熱する工程 (C)を含む。

[0048] 好ましい実施形態において、前記工程 (A)は、平均粒径 10 μ m未満の R—Fe— B 系希土類合金粉末を用意する工程と、前記 R— Fe— B系希土類合金粉末を成形して、圧粉体を作製する工程と、水素ガス中において前記圧粉体に対し 650°C以上 10 00°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて水素化および不均化反応を起こして R—Fe— B系多孔質材料を作製する工程と、真空または不活性雰囲気中において前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて脱水素および再結合反応を起こす工程と、を含む。

[0049] 本発明による R—Fe— B系磁石の製造方法は、上記の R—Fe— B系多孔質磁石に対して、 600°C以上 900°C未満の温度で加圧し、前記 R—Fe— B系多孔質磁石を真密度の 95%以上に高密度化する工程を含む。

[0050] 本発明による R—Fe— B系磁石粉末の製造方法は、平均粒径 10 m未満の R— F e— B系希土類合金粉末を成形して圧粉体を作製する工程と、水素ガス中において前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて水素化および不均化反応を起こす工程と、真空または不活性雰囲気中において前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて脱水素および再結合反応を起こし、 R— Fe— B系多孔質磁石を形成する工程と、前記 R— F e— B系多孔質磁石を粉砕する工程と、を含む。

[0051] 本発明によるボンド磁石の製造方法は、上記の R— Fe— B系磁石粉末の製造方法によって製造された R— Fe— B系磁石粉末を用意する工程と、前記 R—Fe— B系磁石粉末とバインダとを混合し、成形する工程と、を含む。

[0052] 本発明による磁気回路部品の製造方法は、希土類磁石成形体と、軟磁性材料粉末の成形体とが一体化された磁気回路部品の製造方法であって、 (a)希土類磁石成形体として平均結晶粒径が 0. l _iu m以上l _iu m以下のNd Fe B型結晶相の集合

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組織を有し、少なくとも一部が長径 1 μ m以上 20 m以下の細孔を有する多孔質である、複数の R— Fe— B系多孔質磁石を準備する工程と、（b)前記多孔質磁石と、粉末状態の軟磁性材料粉末または軟磁性材料粉末の仮成形体とを熱間プレス成形することによって、希土類磁石成形体と軟磁性材料粉末の成形体とが一体化された成形品を得る工程と、を含む。

[0053] 好ましい実施形態において、前記 R—Fe— B系多孔質磁石を用意する工程は、平均粒径 10 m未満の R—Fe— B系希土類合金粉末を用意する工程と、前記 R— Fe B系希土類合金粉末を成形して圧粉体を作製する工程と、水素ガス中において前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて水素化および不均化反応を起こす工程と、真空または不活性雰囲気中において前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて脱水素および再結合反応を起こす工程と、を含む。

[0054] 好ま、実施形態にぉヽて、前記工程 (b)における軟磁性材料粉末の仮成形体を用意する工程として、前記軟磁性材料粉末をプレス成形することによって前記軟磁性材料粉末の仮成形体を作製する工程 (c)をさらに包含し、前記工程 (b)は、前記軟磁性材料粉末の仮成形体と前記複数の多孔質磁石とを同時に熱間プレス成形することによって、前記希土類磁石成形体と軟磁性材料粉末の成形体が一体化された成形品を得る工程である。

[0055] 好ま、実施形態にぉ、て、前記工程 (b)では、前記軟磁性材料粉末は粉末状態で前記多孔質磁石と同時に熱間プレス成形される。

[0056] 本発明の磁気回路部品は、上記の方法で作製されたものである。

[0057] 好ま、実施形態にぉ、て、前記磁気回路部品は磁石回転子である。

発明の効果

[0058] 本発明では、 HDDR処理の対象となる R— Fe— B系希土類合金粉末の平均粒径を 10 m未満に限定したうえで、そのような粉末の圧粉体を作製した後に HDDR処理を行っている。粉末粒子が相対的に小さいため、 HDDR反応の均一性が向上するとともに、 HDDR処理後の機械的強度も充分に高くなる。本発明では、 HDDR処理後の圧粉体が多孔質磁石として充分な強度を持ち、そのままバルタ磁石体として利用することが可能になる。このため、 HDDR処理後の粉砕'解砕が不要になり、磁石特性を劣化させないため、従来のボンド磁石よりも優れた磁石特性を発揮させることがでさる。

[0059] また、 HDDR処理によって圧粉体から多孔質磁石を形成するときの収縮が等方的であるため、従来の焼結磁石に比べ、形状設計の自由度が向上するという効果も得られる。

図面の簡単な説明 [0060] [図 1]本発明による多孔質磁石の実施例における破断面を示す SEM写真である。

[図 2]本発明の多孔質磁石を製造する方法を示すフローチャートである。

[図 3] (a)は、図 2のフローチャートに示す工程 S12で得られる圧粉体 (成形体)の模式図であり、（b)は、圧粉体に HDDR処理 (S 14)を施した後の材料の模式図である

[図 4]多孔質磁石に対する加熱圧縮するための装置の構成例を示す図である。

[図 5]本発明で作製した多孔質材料の破断面を示す SEM写真である。

[図 6] (a)〜 (c)は、本発明による実施形態の回転子 100の製造方法を説明するための模式図である。

[図 7]本発明による実施形態の製造方法によって製造される回転子 100の構造を示す模式図である。

[図 8]本発明による多孔質磁石の実施例における破断面を示す他の SEM写真である。

[図 9]本発明による多孔質磁石の実施例における研磨面の Kerr顕微鏡写真である。

[図 10]本発明による多孔質磁石の実施例および比較例について、減磁曲線 (ヒステリシス曲線の第 2象限部分)を示すグラフである。

[図 ll] (a)〜(d)は、本発明による実施形態の回転子 100の製造方法における熱間プレス形成工程を説明するための模式的な断面図である。

[図 12]本発明の実施例 13で作製した多孔質材料の破断面を示す SEM写真である符号の説明

[0061] 12a，、12b， R— Fe— B系多孔質磁石

12a、 12b 磁石成形体 (磁石部品）

22' 軟磁性材料粉末の仮成形体 (鉄芯仮成形体）

22 軟磁性材料粉末の成形体 (軟磁性部品、鉄心）

26 チャンバ

27 金型

28a 上パンチ 28b 下パンチ

32 ダイ

42a, 42b 下パンチ

42c センターシャフト

44a, 44b 上ノンチ

52 下ラム

54 上ラム

発明を実施するための最良の形態

[0062] 従来の HDDR処理は、ボンド磁石用の磁石粉末を製造するために実施されており、比較的大きな平均粒径を有する粉末を処理対象にしていた。これは、平均粒径を低下させると、 HDDR処理によって凝集した粉末を解粉し、ばらばらの粉末粒子にすることが困難になるからであった。一方、従来技術について説明したように、圧粉体を形成した後に HDDR処理を行うことも提案されている力 HDDR処理後の圧粉体では、通常の焼結磁石に比べると粒子間の結合強度が低ぐそのままではハンドリングさえ困難な脆さを有しており、バルタ磁石体としては、到底、使用することができなかった。

[0063] 本発明者は、 HDDR処理後の圧粉体の機械的強度を高めるために、特許文献 5 で採用されていたような HDDRの処理温度を上昇させるというアプローチを採ることなぐ敢えて粉末粒子のサイズを小さくすることにした。その結果、粉末粒子の平均粒径と HDDR処理温度を適切に設定することにより、機械的強度が充分に高い多孔質磁石が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。

[0064] 本発明の R— Fe— B系多孔質磁石は、平均結晶粒径 0. 1 μ m以上 1 μ m以下の Nd Fe B型結晶相の集合組織を有し、少なくとも一部が長径 1 μ m以上 20 μ m以

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下の細孔を有する多孔質である。本発明の多孔質磁石は、その全体が多孔質部分によって占められている必要はない。ここで、「多孔質部分」とは、集合組織と空孔とが混在する部分であり、より詳細には、平均結晶粒径 0. 1 μ m以上 1 μ m以下の Nd

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Fe B型結晶相の集合組織と、長径 1 μ m以上 20 μ m以下の空孔とが存在する部分

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である。このような多孔質部分は、磁石全体に対して体積分率で 20%以上、好ましくは 30%以上、更に好ましくは 50%以上の領域を占めていることが好ましい。

[0065] なお、本明細書における「平均結晶粒径」は、 HDDR処理によって得られる集合組織を構成している微細な結晶粒の平均サイズである。 0. 1 m以上 1 μ m以下という平均結晶粒径は、 R— Fe— B系焼結磁石の平均結晶粒径（1 μ m超)よりも小さぐ超急冷法によって作製される急冷磁石の平均結晶粒径 (0. 1 μ m未満)よりも大き!/ヽ。また、本明細書における「長径」とは、前述した「多孔質部分」の細孔を構成する領域の輪郭上における任意の 2点を結ぶ直線のうち、最長のものの長さである。磁石全体が多孔質部分によって占められている場合は、磁石の任意の領域、例えば磁石の中央部について細孔の長径を評価すればよい。一方、磁石の一部が非多孔質である場合は、多孔質部分に含まれる領域を選定して細孔の長径を評価すればょヽ。

[0066] 図 1は、後に詳しく説明する本発明による R—Fe— B系多孔質磁石の実施例における破断面を示す SEM写真である。図 1からわ力るように、この多孔質磁石内に存在する細孔は、 HDDR処理工程で相互に結合した粉末粒子の間に存在する空隙であり、三次元網状に連通している。圧粉体を構成していた個々の粉末粒子は、 HDDR 処理により、隣接する粉末粒子と結合し、剛性を発揮する三次元構造を形成するとともに、個々の粉末粒子内では、微細な Nd Fe B型結晶相の集合組織が形成されて

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いる。また、細孔に榭脂が充填されておらず、大気と連通した状態にある。

[0067] 図 1の実施例では、微細な Nd Fe B型結晶相の容易磁化軸が所定方向に配向し

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ている。 HDDR処理前の粉末粒子の容易磁ィ匕軸を所定方向に配向させておくことにより、 HDDR処理で形成する集合組織内の微細な Nd Fe B型結晶相の容易磁ィ匕

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軸をも磁石全体にわたって所定方向に配向することができる。

[0068] 本発明の R—Fe— B系多孔質磁石の密度 (磁粉の体積比率）は、従来の圧縮成形によって作製された R— Fe— B系ボンド磁石の密度と同等かそれ以下、すなわち、 3 . 5g/cm³以上 7. Og/cm³以下である力粉末粒子間の隙間が存在した状態でも、粒子どうしが結合し、十分な機械的強度と優れた磁気特性とを発揮する。

[0069] 本発明の R—Fe— B系多孔質磁石は、図 2に示すように、 R—Fe— B相を有する原料合金を粉砕して平均粒径 10 μ m未満の R—Fe— B系希土類合金粉末を用意する工程 S 10と、この粉末を圧縮して圧粉体 (成形体)を作製する工程 S 12と、この圧粉体に対して HDDR処理を行う工程 S14とを実行することによって製造される。

[0070] 次に、図 3 (a)、（b)を参照して、図 2の工程 S 14 (HDDR処理）の前後における材料組織の変化を説明する。

[0071] 図 3 (a)は、工程 S12によって得られる圧粉体 (成形体)の模式図である。粉末を構成する個々の微粒子が成形により押し固められており、例えば粒子 A1と粒子 A2とが接触した状態にある。また、圧粉体には空隙 Bが存在する。

[0072] 図 3 (b)は、この圧粉体に HDDR処理（S 14)を施した後の材料の模式図である。

粒子 Al、 A2などの粉末粒子は、いずれも、 HDDR反応により平均結晶粒径が 0. 1

IX m以上 1 μ m以下の微細な Nd Fe B型結晶相で構成される集合組織を有してヽ

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る。個々の粒子 (例えば粒子 A1)は、 HDDR反応に伴う元素の拡散により、他の粒子 (例えば粒子 A2)と強固に結合する。図 3 (b)では、粒子 Al、 A2の結合部を参照符号「C」で示している。

[0073] 圧粉体の内部に存在した空隙 Bは、前述した元素拡散に伴って焼結が進行することにより、図 3 (b)に示すように小さくなつたり、消滅したりする。しかし、 HDDR処理によっては完全な緻密化は達成されず、 HDDR処理後にも「細孔」として残存する。図 3 (b)において、細孔の長径は、符号「d 」で示されている。なお、粉末粒子の平均 pore

粒径は、個々の粒子について、細孔に挟まれた部分のサイズ d を測定することで grain

評価することができる。焼結の進行具合によっては、図 3 (b)に示される多孔質部分における粉末粒子の平均粒径を正確に計測することは難しヽ場合があるが、本発明によれば、多孔質部分の密度は、前述したように 3. 5g/cm³以上 7. Og/cm³以下の範囲内にあるため、多孔質部分における細孔の長径と磁石密度の測定値が上述の範囲に入っている力否かにより、図 3 (b)の多孔質構造が形成されている力否かを評価することが可能である。なお、後述する異種材料の導入を目的とする場合など、空隙部を積極的に利用する場合には、多孔質部分の密度を 6. Og/cm³以下にすることがより好ましぐ 5. OgZcm³以下にすることがさらに好ましい。

[0074] なお、図 3 (b)では、集合組織として、平均結晶粒径が 0. 1 μ m以上 1 μ m以下の Nd Fe B型結晶相のみを描いている力例えば希土類リッチ相など、別の相を含ん

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でもよい。 [0075] 本発明では、ボンド磁石のように粉末粒子を結合するための樹脂が不要であり、粉末粒子間の空隙が細孔を形成した多孔質の形態で磁石特性を発揮することができる。そのような空隙を有するにもかかわらず、充分な機械的強度が得られる理由は、必ずしも明確にはなっていない。おそらぐ圧粉体の形成に使用する粉末粒子が小さいこと、および、 HDDR処理中の水素拡散に起因する反応が粒子間の焼結を比較的低い温度で進行させ、粒子間の結合強度向上に寄与していることが理由であると考えられる。

[0076] 従来、圧粉体に対して HDDR処理を施した場合、 HDDR処理によって凝集した粉末粒子をばらばらに解砕してカゝらボンド磁石の製造に利用するか、圧粉体に榭脂を含浸して機械的強度を高めていた。その理由は、 HDDR処理後における圧粉体の機械的強度が極めて低ぐそのままでは、到底、磁石として使用できな力つた力もである。

[0077] 本発明では、機械的強度の向上により、ハンドリングが容易なだけでなぐより高い寸法精度を得るための機械加工 (切削加工や研削加工)を行うことも可能になる。このため、細孔の内部を充填するように榭脂含浸を行う必要がなぐそのまま永久磁石として用いることができる。

[0078] HDDR処理後における本発明の多孔質磁石は、大気と連通した多孔質構造 (ォープンポア構造)を有しているため、孔の内部または表面に異種材料を導入することにより、容易に複合バルタ磁石を作製したり、磁石の特性を向上させたりすることができる。

[0079] 得られた多孔質磁石をホットプレスなどの方法で熱間加工することにより、多孔質磁石の優れた特性を維持しつつ、フルデンスノレク磁石を得ることも可能となる。これら熱間加工は、前述した異種材料を導入した複合材料に適用することにより、例えば硬磁性相と軟磁性相とが静磁気的に結合したコンポジット磁石を得ることができる。

[0080] 本発明によれば、多孔質磁石を軟磁性材料の成形体と組み合わせた後、熱間成形を行うことにより、軟磁性のヨークと磁石とが一体化された高性能の複合磁気部品を作製することちできる。

[0081] [実施形態] 以下、本発明による R— Fe— B系多孔質磁石の製造方法について、好ましい実施形態を詳細に説明する。

[0082] 〈出発合金〉

まず、硬磁性相として R— Fe— B相を有する R— T— Q系合金（出発合金）のインゴットを用意する。ここで、「R」は、希土類元素であり、 Ndおよび Zまたは Prを 50原子 % (at%)以上含む。本明細書における希土類元素 Rはイットリウム (Y)を含んでもよい。「T」は、 Fe、 Co、および Niからなる群力選択された少なくとも 1種の遷移金属元素であり、 Feを 50%以上含む遷移金属元素である。「Q」は、 Bまたは、 Bおよび B の一部を Cで置換したものである。

[0083] この R— T— Q系合金（出発合金）は、 Nd Fe B型化合物相（以下、「R T Qjと略

2 14 2 14 記する。）を体積比率で 50%以上含む。

[0084] 出発合金に含まれる希土類元素 Rの大部分は、 R T Qを構成して、るが、一部は

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、 R Oや、その他の相を構成している。希土類元素 Rの組成比率は出発合金全体の

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10原子％以上 30原子％以下であることが好ましぐ 12原子％以上 17原子％以下であることがより好ましい。また Rの一部を Dyおよび Zまたは Tbとすることで、保磁力の向上を計ることができる。

[0085] 希土類元素 Rの組成比率は、後に記載する HD処理開始時の「余剰希土類量 R'」力 SO原子％以上となるように設定されることが好ましぐ HD処理開始時の R'が 0. 1原子％以上となるように設定されることがより好ましぐ 0. 3原子％以上となるように設定されることが更に好ましい。ここで、「余剰希土類量 R'」は、以下の式で算出される。

[0086] R， =「Rの原子⁰ /₀」一「Tの原子⁰ /₀」 X 1/7-「0の原子⁰ /₀」 X 2/3

余剰希土類量 R'は、 R—T—Q系合金（出発合金）中に含まれる希土類元素 Rのうち、 R Τ Βおよび R Οを構成することなぐ R Τ Βおよび R Ο以外の形態で存在し

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ている希土類元素の組成比率を示している。 HD処理開始時の余剰希土類量 R，が 0 原子％以上となるように希土類元素 Rの組成比率を設定しないと、本発明の方法により、平均結晶粒径が 0. 1〜1 /ζ πιの微細結晶を得ることが困難となる。希土類元素 R は後の粉砕工程や成形工程で、雰囲気中に存在する酸素や水分によって酸化されることがある。希土類元素 Rの酸ィ匕は、余剰希土類量 R，の減少を招くことになる。このため、 HD処理開始までの工程はできる限り酸素量を抑制した雰囲気で行われるのが好ましいが、雰囲気中の酸素を完全に除去するのは困難であることから、出発合金の Rの組成比率は後の工程での酸ィ匕による R'の減少をカ卩味して設定されることが好ましい。

[0087] R'の上限は、特に制限はないが、耐食性や Bの低下を考慮すると、 5原子％以下が好ましぐ 3原子％以下がより好ましぐ 2. 5原子％以下が更に好ましい。 R'が 5原子％以下であっても、希土類元素 Rの組成比率が 30原子％を越えな、ことが好ましい。

[0088] HD処理開始時の磁石中の酸素量は 1質量％以下に抑制することが好ましぐ 0. 6 質量％以下に抑制することがより好ましい。

[0089] Qの組成比率は、合金全体の 3原子％以上、 15原子％以下が好ましぐ 5原子％以上、 8原子％以下がより好ましぐ 5. 5原子％以上 7. 5原子％以下がさらに好ましい。

[0090] Tは残余を占める。前述したとおり、 Tは、 Fe、 Co、および Mからなる群力も選択された少なくとも 1種の遷移金属元素であり、 Feを 50%以上含む遷移金属元素である。 Tの一部を Coおよび Zまたは Niとする場合には、 NUりも Coを選定することが望ましい。また、合金全体に対する Coの総量は、コストなどの観点から、 20原子％以下であることが好ましぐ 5原子％以下であることがさらに好ましい。 Coを全く含有しない場合でも高い磁気特性は得られるが、 0. 5原子％以上の Coを含有すると、より安定した磁気特性を得ることができる。

[0091] 磁気特性向上などの効果を得るため、 Al、 Ti、 V、 Cr、 Ga、 Nb、 Mo、 In、 Sn、 Hf 、 Ta、 W、 Cu、 Si、 Zrなどの元素を適宜添カ卩してもよい。ただし、添加量の増加は、特に飽和磁ィ匕の低下を招くため、総量で 10原子％以下とすることが好ましい。

[0092] 従来の HDDR磁石粉末の製造方法や、特許文献 6に記載されて、る製造方法では、 HDDR処理の対象となる磁石粉末の平均粒子径は 30 μ m以上、典型的には 5 0 m以上である。 HDDR処理後に磁石粉末の各粒子が優れた磁気的異方性を示すためには、原料粉末の各粒子の中で容易磁ィ匕軸が一方向にそろっている必要がある。このため、粉砕する前の段階にある出発合金インゴットは、 Nd Fe B型結晶相の結晶方位が同一方向に揃った領域の平均サイズが粉砕後の粉末粒子の平均粒径よりも大きくなるように作製されていた。

[0093] その結果、従来の HDDR磁石粉末の製造方法や特許文献 6記載の方法では、ブックモールド法や遠心铸造法などの方法を用いて原料合金を製造し、さらに均質ィ匕熱処理などの熱処理を施すことにより、結晶相を成長させていた。

[0094] し力しながら、本発明者らの検討によれば、ブックモールド法や遠心铸造法によつて Nd Fe B型化合物を粗大化させた原料合金では、铸造の初晶である a Feを完

2 14

全除去することが困難であり、原料合金中に残存する α— Feが HDDR処理後の磁気特性に悪、影響を与えることがわ力つた。

[0095] 本発明の製造方法では、平均粒径 10 μ m未満の粉末を用いるため、原料合金中の主相のサイズを従来の HDDR磁石粉末の製造方法の場合のように大きくする必要がない。そのため、ストリップキャスト法によって合金溶湯を急冷し、凝固させた合金 (ストリップキャスト合金）を用いても、 HDDR処理後に高い異方性を得ることができる。また、このような急冷合金を粉砕して粉末ィ匕することにより、従来のブックモールド法などによる原料合金（出発合金）に比べて、 a—Fe量を低減できるため、 HDDR 処理後の磁気特性悪化を抑制し、良好な角形性を得ることが可能となる。

[0096] なお、ストリップキャスト法以外の急冷法 (たとえばアトマイズ法)やブックモールド法、遠心铸造法などによって作製した原料合金を用いても本発明の磁石を作製することが可能である。また、原料合金における組織均質ィ匕などを目的として、粉砕前の原料合金に対して熱処理を施してもよい。このような熱処理は、真空または不活性雰囲気において、典型的には 1000°C以上の温度で実行され得る。

[0097] 〈原料粉末〉

次に、原料合金（出発合金)を公知の方法で粉砕することにより原料粉末を作製する。本実施形態では、まず、ジョークラッシャーなどの機械的粉砕法や水素吸蔵粉砕法などを用いて出発合金を粗粉砕し、大きさ 50 μ m〜1000 μ m程度に粗粉砕粉を作製する。この粗粉砕粉末に対してジェットミルなどによる微粉砕を行い、典型的には平均粒径が 10 μ m未満の原料粉末を作製する。

[0098] 十分な機械強度を有する多孔質バルタ磁石を得るためには、原料粉末の平均粒径を最適化することが有効であるが、合金組成 (特に希土類量 Rや余剰希土類量 R' ) や HDDR条件 (特に HDDR温度）を調整することも有効である。合金組成や HDDR 条件を最適化すれば、原料粉末の平均粒径が 10 mを超えても、本発明と同様の効果を得ることが可能である。

[0099] 取扱、の観点から、原料粉末の平均粒径は 1 μ m以上であることが好ま U、。平均粒径が 1 m未満になると、原料粉末が大気雰囲気中の酸素と反応しやすくなり、酸化による発熱 '発火の危険性が高まるからである。取り扱、をより容易にするためには、平均粒径を 3 m以上に設定することが好ましい。成形体の機械的強度向上という観点から、平均粒径の好ましい上限は 9 μ mであり、更に好ましい上限は 8 μ mである。

[0100] 従来の HDDR磁石粉末の平均粒径は、 10 μ mを超え、通常は 50〜500 μ m程度であった。本発明者らの検討によると、このように大きな平均粒径を有する原料粉末に対して HDDR処理を行った場合、十分な磁気特性 (特に高!ヽ保磁力ゃ減磁曲線の角型性)が得られなカゝつたり、磁気特性が極端に低くなつたりする場合がある。磁気特性劣化の原因は、 HDDR処理中（特に HD反応過程）における反応の不均質ィ匕に起因するが、粉末粒子のサイズが大きくなるほど、反応は不均質化しやすくなる。 HDDRの反応が不均質に進行すると、粉末粒子の内部において組織や結晶粒径の不均質ィ匕が生じたり、未反応部分が生じたりし、その結果として磁気特性が劣化することになる。

[0101] HDDR反応を均一に進行させるには、 HDDR反応に要する時間を短縮することが有効であるが、水素圧力を調整するなどして反応速度を高めると、今度は、結晶配向度にばらつきが生じてしまう。結晶配向度がばらつくと、磁石粉末の異方性が低下し、結果的に高い角型性が得られなくなる。

[0102] 本発明では、粉末を圧縮して形成した圧粉体に対して HDDR処理を行うが、圧粉体の内部には、水素ガスが移動 ·拡散可能な隙間が粉末粒子の間に充分な大きさで存在している。また、本発明では、平均粒径が典型的には 1 μ m以上 10 μ m未満の原料粉末を使用しているため、水素が粉末粒子内の全体を移動することが容易であり、 HD反応および DR反応を短時間で進行させることができる。こうして、 HDDR後の組織が均質化されるため、高い磁気特性、特に良好な角形性が得られるとともに、 HDDR工程に要する時間を短縮できるという利点が得られる。

[0103] 次に、上記の原料粉末を用いて圧粉体を成形する。圧粉体を成形する工程は、 10 MPa〜200MPaの圧力を印加し、 0. 5T〜20Tの磁界中（静磁界、パルス磁界など）で行うことが望ましい。成形は、公知の粉末プレス装置によって行うことができる。粉末プレス装置から取り出したときの圧粉体密度 (成形体密度）は、 3. 5gZcm³〜5. 2 gZcm³程度である。

[0104] 上記の成形工程は、磁界を印加することなく実行してもよい。磁界配向を行わない場合、最終的には等方性の多孔質磁石が得られることになる。しかし、より高い磁気特性を得るためには、磁界配向を行いながら成形工程を実行し、最終的に異方性の多孔質磁石を得ることが好まし、。

[0105] 以上の出発合金の粉砕工程および原料粉末の成形工程は、上述の通り、 HD処理直前の磁石中の余剰希土類量 R'が 0原子％を下回ってしまわないようにするため、希土類元素の酸ィ匕を抑制しながら行うことが好ま、。原料粉末の酸化を抑制するには、各工程および各工程間のハンドリングをできる限り酸素量を抑制した不活性雰囲気下で行うことが望ましい。なお、 R'が所定値以上の市販の粉末を購入し、その後の各工程および各工程間のハンドリングの雰囲気を制御して使用してもよい。

[0106] また、磁気特性の向上などを目的として、出発合金の粉砕工程の前に、別の合金を混合したものを微粉砕し、微粉砕後に圧粉体を成形してもよい。あるいは、出発合金を微粉砕した後に、別の金属、合金および Zまたは化合物の粉末を混合し、それらの圧粉体を作製してもよい。さらには、金属、合金および Zまたは化合物を分散または溶解させた液を圧粉体に含浸させ、その後、溶媒を蒸発させてもよい。これらの方法を適用する場合の合金粉末の組成は、混合粉全体として前述の範囲内に入ることが望ましい。

[0107] く HDDR処理〉

次に、上記成形工程によって得られた圧粉体 (成形体）に対し、 HDDR処理を施す

[0108] 本実施形態では、成形時に原料粉末の粒子に割れが生じても、その後に HDDR 反応を行うため、磁気特性に影響を与えない。

[0109] HDDR処理の条件は、添加元素の種類'量などによって適宜選定され、従来の H DDR法における処理条件を参考にして決定することができる。本実施形態では、平均粒径 1〜： LO mの比較的微細な粉末粒子の圧粉体を使用するため、従来の HD DR法よりも短い時間で HDDR反応を完了させることが可能となる。

[0110] HD反応のための昇温工程は、水素分圧 lOkPa以上 500kPa以下の水素ガス雰囲気または水素ガスと不活性ガス (Arや Heなど）の混合雰囲気、不活性ガス雰囲気、真空中のいずれかで行う。昇温工程を不活性ガス雰囲気または真空中で行うと、以下のような効果を得ることができる。

[0111] (1)昇温過程での水素吸蔵に伴う圧粉体崩壊を抑制できる。

[0112] (2)昇温時の反応速度制御の困難性に起因する磁気特性低下を抑制できる。

[0113] (3)昇温により低融点の希土類合金および Zまたは希土類ィヒ合物が融解して圧粉体の収縮を進行させ、高、強度の多孔質磁石を得ることができる。

[0114] HD処理は、水素分圧 lOkPa以上 500kPa以下の水素ガス雰囲気または水素ガスと不活性ガス (Arや Heなど）の混合雰囲気で、 650°C以上 1000°C未満で行う。 HD 処理時の水素分圧は 20kPa以上 200kPa以下がより好まし、。処理温度は 700°C 以上 900°C以下であることがより好ましい。 HD処理に要する時間は、 5分以上 10時間以下であり、典型的には 10分以上 5時間以下の範囲に設定される。本実施形態では、原料粉末の平均粒径が小さいため、比較的短時間で HD反応が完了する。

[0115] なお、 R— T— Q系合金中の Tについて、 Co量が合金全体の組成に対し、 3原子％以下の場合は、昇温および Zまたは HD処理時の水素分圧を 5kPa以上 lOOkPa以下、より好ましくは、 lOkPa以上 50kPa以下とすることで、 HDDR処理における異方性の低下を抑制できる。

[0116] HD処理のあと、 DR処理を行う。 HD処理と DR処理は同一の装置内で連続的に行うこともできる力別々の装置を用いて不連続的に行うこともできる。

[0117] DR処理は、真空または不活性ガス雰囲気下において 650°C以上 1000°C未満で行う。処理時間は、通常、 5分以上 10時間以下であり、典型的には 10分以上、 2時間以下の範囲に設定される。なお、雰囲気を段階的に制御する (例えば水素分圧を段階的に下げたり、減圧圧力を段階的に下げたりする）ことができることは言うまでもない。

[0118] 上述した HD反応前の昇温工程を含む HDDR工程の全般を通じて焼結反応が起こる。このため、圧粉体は長径 1 μ m以上 20 m以下の細孔を有する多孔質の焼結磁石となる。このときに生じる焼結のメカニズムは、通常の R— Fe— B系焼結磁石を製造するときに行う焼結のメカニズムとは異なるはずである力その詳細は現時点では明らかではない。

[0119] HDDR工程で生じる焼結反応により、圧粉体は収縮率（(HDDR処理前の成形体寸法 HDDR処理後の成形体寸法) ZHDDR処理前の成形体寸法 X 100)で 2% 〜10%程度収縮する力その収縮の異方性は小さい。本実施形態では、収縮比 (磁界方向の収縮率 Z金型方向の収縮率）が 1. 1〜1. 6程度である。このため、従来の焼結磁石 (典型的な収縮比は 2以上)では作製が困難であった種々の形状を有する焼結磁石を製造することが可能となる。

[0120] なお、 HDDR処理全体が酸素量を低減した雰囲気で行われるため、前述した HD 処理直前の余剰希土類量 R'は、 DR処理直後の R'とほぼ同等もしくはそれ以上となる。従って、 DR処理直後の R'を測定することにより、 HD処理直前における R'の値が所望の値以上であることを確認することが可能である。ただし、 HDDR処理時の雰囲気に含まれる極微量の酸素や水分により、多孔質磁石の表層が酸化されて黒変していることがあるため、 DR処理直後の R'は、酸ィ匕した表層を取り除いた後に測定することが好ましい。

[0121] 本実施形態では、成形工程後に圧粉体 (成形体）に対して HDDR処理を施すため、 HDDR処理後には粉末成形を行わない。このため、成形のための加圧によって磁粉が粉砕されるようなことが HDDR処理後に生じず、 HDDR粉末を圧縮するボンド磁石に比べて高い磁気特性を得ることができる。こうして、本実施形態によれば、減磁曲線の角型性が向上するため、着磁性と耐熱性とを両立させることが可能になる。

[0122] さらに、本実施形態によれば、従来の HDDR粉末を用いて製造される異方性ボンド磁石が有する配向や残磁の問題も解消され、ラジアル異方性や極異方性を付与することもできる。また、熱間成形法が本質的に有する生産性が低いという問題もない。 [0123] また本実施形態によれば、 HDDR反応を進行させながら圧粉体の密度を向上させていくため、 HD反応や DR反応による体積変化に起因する磁石の割れなどの問題を回避することもできる。さらに、圧粉体の表面および内部でほぼ同時に HDDR反応が進行して、くため、大型の磁石を容易に作製することができる。

[0124] く多孔質磁石の加熱圧縮処理〉

上記の方法によって得られた多孔質材料 (磁石)は、そのままの状態でバルタ永久磁石として利用することができる力さらにホットプレス法などの加熱圧縮処理を用いること〖こよって、緻密化を行い、フルデンス磁石を得ることもできる。以下に加熱圧縮処理によるフルデンス化について、具体的な実施形態の一例を示す。多孔質磁石に対する加熱圧縮は、公知の加熱圧縮技術を用いて行うことができる。例えば、ホットプレス、 SPSゝ (spark plasma sintering)、 HIP、熱間圧延などの加熱圧縮処理を行うことが可能である。なかでも、所望の形状を得やすいホットプレスや SPSが好適に用 V、られ得る。本実施形態では以下の手順でホットプレスを行う。

[0125] 本実施形態では、図 4に示す構成を有するホットプレス装置を用いる。この装置は、中央に開口部を有する金型 (ダイ） 27と、多孔質磁石を加圧するための上パンチ 28a および下パンチ 28bと、これらのパンチ 28a、 28bを昇降する駆動部 30a、 30bとを備えている。

[0126] 上述した方法によって作製した多孔質磁石（図 4では参照符号「10」を付している）を、図 4に示す金型 27に装填する。このとき、磁界方向（配向方向）とプレス方向とが一致するように装填を行うことが好ましい。金型 27およびパンチ 28a、 28bは、使用する雰囲気ガス中で加熱温度および印加圧力に耐えうる材料から形成される。このような材料としては、カーボンやタングステンカーバイドなどの超硬合金が好ましい。なお、多孔質磁石 10の外形寸法は金型 27の開口部寸法よりも小さく設定しておくことにより、異方性を高められる。次に、多孔質磁石 10を装填した金型 27をホットプレス装置にセットする。ホットプレス装置は、不活性ガス雰囲気または 10— ^orr以上の真空に制御することが可能なチャンバ 26を備えていることが好ましい。チャンバ 26内には、例えば抵抗加熱によるカーボンヒーターなどの加熱装置と、試料を加圧して圧縮するためのシリンダーとが備え付けられている。 [0127] チャンバ 26内を真空または不活性ガス雰囲気で満たした後、加熱装置により金型 27を加熱し、金型 27に装填された多孔質磁石 10の温度を 600°C〜900°Cに高める。このとき、 0. 1〜3. OtonZcm²の圧力 Pで多孔質磁石 10を加圧する。多孔質磁石 10に対する加圧は、金型 27の温度が設定レベルに到達してから開始することが好ましい。加圧しながら 600〜900°Cの温度で 10分以上保持した後、冷却する。加熱圧縮によりフルデンス化された磁石が大気と接触して酸ィ匕しない程度の低い温度（100 °C以下程度)まで冷却が進んだ後、本実施形態の磁石をチャンバから取り出す。こうして、上記の多孔質磁石力も本実施形態の R—Fe— B系磁石を得ることができる。

[0128] こうして得られた磁石の密度は真密度の 95%以上に達する。また、本実施形態によれば、最終的な結晶相集合組織において、個々の結晶粒の最短粒径 aと最長粒径 bの比 b/aが 2未満である結晶粒が全結晶粒の 50体積％以上存在する。この点において、本実施形態の磁石は、たとえば特開平 02— 39503号公報などに記載の従来の熱間塑性カ卩ェによる異方性バルタ磁石と大きく異なって、る。このような磁石の結晶組織にぉヽては、最短粒径 aと最長粒径 bの比 b/aが 2を超えた扁平な結晶粒が支配的である。

[0129] なお、このような加熱圧縮処理は本実施形態に用いた多孔質磁石だけでなぐ後述する、細孔内に異種材料を導入した多孔質材料 (磁石）にも同様に適用することができる。

[0130] く多孔質磁石への異種材料の導入〉

前述した方法によって得られる R—Fe— B系多孔質材料 (磁石）の細孔は内部まで大気と連通しており、その孔の内部に異種材料を導入することができる。導入の方法としては、乾式処理や湿式処理が用いられる。また、異種材料の例としては、希土類金属、希土類合金および Zまたは希土類ィ匕合物、鉄やその合金などが挙げられる。以下にそれらの具体的な実施形態の一例を示す。

[0131] (1) 湿式処理による異種材料の導入

R— Fe— B系多孔質材料に施す湿式処理は、電解めつき処理、無電解めつき処理、化成処理、アルコール還元法、金属カルボ-ル分解法、ゾルゲル法などの方法を用いて行うことができる。このような方法によれば、化学反応により、細孔内部の多孔質材料表面に被膜や微粒子の層を形成することができる。また、有機溶媒に微粒子を分散させたコロイド溶液を用意し、 R— Fe— B系多孔質材料の孔部に含浸させる方法を用いても、本発明における湿式処理を行うことができる。この場合は、多孔質材料の細孔中に導入したコロイド溶液の有機溶媒を蒸発させることにより、コロイド溶液中に分散して、た微粒子の層で細孔を被覆することが可能である。これらの方法により湿式処理を行うとき、化学反応を促進したり、微粒子を多孔質材料の内部にまで確実に含浸させるため、付カ卩的に加熱処理や超音波の印加を行ってもよい。

[0132] 以下、コロイド溶液を用いて行う湿式処理を詳細に説明する。

[0133] コロイド溶液中に分散させる微粒子は、例えばプラズマ CVD法などの気相法、ゾルゲル法などの液相法などの公知の方法によって作製され得る。液相法を採用して微粒子を作製する場合、その溶媒は、コロイド溶液の溶媒と同一であっても良いし、異なっていてもよい。

[0134] 微粒子の平均粒子径は lOOnm以下であることが好ましい。平均粒径が lOOnmを超えて大きくなりすぎると、 R— Fe— B系多孔質材料の内部までコロイド溶液を浸透させることが困難になるからである。微粒子の粒径の下限は、コロイド溶液が安定であるかぎり、特に限定されない。一般に、微粒子の粒径が 5nm未満になると、コロイド溶液の安定性が低下することが多、ため、微粒子の粒径は 5nm以上であることが好ましい。

[0135] 微粒子を分散させる溶媒は、微粒子の粒径、化学的性質などによって適宜選定されるが、 R—Fe— B系多孔質材料の耐食性が高くないため、非水系の溶媒を用いることが好ましい。微粒子の凝集を防ぐために、界面活性剤などの分散剤をコロイド溶液に含有させても良い。

[0136] コロイド溶液中における微粒子の濃度は、微粒子の粒径、化学的性質、溶媒や分散剤の種類などによって適宜選定されるが、例えば 1質量％から 50質量％程度までの範囲内に設定される。

[0137] このようなコロイド溶液に希土類多孔質材料を浸漬すると、毛細管現象により、希土類多孔質材料の内部の細孔までコロイド溶液が浸透する。なお、多孔質材料内部へのコロイド溶液の浸透 (含浸）をより確実に行うためには、多孔質材料内部の細孔に存在していた空気を除去することが有用であるため、含浸処理は一旦減圧または真空雰囲気とした後、常圧に復圧、または加圧して行うことが有効である。

[0138] 含浸処理を行う前の多孔質材料は、研削加工などの加工屑が多孔質材料の表面における細孔を塞いでいる可能性があり、確実な含浸が妨げられる場合がある。このため、含浸の前に、超音波洗浄などにより、多孔質材料の表面を清浄ィ匕しておくことが好ましい。

[0139] 多孔質材料に含浸処理を行なった後、コロイド溶液中の溶媒を蒸発させる。溶媒の蒸発は、溶媒の種類によって異なり、室温大気中で十分に蒸発する場合もあるが、必要に応じて加熱および Zまたは減圧を行うことにより、蒸発を促進させることが好ましい。

[0140] 湿式処理によって導入される材料は、細孔の全体を埋めている必要はなぐ細孔表面上に存在してヽればよヽが、少なくとも細孔表面を被覆してヽることが好まし!/ヽ。

[0141] 次に、一例として、 Ag粒子を分散したコロイド溶液を用いて、多孔質磁石材料内部の細孔表面に Ag粒子による被膜を形成する具体例について示す。

[0142] 後述する実施例 5と同様の方法で作製した 7mm X 7mm X 5mmサイズの多孔質磁石材料に対し、超音波洗浄を行った後、ナノ粒子分散コロイド溶液に多孔質材料を浸漬した。このコロイド溶液は、 Agナノメタルインク（アルバックマテリアル製)であり、 Ag粒子の平均粒径： 3〜7 /ζ πι、溶媒:テトラデカン、固形分濃度 55〜60質量％であった。ナノ粒子分散コロイド溶液はガラス製容器内に入れられ、多孔質材料を浸漬させた状態で真空デシケータ内に挿入し、減圧下に置いた。処理中の雰囲気圧力は約 130Paに調整した。

[0143] 減圧により多孔質材料及びナノ粒子分散コロイド溶液内では気泡が発生した。気泡の発生が止んだ後、大気圧に一旦戻した。その後、真空乾燥機内に多孔質材料を挿入し、約 130Paの雰囲気圧力下で 200°Cに加熱し、溶媒を蒸発させ、乾燥を行つた。こうして、本発明による複合バルタ材料のサンプルを得た。

[0144] なお、これらの一連の作業、特に乾燥作業は、表面積が大き!ヽ多孔質材料の酸ィ匕を避けるため、可能な限りアルゴンなどの不活性ガス雰囲気 (または、可能であれば真空中）で行うことが好ましい。 [0145] 図 5は、含浸処理後の多孔質材料 (複合バルタ材料)の破断面 SEM写真である。

[0146] 図 5の写真における領域 Dは、多孔質材料の破断面であるが、領域 Eは、数 ηπ！〜数十 nmの微粒子によって埋められた被膜が表面に形成された細孔である。これらの微粒子被膜は、ナノ粒子分散コロイド溶液中に分散されてヽた Agナノ粒子が溶媒とともに多孔質材料の細孔を通って運ばれ、溶媒蒸発後も細孔内に残った微粒子によつて形成されたものであると考えられる。このような Agナノ粒子の存在による被膜は、サンプルの中心部でも観察された。

[0147] このように多孔質材料の細孔を介して中心部まで微粒子を導入することができる。

[0148] なお、 R—Fe— B系多孔質材料とは異なる材料として、アクリルやウレタンなどの榭脂を用い、該榭脂を含浸後、加熱などの方法で榭脂を硬化させることにより、多孔質磁石材料としての耐環境性を向上することができる。

[0149] 湿式処理によって、 R— Fe— B系多孔質材料とは異なる材料が細孔内部に導入された R—Fe— B系多孔質材料に対しては、特性の改善などを目的としてさらに加熱処理を実施しても良い。加熱処理の温度は、加熱の目的に応じて適宜設定される。ただし、加熱温度が 1000°C以上になると、 R—Fe B系多孔質材料中の集合組織が粗大化し、磁気特性の低下を招くため、加熱温度は 1000°C未満とすることが好ましい。加熱雰囲気は、 R—Fe— B系多孔質材料の酸ィ匕ゃ窒化による磁気特性の低下を抑制するという観点から、真空中や Arなどの不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。

[0150] なお、 R—Fe— B系多孔質材料と、それと異なる材料の組み合わせによっては、 R

Fe— B系多孔質材料が固有保磁力（H )を有さない場合があり、その場合は、本

cj

工程や加熱圧縮処理により、 400kAZm以上の固有保磁力（H )を発現し得る永久

cj

磁石材料を作製することができる。

[0151] HD処理と DR処理とを必ずしも連続して実行する必要はない。さら〖こ、 HD処理後の圧粉体に対して、異種材料として金属、合金および Zまたは化合物を上記と同様の方法で導入し、その後に、 DR処理を行っても構わない。この場合、 HD処理後の圧粉体は粒子同士の拡散接合が進展しており、 HD処理前の圧粉体よりもハンドリング性が向上しているため、容易に金属、合金および Zまたは化合物を導入することができる。

[0152] また、湿式処理後における多孔質材料 (複合バルタ材料）に対して、前述した加熱圧縮処理を適用すると、真密度の 95%以上に緻密化した複合バルタ磁石を得ることができる。

[0153] 以上、湿式処理によって異種材料を導入する方法につ!ヽて述べたが、異種材料として希土類元素を導入する場合には、以下に説明する方法を好適に採用できる。

[0154] (2)希土類元素の導入

R— Fe— B系多孔質材料の表面および Zまたは細孔内部に導入する希土類金属、希土類合金、希土類化合物は、少なくとも 1種類の希土類元素を含んでいれば特段限定されることはない。本発明の効果を有効に発揮させるためには、 Nd、 Pr、 Dy 、 Tbのうち少なくとも 1種またはそれ以上を含むことが望ましい。

[0155] 希土類金属、希土類合金、希土類ィ匕合物のうちの少なくとも 1種を R— Fe— B系多孔質材料の表面および Zまたは細孔内部に導入する方法には、種々の方法があり、本発明では特に特定の方法に限定されない。使用可能な導入方法は、乾式処理と湿式処理に大別される。以下、それぞれの方法について具体的に記載する。

[0156] (A)乾式処理

乾式処理としては、公知のスパッタリング法、真空蒸着法、イオンプレーティングなどの物理蒸着法を用いることができる。また、希土類金属、希土類合金、希土類化合物 (水素化物など)の少なくとも一種の粉末を R— Fe— B系多孔質材料と混合し、加熱することにより、希土類元素を R— Fe— B系多孔質材料中に拡散させてもよい。また、 PCTZJP2007Z53892号に記載されているように、希土類含有物から希土類元素を気化 '蒸着させつつ、 R— Fe— B系多孔質材料中に拡散する方法 (蒸着拡散法)を用いても良い。

[0157] 乾式処理時における多孔質材料の温度は、室温でもよいし、加熱によって昇温されていてもよい。ただし、温度が 1000°C以上になると、 R— Fe— B系多孔質材料中の集合組織が粗大化し、磁気特性の低下を招くため、乾式処理中における多孔質材料の温度は 1000°C未満に設定することが好ま、。乾式処理時の温度および時間を適切に調整することにより、集合組織の粗大化を抑制することができる。このような熱処理の条件によっては多孔質材料の緻密化が進行し得るが、集合組織の粗大化を抑制するように熱処理を行うと、多孔質材料には細孔が残存する。このため、充分にフルデンス化するためには、多孔質材料を加圧しながら熱処理することが必要になる。

[0158] 乾式処理時の雰囲気は、適用するプロセスによって適宜選定される。雰囲気中に酸素や窒素が存在すると、処理中の酸化ゃ窒化によって磁気特性劣化を招来する可能性があるため、真空や不活性雰囲気 (アルゴンなど）中で処理することが好ましい。

[0159] (B)湿式処理

湿式処理としても、前述した公知の方法を適宜用いて行うことができる。特に、有機溶媒に微粒子を分散させた液 (以下、「処理液」と称する。）を用意し、 R—Fe— B系多孔質材料の孔部に含浸させる方法を好適に採用できる。この場合は、多孔質材料の細孔中に導入したコロイド溶液の有機溶媒を蒸発させることにより、処理液中に分散して、た微粒子の層で細孔を被覆することが可能である。これらの方法により湿式処理を行うとき、化学反応を促進したり、微粒子を多孔質材料の内部にまで確実に含浸させるため、付加的に加熱処理や超音波の印加を行ってもょヽ。

[0160] 処理液中に分散させる微粒子は、例えばプラズマ CVD法などの気相法、ゾルゲル法などの液相法などの公知の方法によって作製される。液相法を採用して微粒子を作製する場合、その溶媒 (分散媒)は、処理液の溶媒と同一であっても良いし、異なつていてもよい。

[0161] 処理液中に分散させる微粒子は、希土類の酸ィ匕物、フッ化物、酸フッ化物の少なくとも 1種を含むことが好ましい。特に、フッ化物や酸フッ化物を用いると、後述する加熱処理などによって、多孔質材料を構成する結晶粒の粒界に希土類元素を効率的に拡散させることができ、本発明の効果が大きい。

[0162] 微粒子の平均粒子径は 1 μ m以下であることが好ましい。平均粒径が 1 μ mを超えて大きくなりすぎると、処理液への微粒子の分散が困難になったり、 R— Fe— B系多孔質材料の内部まで処理液を浸透させることが困難になるからである。平均粒子径は、 0. 5 m以下がより好ましぐ 0.： m(lOOnm)以下がさらに好ましい。微粒子の粒径の下限は、処理液が安定であるかぎり、特に限定されない。一般に、微粒子の粒径が lnm未満になると、処理液の安定性が低下することが多いため、微粒子の粒径は lnm以上であることが好ましぐ 3nm以上であることがより好ましぐ 5nm以上であることがさらに好ましい。

[0163] 微粒子を分散させる溶媒 (分散媒)は、微粒子の粒径、化学的性質などによって適宜選定されるが、 R— Fe— B系多孔質材料の耐食性が高くないため、非水系の溶媒を用いることが好ましい。微粒子の凝集を防ぐために、界面活性剤などの分散剤を処理液に含有させたり、あら力じめ微粒子を表面処理しても良、。

[0164] 処理液中における微粒子の濃度は、微粒子の粒径、化学的性質、溶媒や分散剤の種類などによって適宜選定される力例えば 1質量％から 50質量％程度までの範囲内に設定される。

[0165] このような処理液に希土類多孔質材料を浸漬すると、毛細管現象により、希土類多孔質材料の内部の細孔まで処理液が浸透する。なお、多孔質材料内部への処理液の浸透 (含浸）をより確実に行うためには、多孔質材料内部の細孔に存在していた空気を除去することが有用であるため、含浸処理は一時的に減圧または真空雰囲気とした後、常圧または加圧して行うことが有効である。

[0166] 含浸処理を行う前の多孔質材料は、研削加工などの加工屑が多孔質材料の表面における細孔を塞いでいる可能性があり、確実な含浸が妨げられる場合がある。このため、含浸の前に、超音波洗浄などにより、多孔質材料の表面を清浄ィ匕しておくことが好ましい。

[0167] 多孔質材料に含浸処理を行なった後、処理液中の溶媒 (分散媒)を蒸発させる。溶媒の蒸発は、溶媒の種類によって異なり、室温大気中で十分に蒸発する場合もある 1S 必要に応じて加熱および Zまたは減圧を行うことにより、蒸発を促進させることが好ましい。

[0168] 湿式処理によって導入される材料は、細孔の全体を埋めている必要はなぐ細孔表面上に存在してヽればよヽが、少なくとも細孔表面を被覆してヽることが好まし!/ヽ。

[0169] 上記の方法によって、表面および Zまたは細孔内部に希土類元素が導入された R — Fe— B系多孔質材料に対して、特性の改善、特に保磁力の向上を目的として、さらに加熱処理を実施しても良い。加熱処理の温度は、加熱の目的に応じて適宜設定される。ただし、加熱温度が 1000°C以上になると、 R— Fe— B系多孔質材料中の集合組織が粗大化し、磁気特性の低下を招くため、加熱温度は 1000°C未満とすることが好ましい。加熱雰囲気は、 R—Fe— B系多孔質材料の酸ィ匕ゃ窒化による磁気特性の低下を抑制するという観点から、真空中や Arなどの不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。

[0170] なお、 R—Fe— B系多孔質材料と、希土類金属、希土類合金、および Zまたは希土類ィ匕合物の組み合わせによっては、 R—Fe— B系多孔質材料が固有保磁力（H

cj

)を有さない場合があり、その場合は、本工程や後述する加熱圧縮処理によって、高い固有保磁力（H )を発現しうる永久磁石材料とすることもできる。

[0171] また、希土類導入処理後における多孔質材料 (複合バルタ材料）に対して、前述した加熱圧縮処理を適用すると、真密度の 95%以上に緻密化した複合バルタ磁石を得ることができる。

[0172] 最終的には、本発明の効果の一つである、高い固有保磁力を発現するための着磁工程を行うが、着磁工程を行なうタイミングは、湿式処理の後であることが好ましい。加熱圧縮処理を行う場合は、その処理の後に行うことが好ま U、。

[0173] なお、上述の方法によって得られた多孔質磁石やフルデンス磁石、コンポジット磁石などを粉砕し、粉末化した後、ボンド磁石などの原料粉末として利用することも可能である。

[0174] く多孔質磁石を用いた複合部品〉

本発明によって得られた多孔質磁石を用いることで、種々の複合部品を作成することができる。応用例の一つとして、多孔質磁石と粉末状態の軟磁性材料粉末または軟磁性材料粉末の仮成形体とを熱間プレス成形 (加熱圧縮)することによって、希土類磁石成形体と軟磁性材料粉末の成形体とが一体化された成形部品を得る方法について、具体的な実施形態を示す。

[0175] 本実施形態では、上述の方法により、図 6 (a)に示す形状の多孔質磁石 12a'、 12 b'を用意する一方で、別途、軟磁性材料粉末 (例えば、鉄粉末などの軟磁性金属粉末)をプレス成形することにより、図 6 (b)に示す軟磁性材料粉末の仮成形体 22'を作製する。この工程は、公知のプレス成形方法で行うことができる。好ましい圧力は、 30 OMPa以上 lGPa以下である。このとき、軟磁性材料粉末の仮成形体 22'の密度 (かさ密度）は、真密度の約 70%以上約 90%以下の範囲にあることが好ましぐ約 75% 以上約 80%以下がさらに好ましい。圧力が上記の範囲よりも低いと、熱間プレスによる一体ィヒ工程における変形量 (収縮量)が過大となり、磁石部品および軟磁性部品の相対位置にずれが生じるので、高い寸法精度で磁気回路部品を成形するのが困難となることがある。一方、圧力が上記の範囲よりも高いと、後の一体ィ匕工程において十分な接合強度が得られないおそれがある。また、成形温度は、約 15°C以上約 40 °C以下であることが好ましぐ特に加熱や冷却をする必要は無い。雰囲気は、希土類磁石粉末の酸ィ匕を防止するために、不活性ガス (希ガスおよび窒素を含む)雰囲気下で行うことが好ましい。

[0176] なお、本発明の製造方法によれば、一体化工程における変形量 (体積変化率）は 3 0%以下となり、高い寸法精度で磁気回路部品を製造することができる。上述のように、複数の多孔質磁石 12a'、 12b'と軟磁性材料粉末の仮成形体 22'を準備した後、図 6 (c)に示すように、多孔質磁石 12a'、 12b'と軟磁性材料粉末の仮成形体 22' とを金型内でセットし、熱間プレス成形する。この熱間プレスにより、多孔質磁石 12a' 、 12b'は圧縮され、密度の向上した磁石成形体 12a, 12bに変化する。こうして、図 7に示す、複数の磁石成形体 12a、 12bと軟磁性材料粉末の成形体 22とが一体化された回転子 (磁気回路部品） 100を得る。

[0177] 上記の熱間プレス成形における好ましい圧力は、 20MPa以上 500MPa以下である。圧力が上記の範囲よりも低いと、磁石部品と軟磁性材料粉末の成形体との接合強度が十分に得られないおそれがある。圧力が上記の範囲よりも高いと、熱間プレス工程でプレス装置自体が変形してしまうおそれがあり、これを防止するために大型の装置を必要とするなど、製造コストの増大を招くことがある。成形温度は、 400°C以上 1000°C未満であることが好ましぐ 600°C以上 900°C以下であることがより好ましぐ 700°C以上 800°C以下であることが最も好ましい。成形温度が 400°Cよりも低いと、磁石成形体および軟磁性材料粉末の成形体が十分に緻密化されなヽことがある。また、成形温度が 1000°C以上になると、結晶粒が粗大化し、異方性磁石粉末が有している磁気特性をかえって低下させるおそれがある。また、上記温度および圧力に保持する時間（以下、「成形時間」という。）は、 10秒以上 1時間以下であることが好ましぐ生産性の観点から 1分以上 10分以下の短時間であることがさらに好ましい。もちろん、成形時間は、成形温度および成形圧力との関係で適宜設定されるものである力成形時間が 10秒よりも短いと成形体を十分に緻密化できないおそれがあり、また 1時間よりも長いと、結晶粒の粗大化によって磁気特性が低下するおそれがある。また、熱間プレス工程は、希土類磁石粉末の酸化を防止するために、不活性ガス (希ガスおよび窒素を含む)雰囲気下で行うことが好ましヽ。

[0178] このようにして得られる回転子 100における磁石成形体 12a、 12bの密度は真密度の約 95%以上であり、軟磁性材料粉末の成形体 22の密度は真密度の約 95%以上である。ここでは、多孔質磁石 12a'、 12b'と別に、軟磁性材料粉末の仮成形体 22 'を予め成形し、これを熱間プレス形成することによって一体ィ匕する例を説明したが、軟磁性材料粉末の仮成形体 22'を予め形成することなぐ多孔質磁石 12a'、 12b 'と粉末状態のままの軟磁性材料粉末とを熱間プレス成形することによって、一体化することも出来る。但し、高い寸法精度の磁気回路部品を得るためには、上述したように、軟磁性部品の仮成形体および多孔質磁石を予め作製してから、これらを一体化するというプロセスが好ましい。

実施例

[0179] [実施例 1]

以下の表 1に示す組成の合金 (狙い組成: Nd Fe Co B Ga Zr (原子⁰ /。））

13.65 bal 16 6.5 0.5 0.09 を用意し、上述した実施形態の製造方法により、多孔質の希土類永久磁石を作製した。表 1における数値の単位は質量％である。以下、本実施例の作製方法を説明する。

[0180] [表 1]

[0181] まず、表 1の組成を有する急冷凝固合金をストリップキャスト法で作製した。得られた急冷凝固合金を水素吸蔵崩壊法によって粒径 425 μ m以下の粉末に粗粉砕した後、ジェットミルを用いて粗粉末を微粉砕し、平均粒径 4. 4 mの微粉末を得た。なお、「平均粒径」は、レーザー回折式粒度分布測定装置（Sympatec社製、 HEROS/ RODOS)における 50%体積中心粒径（D )である。

50

[0182] この微粉末をプレス装置の金型に充填し、 1. 5テスラ (T)の磁界中において、磁界と垂直方向に 20MPaの圧力を印加して圧粉体を作製した。圧粉体の密度は、寸法と単重に基づいて計算すると、 4. 19gZcm³であった。

[0183] 次に、圧粉体に対して前述の HDDR処理を行った。具体的には、圧粉体を lOOkP a (大気圧）のアルゴン流気中で 840°Cまで加熱し、その後、雰囲気を lOOkPa (大気圧）の水素流気に切り替えた後、 840°Cを 2時間保時して水素ィ匕 '不均化反応を行つた。その後、 840°Cのまま 5. 3kPaに減圧したアルゴン流気中で 1時間保時し、脱水素'再結合処理を行った。次に、大気圧 Ar流気中で室温まで冷却し、実施例のサンプルを得た。

[0184] こうして得られたサンプルの寸法を測定し、加熱処理前の寸法と比較した。磁界方向の収縮率および金型方向の収縮率を計算し、収縮比を求めると、 1. 39であった。ここで、収縮率(％)は、（加熱処理前寸法加熱処理後寸法） ÷加熱処理前寸法 X 100で表され、収縮比は、（磁界方向の収縮率 Z金型方向の収縮率)で表される。

[0185] また、 DR処理直後におけるサンプル中の酸素量を測定した結果は 0. 45質量％であり、表 1の Nd、 Pr、 Fe、 Coから求めた余剰希土類量 R，は 0. 76原子％であった。

[0186] サンプルの磁界印加方向に対して垂直な面を X線回折装置で評価した。その結果、 Nd Fe B相を有し、容易磁ィ匕軸方向が磁界方向に配向していることを確認した。

2 14

また、サンプルの破断面を走査型電子顕微鏡 (SEM)で観察した。図 8は、サンプルの破断面を示す SEM写真である。図 8が図 1と異なる主要な点は、その倍率にある。なお、図 8には、相互に結合した粉末粒子 Aと、粉末粒子 Aの間に位置する空隙 B ( 長径 1 μ m以上 20 m以下の細孔）とが示されている。粉末粒子 Aは、その内部に平均結晶粒径 0. l _iu m以上l _iu m以下のNd Fe B型結晶相の集合組織を有してい

2 14

る。図 8における粉末粒子 Aは、図 3 (b)に模式的に示されている粉末粒子 Al、 A2 に相当し、図 8における空隙 Bは、図 3 (b)における空隙 Bに相当している。また、図 8 における Cの領域は、図 3 (b)における粒子の結合部 Cに相当している。

[0187] 図 8から明らかなように、実施例の磁石は 1 μ πι〜20 /ζ mの孔が分散した多孔質構造を有している。このような多孔質構造は、平均粒径 10 m未満の粉末粒子が焼結することによって形成されたものであるが、通常の焼結磁石とは異なり、緻密化されておらず、密度が低い。このような構造は、 HDDR処理の温度を通常の焼結温度（110 0°C程度)よりも充分に低い温度で実施することによって得られる。もし仮に高温（100 0〜1 150°C)で DR処理を行うと、焼結体の密度は向上し、多孔質磁石を得ることはできなくなる。また、そのような高温で DR処理を行うと、異常なレベルに粒成長が進行し、磁石特性が大きく劣化する可能性が高い。

[0188] 本実施例のサンプルでは、通常の焼結磁石とは異なり、焼結過程で HDDR処理が進行するため、各粉末粒子の内部で 0. 1 μ ι→μ mの微細な結晶相からなる集合組織が形成される。

[0189] また、図 8の粉末粒子を構成する集合組織は、領域 aのように、比較的角張った微細結晶で構成される領域と、領域 a 'のように比較的丸みを帯びた微細結晶で構成される領域の 2種類の態様が観察される。特許文献 1に記載されるような、従来の HDD R磁粉の態様と比較すると、領域 a 'のような比較的丸みを帯びた微細結晶は、従来の HDDR磁粉において、 HDDR処理後に粉砕を行わない場合の個々の粒子表面の態様と一致する。一方、領域 aのように比較的角張った微細結晶で構成される領域は、従来の HDDR磁粉において、 HDDR処理後に粉末を粉砕した場合の個々の粒子の破断面の態様と一致する。これらの点を踏まえると、図 8の領域 aは HDDR処理によって結合された個々の粉末粒子の、 HDDR処理後の破断面 (すなわち粉末粒子の内部）の形態であり、領域 a'は、圧粉体を構成していた個々の粉末粒子の HD DR処理後の粒子表面の形態であるということがわかる。試料の破断面において、このような領域 a、 a 'の 2つの微細結晶の形態を有する態様は、本発明の製法、すなわち、微粉末の圧粉体にしたものを HDDR処理することによって得られる多孔質磁石の特徴の一つである。

[0190] 次に、サンプルの表面を表面研削盤で研削し、寸法 10 X 11 X 12mmの角柱にカロェした。図 9は、研磨面の Kerr顕微鏡写真である。図 9において、曲線 Fに囲まれた部分は、研磨面に現れた空隙の一部を示している。空隙の長径は 1 μ πι〜20 /ζ m程度であることがわかる。図 9において、曲線 Gに囲まれた部分は、硬磁性相を示している。

[0191] なお、研磨カ卩ェによるサンプルの割れ、欠けは観察されなかった。

[0192] サンプルの寸法および単重からサンプルの密度を計算すると、 5. 46gZcm³であつた。研削加工を行ったサンプルを 3. 2MAZmのパルス磁界で着磁した後、磁気特性を BHトレーサー (装置名： MTR— 1412 (メトロン技研社製)）で測定した。結果を表 2に示す。

[0193] [表 2]

[0194] 表 2において、 J は、着磁したサンプルの着磁方向に 2テスラ (T)まで外部磁界 H

max

を印加したときのサンプルの磁ィ ΰ (Τ)の最大測定値である。また、 Ηは Β Χ Ο. 9とな

k r

る外部磁界 Hの値であり、 H /H が高いほど、減磁曲線の角型性に優れている。

k cj

[0195] 図 10は、本実施例および比較例について、減磁曲線を示すグラフである。グラフの縦軸は磁ィ横軸は外部磁界 Ηである。図 10に示される比較例は、平均粒径約 70 μ mの HDDR磁粉を用いて従来法によって作製したボンド磁石 (密度 5. 9g/cm³) のうち、 B , Hが実施例とほぼ同等のものの減磁曲線を示している。このボンド磁石

r

は、 (BH) =0. 36という特性を示した。図 10から明らかな

ように、本実施例は比較例に比べて減磁曲線の角形性に優れており、高い (BH) max が得られる。

[0196] [実施例 2]

次に、アルゴン雰囲気中において実施例 1の多孔質磁石を乳鉢で粉砕し、分級することにより、粒径 75〜300 mの粉末を作製した。この粉末を円筒型のホルダに投入し、 800kAZmの磁界中で配向しながらパラフィンで固定した。得られたサンプルを 4. 8MAZmのパルス磁界で着磁した後、磁気特性を振動試料型磁束計 (VSM : 装置名 VSM5 (東英工業社製)）で測定した。なお、反磁界補正は行っていない。測定結果を表 3に示す。

[0197] [表 3]

[0198] 表中の J および Bは、サンプルの真密度が 7. 6g/cm³であるとして計算によって max r

求めた。なお、 J は、着磁したサンプルの着磁方向に 2テスラ (T)まで外部磁界 Hを

max

印加したときのサンプルの磁ィ ΰ (Τ)の測定値を、 VSM測定における鏡像効果を考慮して補正した値である。このように、多孔質焼結磁石を粉砕することによって得られる磁石粉末も優れた磁気特性を発揮する。このような磁石粉末はボンド磁石に好適に用いられる。

[0199] 上記の各実施例に関する測定'観察結果力わ力るように、本発明の多孔質磁石は、減磁曲線の角型性に優れる。また、加熱処理時における収縮の異方性が 1. 39 と小さい (通常の焼結磁石は 2以上になる)。また、機械加工が十分に可能な強度を有しており、そのまま榭脂含浸を行うことなくバルタ磁石体として使用することが可能である。さらに、多孔質磁石を粉砕し、粉末化しても、保磁力 Η の低下が少なぐボ

cj

ンド磁石用の磁粉としても利用できる。

[0200] [実施例 3]

本実施例では、図 4に示すホットプレス装置を用いて実施例 1の多孔質磁石を高密度化し、フルデンス磁石を作製した。具体的には、実施例 1の多孔質磁石を用意し、その多孔質磁石を研削加工した後、カーボン製のダイス内にセットした。このダイスをホットプレス装置内にセットし、真空中において 700°Cの条件下、 50MPaの圧力で圧縮した。

[0201] ホットプレス後におけるフルデンス磁石の密度は 7. 58gZcm³であった。このフルデンス磁石の磁気特性を BHトレーサー（装置名： MTR- 1412 (メトロン技研社製) ) で測定した。結果を表 4に示す。なお、 J は、着磁したサンプルの着磁方向に 2テスラ (T)まで外部磁界 Ηを印加したときのサンプルの磁ィ ΰ (Τ)の最大測定値である _c [0202] [表 4]

[0203] 以上の結果から、本発明の製造方法を用いることで、減磁曲線の角型性に優れ、且つ加熱処理時における収縮の異方性が 1. 39と小さい（通常の焼結磁石は 2以上になる）多孔質磁石が得られた。また、この多孔質磁石は機械加工が十分可能な強度を有していた。また、焼結磁石に比べて一桁以上微細な結晶粒をもっため、薄物に加工した際の表面劣化による磁気特性の低下が少ない。さらに、ホットプレス、熱間圧延等の加熱圧縮により高密度化が容易に可能である。

[0204] このように本発明によ多孔質磁石を加熱圧縮して高密度化すれば、従来技術と比較して、以下に示す有利な効果を得ることができる。

[0205] (1)平均粒径 10 m以下の原料粉末を用いるため、従来の HDDR磁粉を用いた場合に比べ、磁粉同士の接触面積が増えることで、相対的に低い圧粉体密度でも取り回し可能となり、仮成形時のプレス圧を低減でき、工業的量産性に優れている。また、圧粉体の密度を抑えることで、圧粉体の密度を上昇させると共に生じる配向の乱れを抑えることができる。

[0206] (2) HDDR処理を行う前の磁粉は低保磁力であるので、これを磁界中で成形して圧粉体を作製すると、圧粉体の脱磁が容易である。また、圧粉体は HDDR処理により完全に消磁状態になるため、取り扱いが容易な状態で加熱圧縮 (熱間加工)を行うことができる。

[0207] (3) HDDR反応後に得られる多孔質磁石は機械加工が可能な程度の強度を有して、るため、従来の HDDR磁粉を用いたフルデンス磁石で必要とした加熱圧縮時の金型 (ダイス)への投入を必ずしも必要としない。また、多孔質磁石の段階で、すでに配向させたものを得ることができるため、加熱圧縮直前に金型内で磁界配向させたり、熱間塑性加工を行なったりして異方化させる必要がない等の理由で、工業的量産性に優れていると共に、磁気特性、設計自由度のより高い磁石が得られる。

[0208] (4)本発明で使用する多孔質磁石は、従来の HDDR磁粉に比べて良好な角型性を示すため、フルデンス化のために加熱圧縮を行った後も良好な角型性を維持できる。

[0209] (5)加熱圧縮の工程において、熱間塑性加工による異方化を適応した場合も、従来磁粉を用いるよりも、高い異方性を有する磁石が高生産性で得られる。

[0210] [実施例 4]

まず、実施例 1について説明した方法と同一の方法により、多孔質磁石 12a'および 12b'を得た。本実施例では、図 l l (a)〜（d)に示すように、これらの多孔質磁石 1 2a 'および 12b 'と鉄芯仮成形体 22 'とに対して「熱間プレス成形」を実施する。

[0211] 図 11 (a)に示す熱間プレス装置は、所定の形状のキヤビティを形成することができる孔を有するダイ 32と、ダイ 32の孔内を移動することが可能な下パンチ 42a、 42bと、センターシャフト 42cと、これらを支持するとともに必要に応じて上下に移動可能な下ラム 52と、ダイ 32の孔内を移動することが可能な上パンチ 44a、 44bと、これらを支持するとともに必要に応じて上下に移動可能な上ラム 54とを有している。下パンチ 42 aおよび上パンチ 44aは、多孔質磁石 12a' 12b'を加圧するためのもので、下パンチ 42bおよび上パンチ 44bは、鉄芯仮成形体 22'を加圧するためのものである。このように、多孔質磁石 12a' 12b'と、鉄芯仮成形体 22'とに対して、独立に加圧できるプレス装置（「多軸プレス装置」と呼ばれることもある。）を用いることによって、各仮成形体に適した加圧プロセスを行うことは、圧縮初期に大きい、仮成形体間の圧縮変形量の違いを吸収することができるので好ましい。また、図では省略しているが、熱間プレス装置は、加熱装置を備えており、下ラム 52、ダイ 32および上下パンチ 42a、 42b 、 44a、 44bおよびセンターシャフト 42cは所定の温度に加熱される。

[0212] まず、図 11 (a)に示すように、多孔質磁石 12a'および 12b 'と鉄芯仮成形体 22'とをダイ 32の所定の位置に組み立てる。このとき、多孔質磁石 12a'および 12b 'と鉄芯仮成形体 22 'は、図 6 (c)に示すように組み立てられ、鉄芯仮成形体の孔 22a'内をセンターシャフト 42cが貫通する。

[0213] 次に、図 11 (b)〖こ示すように、下パンチ 42a、 42bおよび上パンチ 44a、 44bを上下に移動し、組み立てられた多孔質磁石 12a'および 12b 'と鉄芯仮成形体 22'とをダィ 32内に形成されるキヤビティ内に挿入する。その後、キヤビティの温度を例えば約 8 00°Cに維持する。

[0214] 次に、図 11 (c)〖こ示すように、下パンチ 42a、 42bおよび上パンチ 44a、 44bを上下に移動することによって、多孔質磁石 12a 'および 12b 'と鉄芯仮成形体 22 'とを加圧する。圧力は 2tonZcm²で、 5分間加圧する。

[0215] 次に、図 11 (d)〖こ示すように、下パンチ 42a、 42bおよび上パンチ 44a、 44bを上下に移動することによって、磁石部品 12a、 12bと鉄芯 (軟磁性部品） 22とが一体ィ匕された回転子 100をダイ 32から取り出す。

[0216] この後、室温まで冷却することによって、回転子 100が得られる。この後、焼結工程を行う必要はない。

[0217] 上述の製造方法で試作した磁石部品 12a、 12bの密度は例えば 7. 4gZcm³で、真密度（7. 6gZcm³)の 97. 4%であり通常の焼結磁石の密度と同等であった。また、鉄芯 22の密度は 7. 7g/cm³で、真密度（7. 8gZcm³)の 98. 7%であった。

[0218] 試作した回転子は、例えば 33000回転でも破壊が起こらず、十分な接合強度を有していた。せん断試験によって測定した磁石部品 12a、 12bと鉄芯 22との接合強度は 57MPaであった。また、表面磁束密度は 0. 42Tを得ることができた。

[0219] なお、さらに量産性を向上するために、以下のようなプロセスにすることもできる。

[0220] まず、図 11 (a)に示した組み立て工程を熱間プレス装置とは別に用意したダイおよびパンチのセット内で行 1、、結晶成長が起こらな!/、程度の温度 (例えば 600°C程度）まで予備的に加熱する。所定の温度に到達した後、当該セットを熱間プレス装置に移動し、そこで高周波誘導加熱もしくは通電加熱により、短時間で最適な温度 (例えば 800°C)まで昇温し、引き続き短時間一体ィ匕プレスを行う。また、上記のダイおよびパンチのセットを複数個準備し、上記の予備的な加熱工程から一体ィ匕プレス工程までを減圧あるいは不活性ガス雰囲気中で、例えばプッシヤー炉方式を用いて複数の処理を連続的に行うことにより、さらに効率的な生産が可能である。

[0221] [実施例 5]

まず、実施例 1の多孔質磁石と同一の多孔質材料を用意する。次に、この多孔質材料を外周刃切断機および研削加工機により 7mm X 7mmX 5mmのサイズに加工した。この加工による多孔質材料の割れ、欠けは観察されな力つた。多孔質材料に対する超音波洗浄を行った後、ナノ粒子分散コロイド溶液に多孔質材料を浸潰した。このコロイド溶液は、 Coナノ粒子を分散させたコロイド溶液であり、 Co粒子の平均粒径:約 10 ;ζ ΐη、溶媒:テトラデカン、固形分濃度 60質量％であった。ナノ粒子分散コロイド溶液はガラス製容器内に入れられ、多孔質材料を浸漬させた状態で真空デシケータ内に挿入し、減圧下に置いた。処理中の雰囲気圧力は約 130Paに調整した。

[0222] 減圧により多孔質材料及びナノ粒子分散コロイド溶液内では気泡が発生した。気泡の発生が止んだ後、大気圧に一旦戻した。その後、真空乾燥機内に多孔質材料を挿入し、約 130Paの雰囲気圧力下で 200°Cに加熱し、溶媒を蒸発させ、乾燥を行つた。こうして、本発明による複合バルタ材料のサンプルを得た。

[0223] 上記の方法により得られた複合バルタ材料をホットプレス装置内にセットし、真空中において 700°Cの条件下、 50MPaの圧力で圧縮した。ホットプレス後におけるフルデンス複合バルタ磁石の密度は 7. 73g/cm³であった。

[0224] 本実施例のサンプルについて、 3. 2MAZmのパルス磁界で着磁した後、磁気特性を BHトレーサー（装置名： MTR- 1412 (メトロン技研社製) )で測定した。結果を表 5に示す。

[0225] [表 5]

[0226] 本実施例では、ナノ粒子分散コロイド溶液に多孔質材料の全体を浸漬したが、毛細管現象を利用して溶液を多孔質磁石材料の内部に浸透させることができるため、多孔質材料の一部のみをナノ粒子分散コロイド溶液に浸漬させてもよい。

[0227] (参考例）

まず、上記の実施例 1における方法と同一の方法により、多孔質材料を作製した。ここでは、参考例として、多孔質材料に含浸処理を行うことなぐそのまま熱間成形法にてフルデンス化した磁石を作製し、特性を評価した。具体的には、上記の方法により得られた多孔質材料をホットプレス装置内にセットし、真空中において 700°Cの条件下、 50MPaの圧力で圧縮した。ホットプレス後におけるフルデンス磁石の密度は 7 . 58gZcm³であった。得られたフルデンス磁石に対して、 3. 2MAZm以上のパルス磁界で着磁した後、磁気特性を BHトレーサー（装置名： MTR— 1412 (メトロン技研社製)で測定した。結果を以下の表 6に示す。

[0228] [表 6]

[0229] 以上の結果力もわ力るように、本発明の方法を用いて作製された複合バルタ磁石（コンポジット磁石)では、多孔質材料に含浸処理を行うことなぐそのまま熱間成形法にてフルデンス化した参考例の磁石に比べて残留磁束密度 Bが向上した。また、実施例では容易磁化方向の減磁曲線に変曲点が見られず、複合バルタ磁石が硬磁性相（Nd Fe B型化合物)及び軟磁性相（金属ナノ粒子）が混在するコンポジット磁石

2 14

として動作することを確認した。

[0230] [実施例 6]

まず、実施例 1の多孔質磁石と同一の多孔質材料を用意する。次に、この多孔質材料を外周刃切断機および研削加工機により 20mm X 20mmX 20mmのサイズに加工した。この加工による多孔質材料の割れ、欠けは観察されなカゝつた。多孔質材料に対する超音波洗浄を行った後、 DyF微粒子分散液に多孔質材料を浸潰した。

3

これは、粒径 0· 05〜0. 5 mの DyF微粒子をドデカンに分散させた液である、 Dy

3

F微粒子分散液はガラス製容器内に入れられ、多孔質材料を浸潰させた状態で真

3

空デシケータ内に挿入し、減圧下に置いた。処理中の雰囲気圧力は約 130Paに調整した。

[0231] 減圧により多孔質材料及び DyF微粒子分散液内では気泡が発生した。気泡の発

3

生が止んだ後、大気圧に一旦戻した。その後、真空乾燥機内に多孔質材料を挿入し、約 130Paの雰囲気圧力下で 200°Cに加熱し、溶媒を蒸発させ、乾燥を行った。こうして、本発明による複合バルタ材料のサンプルを得た。

[0232] 上記の方法により得られた複合バルタ材料をホットプレス装置内にセットし、真空中において 700°Cの条件下、 50MPaの圧力で圧縮した。ホットプレス後におけるフルデンス複合バルタ磁石の密度は 7. 55gZcm³であった。

[0233] その後、得られたフルデンス複合バルタ磁石を 800°Cで 3時間加熱した後、冷却を行った。

[0234] 本実施例のサンプルについて、 3. 2MAZmのパルス磁界で着磁した後、磁気特性を BHトレーサー（装置名： MTR- 1412 (メトロン技研社製) )で測定した。結果を表 7に示す。

[0235] [表 7]

[0236] 本実施例では、 DyF微粒子分散液に多孔質材料の全体を浸漬したが、毛細管現

3

象を利用して溶液を多孔質磁石材料の内部に浸透させることができるため、多孔質材料の一部のみを DyF微粒子分散液に浸漬させてもょ、。

3

[0237] 以上の結果力もわ力るように、本発明の方法を用いて作製された複合バルタ磁石では、多孔質材料に含浸処理を行うことなぐそのまま熱間成形法にてフルデンス化した参考例の磁石に比べて固有保磁力 H が向上した。

[0238] [実施例 7]

以下の表 8に示す狙い組成の急冷凝固合金 B〜Fをストリップキャスト法で作製した。得られた急冷凝固合金を実施例 1と同様の方法を用いて、粗粉砕および微粉砕、磁界中での成形を行い、密度 4. 18〜4. 22gZcm³の圧粉体を作製した。なお、微粉末の平均粒径は、表 8に示すとおりである（測定方法は実施例 1と同じで、 50%中心粒径 (D )を平均粒径とする)。

50

[0239] [表 8]

[0240] 次に、圧粉体に対して、前述の HDDR処理を行った。具体的には、圧粉体を 100k Pa (大気圧）のアルゴン流気中で表 8に示す HD温度まで加熱し、その後、雰囲気を lOOkPa (大気圧）の水素流気に切り替えた後、表 8に示す HD温度 ·時間で保持して水素化'不均化反応を行った。その後、表 8の HD温度のまま、 5. 3kPaに減圧したアルゴン流気中で 1時間保持し、脱水素、再結合反応を行った。次に、大気圧アルゴン流気中で室温まで冷却し、実施例のサンプルを得た。得られた個々のサンプルの破断面を観察した結果、図 1の写真と同様の態様を有する微細結晶の集合組織と細孔で構成されてヽることを確認した。

[0241] 次に、サンプルの表面を表面研削盤でカ卩ェし、加工後のサンプルの寸法および単重力サンプルの密度を計算した。結果を表 9に示す。なお、加工による磁石の割れなどは見られな、ことから、サンプルは十分な機械強度を有して、ることを確認した。研削加工を行ったサンプルを 3. 2MAZmのパルス磁界で着磁した後、磁気特性を BHトレーサー（装置名： MTR— 1412 (メトロン技研社製)）で測定した。結果を表 9 に示す。なお、表 10において、 J は、着磁したサンプルの着磁方向に 2テスラ (T)ま max

で外部磁界 Hを印加したときのサンプルの磁ィ ΰ (Τ)の最大測定値である。また、 Η k は、実施例 1と同様、 B X 0. 9となる外部磁界 Hの値である。

[0242] [表 9] ス B_r H_cj (^Bn)ma_X Bノ J_max ム全 (g/cm³) (T) (kA/m) (kJ/m³)

Β 5.93 1.08 285 155 0.98 0.89

C 5.22 0.92 325 150 0.98 0.92

D 5.88 0.85 1283 131 0.95 0.57

E 6.18 0.96 815 155 0.96 0.51

F 5.93 0.96 865 173 0.97 0.62

[0243] 本検討の結果から、いずれの R— Fe— Q合金組成においても、本発明の効果である、優れた角形性を有した多孔質磁石が得られることを確認するとともに、 Feの一部を Coや Niで置換しても同様の効果が得られることを確認した。

[0244] [実施例 8]

以下の表 10に示す狙い組成の急冷凝固合金 G〜Lをストリップキャスト法で作製した。得られた急冷凝固合金を実施例 1と同様の方法を用いて、粗粉砕および微粉砕、磁界中での成形を行い、密度 4. 18-4. 22g/cm³の圧粉体を作製した。なお、微粉末の平均粒径は、表 10に示すとおりである (測定方法は実施例 1と同じで、 50 %中心粒径 (D )を平均粒径とする)。

[0245] [表 10]

次に、圧粉体に対して、前述の HDDR処理を行った。具体的には、圧粉体を 100k Pa (大気圧）のアルゴン流気中で 860°Cまで加熱し、その後、雰囲気を lOOkPa (大気圧）の水素流気に切り替えた後、 860°Cで 30分間保持して水素化 '不均化反応を行った。その後、 860°Cのまま、 5. 3kPaに減圧したアルゴン流気中で 1時間保持し、脱水素、再結合反応を行った。次に、大気圧アルゴン流気中で室温まで冷却し、実施例のサンプルを得た。得られた個々のサンプルの破断面を観察した結果、図 1 の写真と同様の態様を有する微細結晶の集合組織と細孔で構成されていることを確した ο

[0247] 次に、サンプルの表面を表面研削盤でカ卩ェし、加工後のサンプルの寸法および単重力ゝらサンプルの密度を計算した。結果を表 11に示す。なお、加工による磁石の割れなどは見られなヽことから、サンプルは十分な機械強度を有してヽることを確認した。研削加工を行ったサンプルを 3. 2MAZmのパルス磁界で着磁した後、磁気特性を BHトレーサー（装置名： MTR- 1412 (メトロン技研社製) )で測定した。結果を表 11に示す。なお、表 11において、 J は、着磁したサンプルの着磁方向に 2テスラ max

(T)まで外部磁界 Hを印加したときのサンプルの磁ィ ΰ (Τ)の最大測定値である。また、 Ηは、実施例 1と同様、 Β Χ Ο. 9となる外部磁界 Ηの値である。

k r

[0248] [表 11]

[0249] 本検討の結果から、いずれの R— Fe— Q合金組成に種々の元素を添カ卩しても本発明の効果である、優れた角形性を有した多孔質磁石が得られることを確認した。

[0250] [実施例 9]

以下の表 12に示す狙い組成の急冷凝固合金 Mをストリップキャスト法で作製した。得られた急冷凝固合金を実施例 1と同様の方法を用いて、粗粉砕および微粉砕、磁界中での成形を行い、密度 4. 20gZcm³の圧粉体を作製した。なお、微粉末の平均粒径は、表 12に示すとおりである（測定方法は実施例 1と同じで、 50%中心粒径 (D

5

)を平均粒径とする)。 [0251] [表 12]

[0252] 次に、圧粉体に対して、前述の HDDR処理を行った。具体的には、圧粉体を 100k Pa (大気圧）のアルゴン流気中で 880°Cまで加熱し、その後、雰囲気を lOOkPa (大気圧)の水素流気に切り替えた後、 880°Cで 30分間保持して水素化 *不均化反応を行った。その後、 880°Cのまま、 5. 3kPaに減圧したアルゴン流気中で 1時間保持し、脱水素、再結合反応を行った。次に、大気圧アルゴン流気中で室温まで冷却し、実施例のサンプルを得た。得られた個々のサンプルの破断面を観察した結果、図 1 の写真と同様の態様を有する微細結晶の集合組織と細孔で構成されていることを確した ₀

[0253] 次に、サンプルの表面を表面研削盤でカ卩ェし、加工後のサンプルの寸法および単重力ゝらサンプルの密度を計算した。結果を表 13に示す。なお、加工による磁石の割れなどは見られなことから、サンプルは十分な機械強度を有してヽることを確認した。研削加工を行ったサンプルを 3. 2MAZmのパルス磁界で着磁した後、磁気特性を BHトレーサー（装置名： MTR- 1412 (メトロン技研社製) )で測定した。結果を表 13に示す。なお、表 13において、 J は、着磁したサンプルの着磁方向に 2テスラ

max

(T)まで外部磁界 Hを印加したときのサンプルの磁ィ ΰ (Τ)の最大測定値である。また、 Ηは、実施例 1と同様、 Β Χ 0. 9となる外部磁界 Ηの値である。

k r

[0254] [表 13]

本検討の結果から、組成、添加元素、作製条件などを適切に選定することで、優れた角形性に加え、従来の HDDR磁粉を用いたボンド磁石では到達し得ない、優れた (BH) を有する多孔質バルタ磁石が得られることがわ力つた。

max

[0256] [実施例 10]

以下の表 14に示す狙い組成の急冷凝固合金 N〜Qをストリップキャスト法で作製した。得られた急冷凝固合金を実施例 1と同様の方法を用いて、粗粉砕および微粉砕、磁界中での成形を行い、密度 4. 20g/cm³の圧粉体を作製した。なお、微粉末の平均粒径は、表 14に示すとおりである（測定方法は実施例 1と同じで、 50%中心粒径 (D )を平均粒径とする)。

50

[0257] [表 14]

[0258] 次に、圧粉体に対して、前述の HDDR処理を行った。具体的には、圧粉体を 100k Pa (大気圧）のアルゴン流気中で 860°Cまで加熱し、その後、雰囲気を lOOkPa (大気圧）の水素流気に切り替えた後、 860°Cで 2時間保持して水素化 *不均化反応を行った。その後、 860°Cのまま、 5. 3kPaに減圧したアルゴン流気中で 1時間保持し、脱水素、再結合反応を行った。次に、大気圧アルゴン流気中で室温まで冷却し、実施例のサンプルを得た。得られた個々のサンプルの破断面を観察した結果、図 1 の写真と同様の態様を有する微細結晶の集合組織と細孔で構成されていることを確した ₀

[0259] 次に、サンプルの表面を表面研削盤でカ卩ェし、加工後のサンプルの成分を ICP発光分光分析装置 (装置名 :ICPV-1017 ( (株)島津製作所製) )で、ならびに酸素量をガス分析装置 (装置名： EGMA-620W ( (株)堀場製作所製) )で評価した結果、ならびに、本結果力も算出した余剰希土類量 R'の値を表 15に示す。なお、余剰希土類量の算出に当たっては、表 15に示す元素以外の不純物は全て Feとして計算を行った。 [0260] [表 15]

[0261] 加工後のサンプルの寸法および単重力サンプルの密度を計算した。結果を表 16 に示す。なお、加工による磁石の割れなどは見られないことから、サンプルは十分な機械強度を有していることを確認した。研削加工を行ったサンプルを 3. 2MAZmのパルス磁界で着磁した後、磁気特性を BHトレーサー（装置名：MTR—1412 ( ^n ン技研社製)）で測定した。結果を表 16に示す。なお、表 16において、 J は、着磁し

max

たサンプルの着磁方向に 2テスラ (T)まで外部磁界 Hを印加したときのサンプルの磁ィ ΰ (Τ)の最大測定値である。また、 Ηは、実施例 1と同様、 Β Χ Ο. 9となる外部磁界

k r

Hの値である。

[0262] [表 16]

[0263] 本検討の結果から、種々の R量を有する各組成に対しても、本発明の効果である、優れた角形性を有した多孔質磁石が得られることを確認した。また、余剰希土類量 R ，を 1原子％以上とすることにより、比較的高い保磁力 Hが得られることを確認した。

cj

[0264] [実施例 11]

以下の表 17に示す狙い組成の合金 Oおよび Rを作製した。なお、合金 Oは表 15に示す合金 Oと同一のものである。一方、合金 Rは合金 Nと同一の狙い組成の合金を高周波溶解法によって溶解した後、水冷铸型に铸込んで作製したインゴットを Ar雰囲気 1000°C X 8時間で均質ィ匕熱処理したものである。いずれの合金も実施例 1と同様の方法を用いて、粗粉砕および微粉砕、磁界中での成形を行い、密度 4. 18〜4. 20g/cm³の圧粉体を作製した。なお、微粉末の平均粒径は、表 17に示すとおりである (測定方法は実施例 1と同じで、 50%中心粒径 (D )を平均粒径とする)。

50

[表 17]

[0266] 次に、圧粉体に対して、前述の HDDR処理を行った。具体的には、圧粉体を 100k Pa (大気圧）のアルゴン流気中で 860°Cまで加熱し、その後、雰囲気を lOOkPa (大気圧）の水素流気に切り替えた後、 860°Cで 2時間保持して水素化 *不均化反応を行った。その後、 860°Cのまま、 5. 3kPaに減圧したアルゴン流気中で 1時間保持し、脱水素、再結合反応を行った。次に、大気圧アルゴン流気中で室温まで冷却し、実施例のサンプルを得た。得られた個々のサンプルの破断面を観察した結果、図 1 の写真と同様の態様を有する微細結晶の集合組織と細孔で構成されていることを確した ₀

[0267] 次に、サンプルの表面を表面研削盤でカ卩ェし、加工後のサンプルの寸法および単重力もサンプルの密度を計算した。結果を表 18に示す。なお、加工による磁石の割れなどは見られなヽことから、サンプルは十分な機械強度を有してヽることを確認した。研削加工を行ったサンプルを 3. 2MAZmのパルス磁界で着磁した後、磁気特性を BHトレーサー（装置名： MTR- 1412 (メトロン技研社製) )で測定した。結果を表 18に示す。なお、表 18において、 J は、着磁したサンプルの着磁方向に 2テスラ max

k r

[0268] [表 18] 密度 B_r H_cj (BH)_max B_r/ J_max Hk/H_cj 全

σ . (g/cm³) (T) (kA/m) (kJ/m³)

0 5.55 0.90 950 154 0.98 0.75

R 5.56 0.89 960 149 0.98 0.67

[0269] 本検討の結果から、種々の原料作製方法に対しても、本発明の効果である、優れた角形性を有した多孔質磁石が得られることを確認した。また、 a—Fe相が生成しにくい急冷法としてストリップキャスト法を適用することにより、比較的高い H /H

k cjが得られることを確認した。

[0270] [実施例 12]

表 19に示す組成の合金を用 Vヽて以下の実験を行った。実施例 1と同様の方法を用いて、粗粉砕および微粉砕を行った。なお、微粉末の平均粒径は、表 19に示すとおりである (測定方法は実施例 1と同じで、 50%中心粒径 (D )を平均粒径とする)。

50

[0271] [表 19]

[0272] 次に、表 20に示すとおり、無磁界中もしくは磁界中での成形を行い、密度 4. 19g Zcm³の圧粉体を作製した。次に、圧粉体に対して、種々の HDDR処理を行った。具体的には、表 20に示す昇温雰囲気で 880°Cまで加熱し、その後、表 20に示す雰囲気に切り替えた後、 880°Cで 30分間保持して水素化 '不均化反応を行った。その後、 880°Cのまま、 5. 3kPaに減圧したアルゴン流気中で 1時間保持し、脱水素、再結合反応を行った。次に、大気圧アルゴン流気中で室温まで冷却し、実施例のサンプルを得た。

[0273] [表 20] 成形時升囲 5¾ HD処理雰囲気実験 No 合金磁界付与

输 H₂ (大気圧） H₂(大気圧） s-φ 有 H₂+Ar(2:1 ,大気圧） H₂+Ar(2:1，大気圧） S-② s 有 Ar (大気圧） H₂(大気圧） s -③

有 Ar (大気圧） H₂+AK2:1，大気圧） S-④ 有苜空 H₂(125kPa (加圧》 s -⑤

[0274] 得られた個々のサンプルの破断面を観察した結果、図 1の写真と同様の態様を有する微細結晶の集合組織と細孔で構成されていることを確認した。

[0275] 次に、サンプルの表面を表面研削盤でカ卩ェし、加工後のサンプルの寸法および単重力ゝらサンプルの密度を計算した。結果を表 21に示す。なお、加工による磁石の割れなどは見られなヽことから、サンプルは十分な機械強度を有してヽることを確認した。研削加工を行ったサンプルを 3. 2MAZmのパルス磁界で着磁した後、磁気特性を BHトレーサー（装置名： MTR- 1412 (メトロン技研社製) )で測定した。結果を表 21に示す。なお、表 21において、 J は、着磁したサンプルの着磁方向に 2テスラ

max

k r

[0276] [表 21]

[0277] 本検討の結果から、種々の処理方法に対しても、本発明の態様を有する多孔質磁石が得られることを確認した。

[0278] [実施例 13]

実施例 1と同様の方法によって作製した、多孔質材料 (磁石)を外周刃切断機および研削加工機により、 7mm X 7mm X 5mmのサイズに加工した。この加工による多孔質材料の割れ、欠けは観察されなかった。多孔質材料に対する超音波洗浄を行つた後、ナノ粒子分散コロイド溶液に多孔質材料を浸漬した。このコロイド溶液は、表面が酸ィ匕された Feナノ粒子を分散させたコロイド溶液であり、 Fe粒子の平均粒径:約 7 nm、溶媒:ドデカン、固形分濃度 1. 5体積％であった。ナノ粒子分散溶液は、ガラス製容器内に入れられ、多孔質材料を浸漬させた状態で真空デシケータ内に挿入し、減圧下に置いた。処理中の雰囲気圧力は約 130kPaに調整した。

[0279] 減圧により多孔質材料及びナノ粒子分散コロイド溶液内では気泡が発生した。気泡の発生が止んだ後、大気圧に一旦戻した。その後、真空乾燥機内に多孔質材料を挿入し、約 130Paの雰囲気圧力下で 200°Cに加熱し、溶媒を蒸発させ、乾燥を行つた。こうして、本発明による複合バルタ材料のサンプルを得た。

[0280] 得られたサンプルの破断面を走査型電子顕微鏡 (SEM)で観察した結果を図 12に示す。図 5と同様、領域 D (多孔質材料の破断面)と領域 Eで特徴づけられる破断面が観察された。エネルギー分散型検出器 (EDX)を用いて、領域 Dと領域 Eにおける Fe元素の強度 (存在量)を比較した結果、領域 Eの Feの強度が高いことから、領域 E には、ナノ粒子分散コロイド溶液中に分散されていた Feナノ粒子が溶媒とともに多孔質材料の細孔を通って運ばれ、溶媒蒸発後も細孔内に残った微粒子によって形成されたものであると考えられる。

[0281] 以上の結果から、高磁ィ匕が期待できる軟磁性 Feナノ粒子と硬磁性材料である多孔質磁石の複合バルタ体が作製できることを確認した。

産業上の利用可能性

[0282] 本発明の多孔質磁石は、ボンド磁石に比べて高、磁気特性、特に優れた角型性を示し、かつ、従来の焼結磁石よりも形状設計の自由度が高いため、従来のボンド磁石や焼結磁石が用いられてきた種々の用途に好適に利用され得る。

Claims

請求の範囲

[I] 平均結晶粒径 0. l /z m以上以下の Nd Fe B型結晶相の集合組織を有し、

2 14

少なくとも一部が長径 1 μ m以上 20 m以下の細孔を有する多孔質である、 R-Fe —B系多孔質磁石。

[2] 各々が前記 Nd Fe B型結晶相の集合組織を有する複数の粉末粒子が結合した

2 14

構造を備え、前記粉末粒子の間に位置する空隙が前記細孔を形成している、請求項 1に記載の R— Fe— B系多孔質磁石。

[3] 前記粉末粒子の平均粒径は 10 μ m未満である、請求項 2に記載の R— Fe— B系多孔質磁石。

[4] 前記細孔は大気と連通している、請求項 1に記載の R— Fe— B系多孔質磁石。

[5] 前記細孔には榭脂が充填されていない、請求項 1に記載の R— Fe— B系多孔質磁石。

[6] 前記 Nd Fe B型結晶相の容易磁化軸が所定方向に配向している、請求項 1に記

2 14

載の R— Fe— B系多孔質磁石。

[7] ラジアル異方性または極異方性を有する請求項 6に記載の R— Fe— B系多孔質磁石。

[8] 密度が 3. 5g/cm³以上 7. Og/cm³以下である請求項 1に記載の R— Fe— B系多孔質磁石。

[9] Rを希土類元素の組成比率、 Qを硼素および炭素の組成比率とするとき、 10原子

%≤R≤30原子％、および、 3原子％≤Q≤ 15原子％の関係を満足する希土類元素と、硼素および Zまたは炭素とを含有する、請求項 1に記載の R— Fe— B系多孔質磁石。

[10] 請求項 1に記載の R— Fe— B系多孔質磁石を真密度の 95%以上に高密度化した R— Fe— B系磁石。

[II] 前記 Nd Fe B型結晶相の集合組織において、個々の結晶粒の最短粒径 aと最長

2 14

粒径 bの比 b/aが 2未満である結晶粒が全結晶粒の 50体積％以上存在する、請求項 10に記載の R— Fe— B系磁石。

[12] 平均粒径 10 m未満の R—Fe— B系希土類合金粉末を用意する工程と、前記 R Fe— B系希土類合金粉末を成形して圧粉体を作製する工程と、水素ガス中において前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて水素化および不均化反応を起こす工程と、真空または不活性雰囲気中において前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて脱水素および再結合反応を起こす工程と、を含む R— Fe— B系多孔質磁石の製造方法。

[13] 前記圧粉体を作製する工程は、磁界中で成形を行う工程を含む請求項 12に記載の R— Fe— B系多孔質磁石の製造方法。

[14] 前記 R— Fe B系希土類合金粉末力 10原子％≤R≤30原子％、 3原子％≤Q

≤ 15原子％ (Rは希土類元素、 Qは硼素または硼素と硼素の一部を置換した炭素の総和）の関係を満足する組成を有している、請求項 12に記載の R— Fe— B系多孔質磁石の製造方法。

[15] 前記 R—Fe B系多孔質磁石における HD処理開始時の余剰希土類量 R，が R，

≥0原子％となるように、希土類元素 Rの組成を設定し、かつ、前記粉砕工程以後水素化および不均化反応開始までの工程の酸素量を制御する請求項 12に記載の R Fe— B系多孔質磁石の製造方法。

[16] 前記 R Fe B系希土類合金粉末は急冷合金の粉砕粉である、請求項 12に記載の R— Fe— B系多孔質磁石の製造方法。

[17] 前記急冷合金がストリップキャスト合金である請求項 16に記載の R Fe B系多孔質磁石の製造方法。

[18] 前記水素化および不均化反応を起こす工程は、不活性雰囲気または真空中で昇温する工程と、 650°C以上 1000°C未満の温度で水素ガスを導入する工程と、を含む請求項 12に記載の R— Fe— B系多孔質磁石の製造方法。

[19] 前記水素ガスの分圧は、 5kPa以上 lOOkPa以下である請求項 12に記載の R Fe

B系多孔質磁石の製造方法。

[20] 請求項 1に記載の R—Fe B系多孔質材料を準備する工程 (A)と、

湿式処理により、前記 R— Fe— B系多孔質材料の細孔内部に前記 R— Fe— B系多孔質材料とは異なる材料を導入する工程 (B)と、を含む R— Fe— B系永久磁石用複合バルタ材料の製造方法。

[21] 前記工程 (A)は、

平均粒径 10 m未満の R— Fe— B系希土類合金粉末を用意する工程と、前記 R— Fe— B系希土類合金粉末を成形して、圧粉体を作製する工程と、水素ガス中にぉ、て前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて水素化および不均化反応を起こして R—Fe— B系多孔質材料を作製する工程と、

真空または不活性雰囲気中において前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて脱水素および再結合反応を起こす工程と、を含む、請求項 20に記載の R -Fe- B系永久磁石用複合バルタ材料の製造方法。

[22] 請求項 20に記載の製造方法で得られた R— Fe— B系永久磁石用複合バルタ材料を用意する工程と、

前記 R— Fe— B系永久磁石用複合バルタ材料を更に加熱することにより R— Fe— B系永久磁石を形成する工程と、

を含む R -Fe- B系永久磁石の製造方法。

[23] 平均結晶粒径が 0. 以上以下の Nd Fe B型結晶相の集合組織を有し

2 14

、少なくとも一部が平均長径 1 μ m以上 20 m以下の細孔を有する R— Fe— Β系多孔質材料を準備する工程 (A)と、

前記 R—Fe— B系多孔質材料の表面および Zまたは細孔内部に、希土類金属、希土類合金、希土類化合物のうち少なくとも 1種を導入する工程 (B)と、

を含む R— Fe— B系永久磁石用複合バルタ材料の製造方法。

[24] 前記（B)工程において、前記 R— Fe— B系多孔質材料の表面および Zまたは細孔内部に、希土類金属、希土類合金、希土類ィ匕合物のうち少なくとも 1種を導入すると同時に、前記 R—Fe— B系多孔質材料を加熱する、請求項 23に記載の R— Fe— B 系永久磁石用複合バルタ材料の製造方法。

[25] 前記 (B)工程の後に、さらに前記 R—Fe— B系多孔質材料を加熱する工程 (C)を含む、請求項 23に記載の R— Fe— B系永久磁石用複合バルタ材料の製造方法。

[26] 前記工程 (A)は、平均粒径 10 /z m未満の R— Fe— B系希土類合金粉末を用意する工程と、前記 R— Fe— B系希土類合金粉末を成形して、圧粉体を作製する工程と、水素ガス中にぉ、て前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて水素化および不均化反応を起こして R—Fe— B系多孔質材料を作製する工程と、

真空または不活性雰囲気中において前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて脱水素および再結合反応を起こす工程と、を含む、請求項 23に記載の R— Fe— B系永久磁石用複合バルタ材料の製造方法。

[27] 請求項 1に記載の R Fe B系多孔質磁石に対して、 600°C以上 900°C未満の温度で加圧し、前記 R— Fe— B系多孔質磁石を真密度の 95 %以上に高密度化するェ程を含む R -Fe- B系磁石の製造方法。

[28] 平均粒径 10 μ m未満の R Fe Β系希土類合金粉末を成形して圧粉体を作製する工程と、

水素ガス中にぉ、て前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて水素化および不均化反応を起こす工程と、

真空または不活性雰囲気中において前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて脱水素および再結合反応を起こし、 R-Fe- B系多孔質磁石を形成する工程と、

前記 R— Fe— B系多孔質磁石を粉砕する工程と、

を含む R -Fe- B系磁石粉末の製造方法。

[29] 請求項 28に記載の R—Fe— B系磁石粉末の製造方法によって製造された R—Fe

B系磁石粉末を用意する工程と、

前記 R—Fe— B系磁石粉末とバインダとを混合し、成形する工程と、

を含むボンド磁石の製造方法。

[30] 希土類磁石成形体と、軟磁性材料粉末の成形体とが一体化された磁気回路部品の製造方法であって、

(a)希土類磁石成形体として平均結晶粒径が 0. 1 μ m以上 1 μ m以下の Nd Fe

2 14

B型結晶相の集合組織を有し、少なくとも一部が長径 1 μ m以上 20 m以下の細孔を有する多孔質である、複数の R—Fe— B系多孔質磁石を準備する工程と、 (b)前記多孔質磁石と、粉末状態の軟磁性材料粉末または軟磁性材料粉末の仮成形体とを熱間プレス成形することによって、希土類磁石成形体と軟磁性材料粉末の成形体とが一体化された成形品を得る工程と、

を含む、磁気回路部品の製造方法。

[31] 前記 R—Fe— B系多孔質磁石を用意する工程は、

平均粒径 10 m未満の R— Fe— B系希土類合金粉末を用意する工程と、前記 R— Fe— B系希土類合金粉末を成形して圧粉体を作製する工程と、水素ガス中にぉ、て前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて水素化および不均化反応を起こす工程と、

真空または不活性雰囲気中において前記圧粉体に対し 650°C以上 1000°C未満の温度で熱処理を施し、それによつて脱水素および再結合反応を起こす工程と、を含む、請求項 30に記載の製造方法。

[32] 前記工程 (b)における軟磁性材料粉末の仮成形体を用意する工程として、

前記軟磁性材料粉末をプレス成形することによって前記軟磁性材料粉末の仮成形体を作製する工程 (c)をさらに包含し、

前記工程 (b)は、前記軟磁性材料粉末の仮成形体と前記複数の多孔質磁石とを同時に熱間プレス成形することによって、前記希土類磁石成形体と軟磁性材料粉末の成形体が一体化された成形品を得る工程である、請求項 30に記載の製造方法。

[33] 前記工程 (b)におヽて、前記軟磁性材料粉末は粉末状態で前記多孔質磁石と同時に熱間プレス成形される、請求項 30に記載の製造方法。

[34] 請求項 30の方法で作製された磁気回路部品。

[35] 前記磁気回路部品は磁石回転子である、請求項 34に記載の磁気回路部品。