JP6269279B2 - 永久磁石およびモータ - Google Patents

Description

本発明は、高保磁力を有する永久磁石およびそれを用いたモータに関する。

従来、永久磁石として、アルニコ磁石、フェライト磁石、Ｓｍ−Ｃｏ磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石などが知られており、その仕様によりＶＣＭ、スピンドルモータなどの各種モータ、計測器、スピーカー、医療用ＭＲＩ等の他、各種電気機器のキー部品として、それぞれ適正な磁石が使用されている。これらの磁石のうち、Ｓｍ−Ｃｏ磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石などの希土類磁石は、多量のＦｅまたはＣｏと、希土類元素とを含有している。Ｆｅ、Ｃｏは飽和磁束密度（Ｂｒ）の増大に寄与し、一方、希土類元素は、結晶場中の４ｆ電子の挙動に由来する非常に大きな磁気異方性をもたらすため、保磁力（ＨｃＪ）の増大に寄与し、良好な磁石特性を実現している。

近年、各種電気機器の小形化、省エネルギー化の要求が高まり、これら機器のキー部品
材料である永久磁石にもより高い最大エネルギー積［（ＢＨ）ｍａｘ］、大きな保磁力が求められている。このため、高性能の希土類磁石の中でも、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石が多岐に応用され、さらなる高保磁力化も盛んに検討されている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させる技術としては、例えば、ＤｙやＴｂなどの重希土類を添加する技術があり、焼結体の外部からＤｙを蒸着し、これを内部の粒界に拡散させる手法（特許文献１）や焼結体表面にＤｙのフッ化物などを塗布する方法（特許文献２）等が提供されている。

特許第４８３１０７４号公報 特許第４４５０２３９号公報

しかしながら、ＤｙやＴｂなどの重希土類元素は、資源的に乏しくかつ偏在しており、供給・価格の面で安定性に乏しい。そのため、これまでの高い磁気特性を維持し、かつ、重希土類元素の使用量を削減したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が強く求められている。

本発明はこのような状況に鑑みてなされたものであり、重希土類を使わずに従来よりも高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を提供することを目的とする。

上述した課題を解決し、目的を達成するために、本発明の永久磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ構造からなる主相（ただし、ＲはＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄの少なくとも１種であり、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素）と、Ｃｅ_ｘＭ_１−ｘ（但し、ＭはＭｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｂｉの少なくとも１種の元素であり、ｘは０．２０≦ｘ≦０．５５）からなる粒界相を含み、かつ、前記粒界相の全磁石構成組織に対する断面積比Ａｔｒｅが０．０３＜Ａｔｒｅ＜０．０７であることを特徴とする。

本発明者らは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石において、資源量として豊富であり、重希土類より安価なＣｅが粒界相に所定量含有される場合に、重希土類を添加しなくても保磁力が向上することを見出した。

これは、希土類の中でもとりわけ融点の低いＣｅを含む粒界相が主相との高い濡れ性を示すため、所定の熱処理により十分に主相粒子を被覆することにより、磁気分離を促すためであると発明者らは考える。

また、かかる構成比により、残留磁束密度を低下させることなく、上記Ｃｅを含有する粒界相による保磁力の効果を発現できる。

本発明の永久磁石は、三粒子境界における前記主相粒子のなす２面角が９０°以下である断面頻度Ｆｇｂが、０．５≦Ｆｇｂであることが好ましい。

かかる構成により、粒界相の主相との濡れ性が十分に高く、粒界相による磁気分離効果が促進され、十分高い保磁力を示す。

また、本発明は、上述の永久磁石を備えたモータを提供する。本発明のモータは、上述の特徴を有する永久磁石を備えるため、高出力、高効率なモータが得られる。

本発明によれば、重希土類を使用せず、Ｃｅを多く含む粒界相を形成することによって、資源的に安価で豊富な材料で、十分に高保磁力のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石およびこれを備えるモータを提供することが可能となる。

以下、本発明を実施するための形態（実施形態）につき、場合により図面を参照しつつ詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態及び実施例に記載した内容により限定されるものではない。また、以下に記載した実施形態及び実施例における構成要素には、当業者が容易に想定できるもの、実質的に同一のもの、いわゆる均等の範囲のものが含まれる。さらに、以下に記載した実施形態及び実施例で開示した構成要素は適宜組み合わせても良いし、適宜選択して用いてもよい。

先ず、本実施形態に係る好適な永久磁石について説明する。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、希土類元素（Ｒ）を１２〜１８ａｔ％含有する。Ｒの量が１２ａｔ％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相となるＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の生成が十分ではなく軟磁性を持つα−Ｆｅなどが析出し、保磁力が著しく低下する。一方、Ｒが１８ａｔ％を超えると主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の体積比率が低下し、残留磁束密度が低下する。また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、保磁力の低下を招く。Ｒは、Ｃｅを必須とし、Ｙ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、ＥｕおよびＧｄから選択される元素を含む。ここで、Ｃｅは永久磁石に対し０．５〜５ａｔ％含有する。Ｃｅの量が０．５％以下では保磁力向上に有効なＣｅを含む粒界相がほとんど形成せず、５ａｔ％より多い場合には、粒界相中のＣｅ量が過多若しくは主相への固溶が進み残留磁束密度を低下させる。Ｒは原料に由来する不純物、又は製造時に混入する不純物としての他の成分を含んでもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、ＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素（Ｔ）を７３〜８３ａｔ％含有する。Ｔの量が７３ａｔ％未満であると、残留磁束密度が低下する傾向がある。一方、Ｔが８３ａｔ％を超えると高い保磁力を得ることができない。Ｃｏ量はＴ量に対して０ａｔ％以上１０ａｔ％以下が望ましい。Ｃｏ量の増加によってキュリー温度を向上させることができ、温度上昇に対する保磁力の低下を小さく抑えることが可能となる。また、Ｃｏ量の増加によって希土類永久磁石の耐食性を向上させることができる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ホウ素（Ｂ）を５〜８ａｔ％含有する。Ｂが５ａｔ％未満の場合には高い保磁力を得ることができない。一方で、Ｂが８ａｔ％を超えると残留磁束密度が低下する傾向がある。したがって、Ｂの上限を８ａｔ％とする。Ｂはその一部をＣで置換してもよい。Ｃの置換量はＢに対して１０原子％以下とすることが好ましい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂからなる主相と、ＣｅおよびＣｅと異なる元素Ｍからなる粒界相Ｃｅ_ｘＭ_１−ｘを含む。Ｍは、Ｃｅと共に主相より低融点の合金を形成できればよく、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｂｉの少なくとも一種類の元素から選ばれる。製造上の観点からＡｌ、Ｆｅ、Ｃｕから選択されることが好ましく、耐食性の観点からＣｏを含むことが好ましい。この粒界相に占めるＣｅの量ｘは０．２０≦ｘ≦０．５５である。この範囲においては、Ｃｅが粒界相の濡れ性を十分に高くし、主相粒子を被覆しやすくする。この結果、主相の磁気分離が促され、保磁力が向上する。一方、ｘが０．２０未満であると、Ｃｅによる粒界相の濡れ性の改善効果が現れず、選択するＭの種類によってはソフト相を生じ、保磁力が低下する。ｘは、より好ましくは０．３３≦ｘ≦０．５５である。

本実施形態に係る永久磁石において、全磁石構成組織に対する上記全粒界相の断面積比Ａｔｒｅは、０．０４＜Ａｔｒｅ＜０．０７である。ここで、全磁石構成組織とは主相、主相以外の副相および空孔を指す。Ａｔｒｅの増加により、粒界相による主相粒子の被覆率が増加するため、保磁力が向上する。しかしながら、Ａｔｒｅが０．０７を超えると、主相粒子の減少による残留磁束密度を低下が顕著になる。

本実施形態に係る永久磁石は、三粒子境界における前記主相粒子のなす２面角が９０°以下である断面頻度Ｆｇｂが、０．５≦Ｆｇｂである。Ｆｇｂの増加により、粒界相の主相との濡れ性が十分に高く、粒界相による磁気分離効果が促進され、十分高い保磁力を示す。

本実施形態に係る永久磁石は、酸素、窒素、炭素等の不純物元素を極力低減することが望ましい。特に磁気特性を害する酸素は、その量を５０００ｐｐｍ以下、さらには３０００ｐｐｍ以下とすることが望ましい。酸素量が多いと非磁性成分である希土類酸化物相が増大して、磁気特性を低下させるからである。

本実施形態に係る永久磁石は、磁石本体の表面に保護膜を形成してもよい。本実施形態に係る保護膜は特に限定されないが、特に電解めっきによる保護膜を用いるのが好ましい。電解めっきの材質としては、Ｎｉ、Ｎｉ−Ｐ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ａｌのいずれかを用いることができる。特に、本実施形態に特徴的な粒界相のＣｅはＮｉとＣｅ_３Ｎｉを形成するなど、Ｎｉとの親和性が高いことから、めっき膜としてはＮｉが最も好ましい。電解めっきによる保護膜は本実施形態に係る典型的な形態であるが、他の手法による保護膜を設けることもできる。他の手法による保護膜としては、無電解めっき、クロメート処理をはじめとする化成処理及び樹脂塗装膜のいずれか又は組み合せが実用的である。保護膜の厚さは、希土類焼結磁石本体のサイズ、要求される耐食性のレベル等によって変動させる必要があるが、１〜１００μｍの範囲で適宜設定すればよい。望ましい保護膜の厚さは１〜５０μｍである。

次に、本実施形態に係る永久磁石の好適な製造方法について説明する。本実施形態の永久磁石の製造においては、まず、所望の組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られるような原料合金を準備する。原料合金は、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ト法、その他公知の溶解法により作製することができる。ストリップキャスト法は、原料金属をＡｒガス雰囲気などの非酸化雰囲気中で溶解して得た溶湯を回転するロールの表面に噴出させる。ロールで急冷された溶湯は、薄板または薄片（鱗片）状に急冷凝固される。冷却ロールの周速は、０．３〜１５ｍ／秒の範囲であることが好ましく、より好ましくは０．５〜１２ｍ／秒の範囲である。極端に遅い場合はα―Ｆｅや合金の不均一が生じやすく、また極端に速い場合には結晶粒が小さく等軸状のチル晶が発生し、良好な磁気特性が得られない。急冷凝固された合金は、０．１〜１ｍｍ程度の厚みの薄板となり、結晶粒径が１〜５０μｍの均質な組織を有している。原料合金は、ストリップキャスト法に限らず、高周波誘導溶解等の溶解法によって得ることができる。なお、溶解後の偏析を防止するため、例えば水冷銅板に傾注して凝固させることができる。また、還元拡散法によって得られた合金を原料合金として用いることもできる。

本発明においてＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を得る場合、原料合金として、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ結晶粒を主体とする合金（主相合金）と、焼結時に液相となり焼結後は粒界相を形成する合金（粒界相合金）とを用いて焼結磁石を作製する二合金法の適用を基本とする。二合金法は、１種類の合金から焼結磁石を作製する一合金法に比べ、粒界相を生成しやすい。本発明にかかるＣｅ_ｘＭ_１−ｘ粒界相はＣｅとＭを主成分とする粒界相合金を調整し、二合金法を適用することで容易に実現される。

原料合金は粉砕工程に供される。二合金法による場合には、主相合金及び粒界相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。まず、原料合金を、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なうことが望ましい。粗粉砕に先立って、原料合金に水素を吸蔵させた後に放出させることにより粉砕を行なうことが効果的である。水素放出処理は、希土類焼結磁石として不純物となる水素を減少させることを目的として行われる。水素吸蔵のための加熱保持の温度は、２００℃以上、望ましくは３５０℃以上とする。保持時間は、保持温度との関係、原料合金の厚さ等によって変わるが、少なくとも３０分以上、望ましくは１時間以上とする。水素放出処理は、真空中又はＡｒガスフローにて行う。なお、水素吸蔵処理、水素放出処理は必須の処理ではない。この水素粉砕を粗粉砕と位置付けて、機械的な粗粉砕を省略することもできる。

粗粉砕工程後、微粉砕工程に移る。微粉砕には乾式粉砕として主にジェットミルが用いられ、粒径数百μｍ程度の粗粉砕粉末を、平均粒径１〜６μｍ、望ましくは３〜５μｍとする。ジェットミルは、高圧の不活性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あるいは容器壁との衝突を発生させて粉砕する方法である。粉砕用不活性ガスとしてはＨｅ、Ｎ２、Ａｒなどを選択することができる。また、粉砕時の粉末の凝集防止や流動性向上、成形時の潤滑や配向性の向上、Ｃ量の調整のために滑剤を添加することができる。滑剤としては、ステアリン酸亜鉛、ステアリン酸カルシウム、ステアリン酸アルミニウム、ステアリン酸マグネシウム、ステアリン酸アミド、オレイン酸アミド、エルカ酸アミド、メチレンビスステアリン酸アミド、エチレンビスステアリン酸アミド、パラフィン、ナフタレンなどを選択することができる。添加量としては粉砕投入粗粉砕粉末に対し、０．０１〜０．５ｗｔ％が好適である。

微粉砕には湿式粉砕を用いても良い。湿式粉砕にはボールミルや湿式アトライタなどが用いられ、粒径数百μｍ程度の粗粉砕粉末を、平均粒径０．１〜５μｍ、望ましくは２〜４．５μｍとする。湿式粉砕では適切な分散媒の選択によりスラリーを生成し、磁石粉が酸素に触れることなく粉砕が進行するため、酸素濃度が低い微粉末が得られる。分散媒としてはイソプロピルアルコール、エタノール、メタノール、酢酸エチル、リン酸エステル、ペンタン、ヘキサン、ベンゼン、トルエン、キシレン、アセトン、メチルエチルケトンなどを選択することができる。スラリー濃度としては１〜５０ｗｔ％、好ましくは２０〜４５ｗｔ％とする。

上記微粉は混合に供される。混合にはナウタミキサー、プラネタリミキサーなどを用いることができる。上記粉砕時に主相合金及び粒界相合金を同時に粉砕している場合には混合を省略することができる。

上記微粉は磁場中成形に供される。磁場中成形における成形圧力は０．３〜３ｔｏｎ／ｃｍ２（３０〜３００ＭＰａ）の範囲とすればよい。成形圧力は成形開始から終了まで一定であってもよく、漸増または漸減してもよく、あるいは不規則変化してもよい。成形圧力が低いほど配向性は良好となるが、成形圧力が低すぎると成形体の強度が不足してハンドリングに問題が生じるので、この点を考慮して上記範囲から成形圧力を選択する。磁場中成形で得られる成形体の最終的な相対密度は、通常、４０〜６０％である。

印加する磁場は、１０〜２０ｋＯｅ（９６０〜１６００ｋＡ／ｍ）程度とすればよい。印加する磁場は静磁場に限定されず、パルス状の磁場とすることもできる。また、静磁場とパルス状磁場を併用することもできる。

次いで、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、平均粒径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、１０００〜１２００℃で３０分〜８時間焼結する。焼結時間が３０分未満であると、十分に緻密化できない。また、８時間以上焼成すると、粒界相成分の主相粒子への拡散、異常粒成長が進み、磁気特性に悪影響を与えるからである。不用な拡散や粒成長を抑制するため、２段階焼結法や、ＳＰＳ（放電プラズマ焼結法）、マイクロ波焼結法等を用いても良い。

焼結後、得られた焼結体に時効処理を施すことができる。この工程は、Ｃｅ_ｘＭ_１−ｘを含む粒界相を最適化し、保磁力を制御する重要な工程である。時効処理を２段に分けて行なう場合には、８００℃〜９５０℃（高温時効）、５００℃〜７００℃（低温時効）での所定時間の保持が有効である。高温時効を焼結後に行なうと、保磁力の増大に有効な場合がある。２合金法においては特に有効である。また、低温時効で保磁力が大きく増加する場合が多いため、時効処理を１段で行なう場合には、低温時効処理を施すとよい。

以上の処理を経た焼結体は、所定寸法・形状に切断される。焼結体の表面の加工方法は特に限定されるものではないが、機械加工を行うことができる。機械的な加工としては、例えば砥石を用いた研磨処理等が挙げられる。

さらに、必要により焼結体表面に保護膜を形成してもよい。保護膜の形成は、保護膜の種類に応じて公知の手法に従って行なえばよい。例えば、電解めっきの場合には、脱脂、水洗、エッチング（例えば硝酸）、水洗、電解めっきによる成膜、水洗、乾燥という常法を採用することができる。脱脂処理、酸による化学エッチングを施し、焼結体の表面を清浄化することができる。Ｎｉの電解めっきに用いるめっき浴としては、塩化ニッケルを含有しないワット浴（すなわち、硫酸ニッケルおよびほう酸を主成分とする）、スルファミン酸浴、ほうフッ化浴、臭化ニッケル浴などが挙げられる。ただし、この場合、陽極の溶解が少なくなるため、ニッケルイオンを浴に補充することが好ましい。ニッケルイオンは、硫酸ニッケルあるいは臭化ニッケルの溶液として補充するのが好ましい。

次に、本実施形態に係るモータについて説明する。図１は本発明に係る好適なモータの一実施形態を示す断面図である。図１に示す埋込み永久磁石モータ１において、ステータ（固定子）２内にはロータ（回転子）３が配置されている。ロータ３内の鉄心４中には、高磁束密度かつ高保磁力の永久磁石を用いた永久磁石５が配置されている。永久磁石５には上述の本実施形態にかかる永久磁石が用いられ、十分高い保磁力を示すため、高出力、高効率なモータが得られる。

以下、本発明の内容を実施例及び比較例を用いて詳細に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。

（比較例１）
主相合金の組成がＮｄ１１．８ａｔ％−Ｆｅ８２．４ａｔ％−Ｂ５．８ａｔ％、粒界相合金の組成がＮｄ６４ａｔ％−Ｆｅ２３．７ａｔ％−Ｃｏ１０．３ａｔ％−Ｃｕ１．０ａｔ％−Ａｌ１．０ａｔ％となるように、純度９９．９％のＮｄ、Ｆｅ、ＦｅＢ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ａｌ原料をそれぞれ秤量し、ストリップキャスト法により原料合金薄板を溶解、鋳造した。

得られた主相合金、粒界相合金の薄板をそれぞれ水素粉砕し、粗粉砕粉末を得た。この粗粉砕粉末に、潤滑剤として、オレイン酸アミドを０．１ｗｔ％添加した。次いで、主相合金と粒界相合金を重量比で９：１の割合で配合し、気流式粉砕機（ジェットミル）を使用し、高圧窒素ガス雰囲気中で微粉砕を行い、微粉砕粉末を得た。得られた微粉末の粒径を粒度分布計にて測定したところ、Ｄ５０値で３．６μｍであった。

続いて、作製した微粉砕粉末を１５ｋＯｅの磁場中で１４０ＭＰａの圧力で成形を行い、２０ｍｍ×１８ｍｍ×１３ｍｍの成形体を得た。磁場方向はプレス方向と垂直な方向である。得られた成形体を１０３０℃で６時間焼成した。その後、８５０℃で１時間、６００℃で１．５時間の時効処理を行い、焼結体を得た。

得られた焼結体の保磁力ＨｃＪと残留磁束密度ＢｒをＢ−Ｈトレーサーによる減磁曲線の測定結果から求めた。この結果を表１に示す。

得られた焼結体はＸ線回折法によって主たる生成相が正方晶Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ構造であることを確認した。

また、焼結体をエポキシ系樹脂に埋め込み、その断面を研磨した。研磨には市販の研磨紙を使い、番手の低い研磨紙から高い研磨紙へ変えながら研磨した。最後にバフとダイヤモンド砥粒を用いて研磨した。この際、粒界相成分が腐食することを避けるため、水などをつけずに研磨を行った。

ＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査型電子顕微鏡）を用いて樹脂埋め研磨した焼結体の断面の反射電子像を観察した。画像解析法により、観察像中の１００個の三粒子境界について、主相粒子の二面角（図２参照）を測定し、全測定数に対する二面角が９０°以下となる測定数の割合をＦｇｂとした。また、ＦＥ−ＳＥＭに付属するＥＤＳ（エネルギー分散形Ｘ線分光器）を用いて、構成相の組成を反射電子像の濃淡で閾値を設けて分類した。主相以外に１種類のＮｄ−ｒｉｃｈな粒界相を確認した。断面における全粒界相の比率Ａｔｒｅを画像解析法で求め、結果を表１に示した。

（比較例２）
粒界相合金の組成がＣｅ１０．１ａｔ％−Ｎｄ７１．１ａｔ％−Ｆｅ６．５ａｔ％−Ｃｏ１０．３ａｔ％−Ｃｕ１．０ａｔ％−Ａｌ１．０ａｔ％であること以外は比較例１と同様に合金薄板を作製し、粉砕した。得られた微粉末の粒径を粒度分布計にて測定したところ、Ｄ５０値で３．５μｍであった。

続いて、比較例１と同様に成形体を作製した。得られた成形体を２段階焼結法により焼成した。１１００℃まで昇温後直ちに１０００℃まで急冷して、１０００℃で４時間焼成した。２段階焼結法を用いることで、粒界相合金中のＣｅの主相粒子への拡散を抑制し、粒界相に分布され易くなる。その後、８５０℃で１時間、６００℃で１．５時間の時効処理を行い、焼結体を得た。

そして、比較例１と同様にＢ−Ｈトレーサーの測定結果からＢｒ、ＨｃＪを求めた。得られた焼結体の主たる生成相が正方晶Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ構造であることを確認した。ＦＥ−ＳＥＭ、ＥＤＳの結果から、主相以外にＮｄ−ｒｉｃｈな粒界相が存在することを確認し、この粒界相中のＣｅ濃度ｘを求めた。その後、ＦｇｂおよびＡｔｒｅを求めた。結果は表１に示す通りであった。

（実施例１）
粒界相合金の組成がＣｅ１３．５ａｔ％−Ｎｄ２５．５ａｔ％−Ｆｅ４８．７ａｔ％−Ｃｏ１０．３ａｔ％−Ｃｕ１．０ａｔ％−Ａｌ１．０ａｔ％であること以外は比較例１と同様に合金薄板を作製し、粉砕した。得られた微粉末の粒径を粒度分布計にて測定したところ、Ｄ５０値で３．６μｍであった。

続いて、比較例２と同様に、成形体を作製し、焼成、時効処理を行い、焼結体を得た。

そして、比較例１と同様にＢ−Ｈトレーサーの測定結果からＢｒ、ＨｃＪを求めた。得られた焼結体の主たる生成相が正方晶Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ構造であることを確認した。ＦＥ−ＳＥＭ、ＥＤＳの結果から、主相以外にＣｅ−ｒｉｃｈな粒界相とＮｄ−ｒｉｃｈな粒界相が存在することを確認し、この粒界相中のＣｅ濃度ｘを求めた。ＣｅはＣｅ−ｒｉｃｈな粒界相中に殆ど集中しているため、本例のｘはＣｅ−ｒｉｃｈな粒界相中のＣｅ濃度で代表した。その後、ＦｇｂおよびＡｔｒｅを求めた。結果は表１に示す通りであった。

（実施例２）
粒界相合金の組成がＣｅ２３．２ａｔ％−Ｎｄ２７．７ａｔ％−Ｆｅ３６．８ａｔ％−Ｃｏ１０．３ａｔ％−Ｃｕ１．０ａｔ％−Ａｌ１．０ａｔ％であること以外は比較例１と同様に合金薄板を作製し、粉砕した。得られた微粉末の粒径を粒度分布計にて測定したところ、Ｄ５０値で３．５μｍであった。

続いて、比較例２と同様に、成形体を作製し、焼成、時効処理を行い、焼結体を得た。

そして、比較例１と同様にＢ−Ｈトレーサーの測定結果からＢｒ、ＨｃＪを求めた。得られた焼結体の主たる生成相が正方晶Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ構造であることを確認した。ＦＥ−ＳＥＭ、ＥＤＳの結果から、主相以外にＣｅ−ｒｉｃｈな粒界相とＮｄ−ｒｉｃｈな粒界相が存在することを確認し、実施例１と同様にｘ、ＦｇｂおよびＡｔｒｅを求めた。結果は表１に示す通りであった。

（実施例３）
粒界相合金の組成がＣｅ５４．５ａｔ％−Ｆｅ３３．２ａｔ％−Ｃｏ１０．３ａｔ％−Ｃｕ１．０ａｔ％−Ａｌ１．０ａｔ％であること以外は比較例１と同様に合金薄板を作製し、粉砕した。得られた微粉末の粒径を粒度分布計にて測定したところ、Ｄ５０値で３．５μｍであった。

続いて、比較例２と同様に、成形体を作製し、焼成、時効処理を行い、焼結体を得た。

そして、比較例１と同様にＢ−Ｈトレーサーの測定結果からＢｒ、ＨｃＪを求めた。得られた焼結体の主たる生成相が正方晶Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ構造であることを確認した。ＦＥ−ＳＥＭ、ＥＤＳの結果から、主相以外にＣｅ−ｒｉｃｈな粒界相が存在することを確認し、この粒界相中のＣｅ濃度ｘを求めた。その後、ＦｇｂおよびＡｔｒｅを求めた。結果は表１に示す通りであった。

（比較例３）
粒界相合金の組成がＣｅ６１．６ａｔ％−Ｆｅ２６．１ａｔ％−Ｃｏ１０．３ａｔ％−Ｃｕ１．０ａｔ％−Ａｌ１．０ａｔ％であること以外は比較例１と同様に合金薄板を作製し、粉砕した。得られた微粉末の粒径を粒度分布計にて測定したところ、Ｄ５０値で３．５μｍであった。

続いて、比較例２と同様に、成形体を作製し、焼成、時効処理を行い、焼結体を得た。

そして、比較例１と同様にＢ−Ｈトレーサーの測定結果からＢｒ、ＨｃＪを求めた。得られた焼結体の主たる生成相が正方晶Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ構造であることを確認した。ＦＥ−ＳＥＭ、ＥＤＳの結果から、主相以外にＣｅ−ｒｉｃｈな粒界相が存在することを確認し、この粒界相中のＣｅ濃度ｘを求めた。その後、ＦｇｂおよびＡｔｒｅを求めた。結果は表１に示す通りであった。

（比較例４）
粒界相合金の組成がＣｅ９３．０ａｔ％−Ｃｏ５．０ａｔ％−Ｃｕ１．０ａｔ％−Ａｌ１．０ａｔ％であること以外は比較例１と同様に合金薄板を作製し、粉砕した。得られた微粉末の粒径を粒度分布計にて測定したところ、Ｄ５０値で３．６μｍであった。

続いて、比較例２と同様に、成形体を作製し、焼成、時効処理を行い、焼結体を得た。

そして、比較例１と同様にＢ−Ｈトレーサーの測定結果からＢｒ、ＨｃＪを求めた。得られた焼結体の主たる生成相が正方晶Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ構造であることを確認した。ＦＥ−ＳＥＭ、ＥＤＳの結果から、主相以外にＣｅ−ｒｉｃｈな粒界相が存在することを確認し、この粒界相中のＣｅ濃度ｘを求めた。その後、ＦｇｂおよびＡｔｒｅを求めた。結果は表１に示す通りであった。

（比較例５）
粒界相合金の組成がＣｅ２８．５ａｔ％−Ｆｅ５９．２ａｔ％−Ｃｏ１０．３ａｔ％−Ｃｕ１．０ａｔ％−Ａｌ１．０ａｔ％であること以外は比較例１と同様に合金薄板を作製し、粉砕した。得られた微粉末の粒径を粒度分布計にて測定したところ、Ｄ５０値で３．６μｍであった。

続いて、比較例２と同様に、成形体を作製し、焼成、時効処理を行い、焼結体を得た。

そして、比較例１と同様にＢ−Ｈトレーサーの測定結果からＢｒ、ＨｃＪを求めた。得られた焼結体の主たる生成相が正方晶Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ構造であることを確認した。ＦＥ−ＳＥＭ、ＥＤＳの結果から、主相以外にＣｅ−ｒｉｃｈな粒界相が存在することを確認し、この粒界相中のＣｅ濃度ｘを求めた。その後、ＦｇｂおよびＡｔｒｅを求めた。結果は表１に示す通りであった。

（実施例４）
粒界相合金の組成がＣｅ３１．１ａｔ％−Ｆｅ５６．６ａｔ％−Ｃｏ１０．３ａｔ％−Ｃｕ１．０ａｔ％−Ａｌ１．０ａｔ％であること以外は比較例１と同様に合金薄板を作製し、粉砕した。得られた微粉末の粒径を粒度分布計にて測定したところ、Ｄ５０値で３．６μｍであった。

続いて、比較例２と同様に、成形体を作製し、焼成、時効処理を行い、焼結体を得た。

そして、比較例１と同様にＢ−Ｈトレーサーの測定結果からＢｒ、ＨｃＪを求めた。得られた焼結体の主たる生成相が正方晶Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ構造であることを確認した。ＦＥ−ＳＥＭ、ＥＤＳの結果から、主相以外にＣｅ−ｒｉｃｈな粒界相が存在することを確認し、この粒界相中のＣｅ濃度ｘを求めた。その後、ＦｇｂおよびＡｔｒｅを求めた。結果は表１に示す通りであった。

（比較例６）
粒界相合金の組成がＣｅ１９．６ａｔ％−Ｎｄ３７．３ａｔ％−Ｆｅ３０．８ａｔ％−Ｃｏ１０．３ａｔ％−Ｃｕ１．０ａｔ％−Ａｌ１．０ａｔ％であること以外は比較例１と同様に合金薄板を作製し、粉砕した。得られた微粉末の粒径を粒度分布計にて測定したところ、Ｄ５０値で３．６μｍであった。

続いて、比較例２と同様に、成形体を作製し、焼成、時効処理を行い、焼結体を得た。

そして、比較例１と同様にＢ−Ｈトレーサーの測定結果からＢｒ、ＨｃＪを求めた。得られた焼結体の主たる生成相が正方晶Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ構造であることを確認した。ＦＥ−ＳＥＭ、ＥＤＳの結果から、主相以外にＣｅ−ｒｉｃｈな粒界相とＮｄ−ｒｉｃｈな粒界相が存在することを確認し、実施例１と同様にｘ、ＦｇｂおよびＡｔｒｅを求めた。結果は表１に示す通りであった。

実施例１〜３および比較例１〜４を比較すると、Ｃｅ濃度ｘが増加するに伴い、ＨｃＪが増加し、０．２０≦ｘ≦０．５５では、従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石と同等の残留磁束密度を持ちながら、保磁力が向上した磁石を得ることができた。Ｆｇｂから分かるように、粒界相中のＣｅ濃度が増加することで、９０°以下の主相三粒子境界の二面角が増加しているため、従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石に見られた粒界相より主相粒子に対する濡れ性が向上し、粒界相の主相粒子被覆率が高まって、磁気分離が進んだことによって保磁力が向上したと考えられる。また、Ａｔｒｅが適切は範囲に収まっているため、主相体積の減少が比較的小さく、残留磁束密度の減少も小さくなったと考えられる。

また、同程度のＣｅ濃度である実施例２、４、比較例５および６を見ると、Ｆｇｂが十分大きく、粒界相の濡れ性が十分であっても、０．０３＜Ａｔｒｅ＜０．０７でのみ、従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石と同等の残留磁束密度を持ちながら、保磁力が向上した磁石を得ることができる。Ａｔｒｅが０．０３以下では、粒界相の濡れ性が高く、主相粒子を被覆し易い性質を持っていても、粒界相割合が少ないために十分に主相を被服できない。一方、Ａｔｒｅが０．０７以上では、粒界相の割合が多くなり、主相粒子の体積が減少するため、保磁力は高くできても残留磁束密度が低下する。

以上のように、本発明に係る永久磁石は、資源的に乏しく、かつ、供給・価格の面で安定性に乏しい重希土類を使うことなく、高い保磁力を具備し、民生・産業・輸送機器などのドライブシステムにおいて高い効率を得ることができるモータ用の永久磁石として好適である。

本発明に係るモータの実施形態を示す断面図である。 本発明に係る永久磁石を構成する主相粒子がなす二面角を表す模式図である。

１…埋込み永久磁石モータ、２…ステータ、３…ロータ、４…鉄心、５…永久磁石、６…主相粒子、７…二面角。

Claims (3)

1. Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ構造からなる主相（ただし、ＲはＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄの少なくとも１種であり、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素）と、Ｃｅ_ｘＭ_１−ｘ（但し、ＭはＭｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｂｉの少なくとも１種の元素であり、ｘは０．２０≦ｘ≦０．５５）からなる粒界相を含み、かつ、前記粒界相の全磁石構成組織に対する断面積比Ａｔｒｅが０．０３＜Ａｔｒｅ＜０．０７であることを特徴とする永久磁石。
2. 三粒子境界における前記主相粒子のなす２面角が９０°以下である断面頻度Ｆｇｂが、０．５≦Ｆｇｂであることを特徴とする請求項１に記載の永久磁石。
3. 請求項１乃至２に記載の永久磁石を用いたことを特徴とするモータ。

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