JPH04116144A - 不可逆減磁の小さい熱安定性に優れたＲ‐Ｆｅ‐Ｃｏ‐Ｂ‐Ｃ系永久磁石合金 - 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、不可逆減磁の小さい熱安定性の優れたＲ（希
土類元素）−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｃ系の永久磁石合金に関
する。

〔従来の技術〕

近年、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の磁力を凌ぐ次世代の永久磁石
としてＲ−Ｆ　ｅ−Ｂ系磁石が抜用等によって発表され
て以来、当該磁石について多くの報告がなされてきた。

しかしながら、該磁石はＳｍ−Ｃ。

系磁石に比べて磁力は優れるものの１　その磁気特性の
熱安定性及び耐酸化性が著しく劣るという欠点を有する
。特に耐酸化性に係わる欠点は１重要な改善課題であり
、上述報告の多くはその改善方法を開示している。

他方、従来のＲ−Ｆ　ｅ−Ｂ又はＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系
磁石は環境温度が上昇すると残留磁束密度（Ｂｒ）およ
び保磁力（ｉｔｌｃ）がＳｍ−Ｃｏ系磁石に比較して著
しく低下するという性質がある。すなわち熱安定性に劣
るという欠点がある。

このような状況下、環境温度の変化に対して磁気特性の
安定化を圓る手段としては、一般に残留磁束密度の温度
依存係数を小さくすること及び室温における保磁力を十
分に高くすることが提案されている。前者の改善法とし
ては、磁石のキューリー温度を高める方法が一般的であ
り５例えば特開昭５９−６４７３３号公報では、Ｆｅの
一部をＣｏで置換することによりキューリー温度を高め
、残留磁束密度の温度依存係数を小さくすることを提案
している。他方、環境温度の上昇に伴って、保磁力が２
激に低下することは既に述べたところだが１　この保磁
力の低下がもたらす重大な欠点は、大きな不可逆Ｍ［を
招くということである。

不可逆減磁とは、高温時低下したＢｒが室温に戻した時
に元に回復しない現象であり、一般に磁石形状の薄型化
に伴ってその劣化が顕著になる。

この不可逆減磁の劣化は、たとえＦｅの一部をＣｏで置
換して残留磁束密度の温度依存係数を小さくしても、抜
本的な改善には至らない。このため５実使用に際しては
環境温度及び形状が厳しく制限され１例えば自動車関係
、高速機器等の過酷な用途への適用は困難となる。この
不可逆減磁の改善法としては専ら室温におけるｉ　ＩＩ
　ｃを高める方法に頼っているのが実状である。つまり
、高温時のｉＨｃの低下を見込んで、室温でのｉＨｃを
十分に高くすることによって不可逆減磁を小さくする方
法であるが１例えば特開昭５９−８９４０１号公報は、
Ｔｉ。

Ｎｉ、Ｂｉ、Ｖ、Ｎｂ＋Ｃｒ＋Ｍｏ等を添加することに
より、室温における１）ｌｃを高め、不可逆減磁率を小
さくすることを教示し、又、特開昭６０−３２３０６号
公報は、希土類元素成分として、軽希土類元素に加え、
Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈａ、Ｇｄ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂの重希土類
元素の添加を特定し、これにより１ｌｌｃを高め、不可
逆減磁率を改善することを教示している。

しかし、このようにして１ｌｌｃを十分高めれば確かに
不可逆減磁は改善されるものの、従来法では例えば１６
０°Ｃの高温にもなると、たとえ室温時のｉＨｃが１５
〜２０ｋＯｅと十分高くても急、激に劣化すると言う問
題点が残る。この場合、更にｉＨｃを高くすることにな
る。一方、このようにｉＨｃが高くなると２着磁の問題
が新たに発生する。即ち、磁石の磁力を最大に引き出す
ためにはその磁力が飽和するまで十分大きな磁界で着磁
する必要があり１着磁率が低いと磁気特性の不安定を招
くが５通常。

該着磁界の大きさとしては磁石が有するｉＨｃの３〜４
倍の磁界が必要とされることから、従来法のように極端
なｉＨｃの増加は２着・脱磁の操作を困難にし、又、設
備の大型化を招くことになる。したがって、従来におい
ては上記高温時の不可逆減磁の劣化と共にこれらの問題
を避けることはできなかった。

（発明が解決しようとする問題点〕 このように、従来のＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石では。

高い環境温度での不可逆減磁に対して、十分な改善効果
を得るに至っておらず、Ｓｍ−Ｃｏ系に比べて優れた磁
力を有するにも拘らず、特に高温時の熱安定性及び実用
レヘルでの高Ｈ１ｃ化に伴う着磁の問題が、依然として
存在し、上記メリットが大きく損なわれているのが実状
である。

一般に、　　Ｒ−Ｆｅ−Ｂ　　（又はＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−
Ｂ）　系磁石は，Ｒ２Ｆｅ＋４Ｂ　（又はＲｚ（Ｆｅ、
　Ｃｏ）、、Ｂ　）型の正方品と、ＲＦｅ４Ｂ＝　（Ｒ
（Ｆｅ、Ｃｏ）４Ｂ４）型のＢリッチ相、Ｒリッチ相及
びＢ、Ｏ，相を含む非磁性相とから構成され（尚、Ｒ−
Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石ではＲ（Ｆｅ、Ｃｏ）ｚで代表さ
れるラーベス相も存在するとされている）、その保磁力
発生の原理は逆磁区核発生機構によるとされている。つ
まりこの逆磁区の存在が保磁力を決定し、その成長に伴
いＮｌｃが低下することから、核発生型磁石の保磁力は
構造敏感型となり正方晶と粒界相、Ｒリッチ相、Ｂリッ
チ相及びその他不純物相に支配されることになる。

ところで、該逆磁区核の芽、即ち逆磁区核は正方晶及び
粒界相の欠陥、軟質な磁性相、その他不純物相において
発生し、これらの欠陥、異物の存在により容易に成長す
る。このように、磁石の組織が不均質であったり不純物
及び種々の欠陥を含むと、　ｉＨｃは容易に低下し、こ
れに伴い実用レベルで重要となる残留磁気の不可逆減磁
は大きくなる。

以上のことから、不可逆減磁率を小さくするＷ本釣な対
策としては、磁石組織の観点から次のことが言える。（
１）正方品の均質化、（２）粒界相の均質・均一化、（
３）軟質な磁性相の除去、（４）その他不純物相の除去
、である。これらの改善がなされた後に、　ｉＨｃを適
正化することにより抜本的な不可逆減磁の改善に至ると
考えられる。

なお、従来の不可逆減磁の改善法として例えば前出の特
開昭５９−８９４０１号公報及び特開昭６０−３２３０
６号公報は、室温における１ｌｌｃを十分高めることに
より改善する方法を開示していることを既に述べたが、
これらの方法では磁石の組織に対しては何ら改善がなさ
れておらず、単に添加物により買方性磁界を大きくする
ことによって、室温における１１１ｃを極めて高くシ、
その結果、不可逆減磁を改善するという、高温時の１ｔ
ｌｃの低下を犠牲にした消極的な改善方法である。この
ため、より高温時の改善効果は少なく、又着磁等の問題
が残ることは、既に既述した。

一方、永久磁石合金の組成を均質にし、　ｉＨｃを向上
させる方法も数多く報告されており、一般には磁石合金
を熱処理することが提案されている。

例えば特開昭５９−２１７３０４号公報では、焼結後３
５０°Ｃ以上の温度で熱処理することにより、　ｉＨｃ
が改善されることを教示している。該法によれば、熱処
理することにより磁石組成の均質化は改善されるものの
、依然としてＢリッチ相やＢ２０．相等の不純物相が存
在していることから１組織の構造上は何ら変化がなく逆
磁区核の発生点及びその成長に対しては、抜本的に解決
されていない。このため咳法によりｉＨｃを高めても高
温時の不可逆減磁の改善効果は小さいと判断される。

このように従来技１ネテによる不可逆減磁の改善は磁石
合金組織の構造に何ら対策手段を講じていないのが実状
である。

また、不純物を除去することにより逆磁区核の発生及び
その成長を抑制する方法としては２例えば酸化物相及び
Ｂリッチ相等の生成を抑制することが考えられ、酸化物
については磁石中の酸素を低減することにより抑制する
ことが可能である。

また、Ｂリッチ相については従来材では多く存在し　そ
の大きさは正方品と同程度にもなることから５不純物相
としての欠陥だけでなく１　場合によっては大きな磁気
的空間となり減磁界形成の要因にもなる。しかしながら
、従来より実用レベルの高い磁気特性を得るためには、
Ｂの含有量を高くせざるを得ないのが実状であり２例え
ば特開昭５９４６００８号公報及び前摘の特開昭５９−
６４７３３号公報で＋１．１ｋＯｅ以上の１ｌｌｃを確
保するためには、Ｂ含有量を２〜２８原子％に特定して
おり、１ｌｌｃを３　ｋｏｅにするためには、Ｂ含有量
は少なくとも４原子％必要であるとし、更に実用レベル
の高い１ｔｌｃを得るためには、Ｂの含有量をさらに高
くすることを教示している。

即ち、従来技術では、Ｂ含有量を少なくするとα−Ｆｅ
が析出しやすくなりこれに伴いｉ　ＩＩ　ｃは急激に低
下するので、　ｉＨｃを高めるためにＢ含有量を多くす
ることから、Ｂリッチ相の生成を抑制することはできな
かった。従ってこのようにＢを多く含み、不純物相とし
て多（のＢリッチ相を含有する従来材を実用化するため
には２高温時の不可逆減磁対策として、前述のごとく極
めて高いｉＨｃが必要となる。

本発明の目的はこのようなＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系永久磁
石の問題、とりわけ、不可逆減磁の問題点を解決するこ
とにあり、従来材のように、１ｌｌｃを極めて高くする
ことなく比較的低いｉ　Ｉｔ　ｃでも不可逆減磁が小さ
く熱安定性に優れた永久磁石合金を提供することにある
。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明者等は、これらの問題点を解決するための手段と
して、［石合金の組織構造による抜本的な不可逆減磁の
改善を鋭意検討した結果、正方晶構造を有する磁性結晶
粒及びＲリッチ粒界相を均質にし、且つ磁性結晶粒の各
々を該粒界相で被覆することにより、従来材に比べて著
しく不可逆減磁が改善されることを見い出し、更には、
これらの効果を一層高めるために、Ｂリッチ相を除去す
るという従来技術では、予想すら困難であった新規技術
を見出すに至り、従来材より低いｉＨｃでも高温に於け
る不可逆減磁が極めて小さく、且つ同等以上の最大エネ
ルギー積を有する新規な永久磁石合金の提供を可能とし
た。即ち、従来技術ではもはや高い磁気特性が得られず
実用範囲外とされていたＢ含有量２原子％未満領域でも
実用に耐え得る良好な磁気特性を付与し得る新規な技術
を見出したことにより１画期的な不可逆減磁の改善に至
ったのである。

すなわち本発明によれば、Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｃ系合
金磁石（但しＲはＲ＝Ｒ，若しくはＲ＝Ｒ１＋Ｒ２であ
って、Ｒ１はＮｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｙ、Ｓｍより選
ばれる少なくとも１種，Ｒ２はＴｂ、　Ｄｙ、　Ｇｄ、
　Ｈｏ、　Ｅｒ。

Ｔｍ、Ｙｂより選ばれる少なくとも１種）において。

該合金中、前記の磁性結晶粒の各々が１粒界相で覆われ
ており、この粒界相は、１６重量％以下（０重量％を含
まず）のＣ１又は１６重量％以下（０重量％を含まず）
のＣ及び５０重量％以下（０重量％を含まず）のＲ２を
含むことを特徴とする不可逆減磁の小さい熱安定性に優
れたＲ　−Ｆ　ｅ−Ｃｏ−Ｂ　−Ｃ系永久磁石合金を提
供する。

ここで該磁性結晶粒は１粒径が好ましくは０．３〜１５
０μｍの範囲にあり、この粒径の各結晶粒を覆っている
粒界相の厚みは０．００１〜３０μｍの範囲である。

本発明磁石の好ましい組成（磁性結晶粒と粒界相の全体
の組成）は、原子百分比で、　Ｒ（ＲはＲ＝Ｒ，若しく
はＲ＝Ｒ，十Ｒｚであって、Ｒ９はＮｄＰｒ、Ｃｅ、Ｌ
ａ、Ｙ、Ｓｍより選ばれる少なくとも１種Ｒ２は、　　
”Ｔ’ｂ、　Ｄｙ、　Ｇｄ、　Ｈｏ、　Ｅｒ、　Ｔｍ、
　Ｙｂより選ばれる少なくとも１種）：１０〜３０％、
Ｒ２：Ｑ〜２０％ＣＯ：４０％以下（０原子％を含まず
）、Ｂ：２％未満（０原子％を含まず）、Ｃ：０％、残
部がＦｅ及び製造上不可避的な不純物からなる。

［作用］ 本発明合金において不可逆Ｋｍを小さくする効果はＢが
２％以上でも十分発揮されるものではあるが、特にＢが
２％未満と少ない場合には、不可逆減磁が顕著に良好と
なり、しかも磁気特性は従来材と同等以上である。

更にＲ２が無添加であっても、従来材に比べて不可逆減
磁は著しく小さくなるが、Ｒ２を０．０４〜２０原子％
含有せしめることにより、−層効果的に小さくできる。

本発明による永久磁石の特徴は、従来のように磁石の１
ｌｌｃを極めて高くしなくても、高温時の不可逆減磁が
小さいことであり１例えば、パーミアンス係数（Ｐｃ）
が３，１）Ｉｃが１３ｋＯｅの磁石を環境温度１６０°
Ｃで３０分放置した後、室温に戻した時、その不可逆減
磁率は一３％である。他方、同しくｐｃ３で１ｌｌｃ　
１９ｋＯｅの従来材を上記と同一の方法で測定した不可
逆減磁率が一８％であり、１ｌｌｃが十分高いにも拘ら
ず大きな劣化を示す。従ってこのような高温の環境下で
も本発明磁石の不可逆減磁特性は、従来材に比べて十分
低い１ｌｌｃでも極めて良好であり、この点でまったく
新規な永久磁石であるといえる。

なお、これら材料の（ＢＨ）ＩＩＩａｘの温度依存性を
後述の第２図に示すが２図から明らかのように。

上記同様、従来材に比べて本発明による永久磁石合金で
は高温時の特性劣化が少なく、この点においても熱安定
性に優れた新規な永久磁石であるといえる。但し該温度
依存性の評価は、不可逆減磁率とは異なり、設定加熱温
度における測定値を示す。

一方２本発明磁石の磁気特性については９等方性焼結磁
石では、Ｂｒ≧４０００（Ｇ）、　ｉＨｃ≧４０００　
（Ｏｅ）　。

（Ｂ　Ｈ）ｍａｙ≧４　（ＭＧＯｅ）、異方性焼結磁石
では、　　Ｂｒ≧７０００（Ｇ）　　ｉＨｃ≧４０００
（Ｏｅ）　、　（Ｂ　Ｈ）ｍａｙ≧１０（ＭＧＯｅ）で
あり、従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石と同等以上の（直
を有する。

このような新規な不可逆減磁特性は５本発明磁石を構成
している各磁性結晶粒の周囲を適切なＣ又はＣとＲ２含
有量をもつ非磁性相で覆ったことによって得られたもの
である。即ち１本発明者等は非磁性相である粒界相にＣ
（炭素）の所定量を含有せしめることにより、つまり酸
相の１６重量％以下がＣとなるように、好ましくは０．
０５〜１１１％の範囲になるように含有させることによ
り、この非磁性相をより均質にし、不可逆減磁特性を改
善できることを見い出した。更には酸相の５０重量％以
下、好ましくは００４〜５０重量％がＲ２となるように
酸相にＲ２を含有させることにより１−層効果的となる
ことを見出した。Ｒ２の含有は該粒界相の融点を高め９
例えば磁石合金が、焼結体であれば、焼結時の象、速な
液相焼結に伴う空隙等の発生又は粒界相の不均一分布を
抑制することができることがわかった。つまり、このよ
うｔζ井磁性相で各磁性結晶粒を被覆すれば、従来材と
同等のＢ含有量でも不可逆減磁を改善することができる
こと、更にはこのＣ含有粒界相の形成下、Ｂを２原子％
未渦に低減することにより、磁気、特性は従来の同等レ
ヘル以上でありながら不可逆ｉｄ　ｉｆｆが画期的に改
善され、更に、この非磁性粒界相に前記Ｒ２を共存させ
るとその効果は一層良好となることが明らかとなった。

〔発明の詳細な 説明磁石はＣ（炭素）の利用の仕方に大きな特徴がある
ので先ずこの点から説明する。

従来より、この種の磁石において一般にＣは不可避的に
混入する不純物元素とされており、特別のことがない限
り積極的に添加する合金元素とは扱われていなかった。

例えば前出特開昭５９−４６００８号公報では、ＣでＢ
の一部を置換することを開示するが、これは磁石中のＢ
の含有量を２〜２８原子％と規定し２原子％未溝のＢ量
では保磁力１１１ｃが１　ｋｏｅ未満になるので２原子
％のＢ量を必要とするが、Ｂの多量の含有ではコストが
高くなるのでコストダウンのメリットから、この場合に
はＢの一部をＣで置換することが可能であると述べられ
ているに過ぎない。更に特開昭５９−１６３８０３号公
報にはＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｃ系磁石が開示され、磁石
中のＢの含有量を２〜２８原子％、Ｃの含有量を４原子
％以下と規定し、ＢとＣの具体的な併用を開示している
が、Ｃの併用にも拘らずＢの含有量を２原子％以上を必
須とし、２原子％未満のＢｆｉでは上記特開昭５９−４
６００８号公報と同様にｉ　Ｉｆ　ｃが１　ｋｏｅ未満
となると説明されている。すなわち、該公報が指摘する
ように、Ｃは磁気特性を低下させる不純物であると把握
されており１例えば粉末の成形時に用いる滑剤等からの
Ｃの混入は不可避であり。

又、これを完全に取り除く操作はコストアンプを招くと
いう理由からハードフェライト磁石相当のＢ　ｒ　４０
００　Ｇまでなら、Ｃの含有量として４原子％以下を許
容できると提案するも゛のであり、Ｃは磁気特性につい
ては消極的な作用をもつものであり必ずしもＣを必須と
はしていない。またＣ含有の粒界相（非磁性相）の形成
、さらにはＣと前記Ｒ２含有の粒界相（非磁性相）の形
成についてはこれらの公報では全く示唆されていない。

さらに特開昭６２−１３３０４号公報ではＲ−Ｆｅ−Ｃ
。

Ｂ−Ｃ系磁石において、耐酸化性を改善するためにはＣ
量が多いと良くないと教示し５　ｃの含有量を０．０５
重量％（原子百分比で約０．３％）以下に抑制すること
を桿案じ、更に他の出願人による特開昭６３−７７１０
３号公報でも同し目的がらＣを１１００Ｏｐｐ以下にす
ることを提案している。このように従来においてＣは磁
気特性および耐酸化性について消極的元素とされており
、必須の添加元素とはされていなかった。

本発明者等は、ＣをＢの単なる置換元素とじて含有させ
るのではなく、磁性結晶粒を包囲する非磁性相（粒界）
中にＣを積極的に含有させるという添加の仕方をするな
らば、従来の常識に反してＣは磁石の不可逆減磁の改善
に太き（寄与できることを見い出したものであり、更に
はＣと共にＲ２をこの相に含有させることによって一層
これらの効果が有利に発現することを見出した。即ち、
このような非磁性相へのＣの含有によって、Ｂの含有量
が公知の通常範囲であっても従来に比べて低いｉＨｃで
不可逆減磁が改善されるのであるが、特に２原子％未満
のＢｉｌの場合にはその効果が更に著しいものになるこ
とがわかった。尚、従来ではＢの含有量が２原子％未満
ではｉＨｃが１　ｋＯｅ以下になるとされていたのであ
るが５本発明では２原子％未溝のＢ量であっても１ｌｌ
ｃは４　ｋＯｅ以上となる。このような本発明による新
規な効果は磁性結晶ねの各々を包囲するＣ又はＣ及びＲ
７含有粒界相の形成によってもたらされ、このことから
、これまでの磁気特性の低下及び耐酸化の劣化をもたら
していたＣを消極元素とする従来磁石とは全く異なり、
Ｃを必須とする新規な磁石の発明を完成することができ
た。

この場合、磁性結晶粒の各々を包囲するＣ又はＣ及びＲ
１含有粒界相は、Ｃ又はＣ及びＲ２以外に磁石を構成し
ている合金元素の少なくとも１種以上を含むものである
。このような不可逆Ｍｌの改善をもたらす粒界相の形成
は、磁石中における磁性結晶間に存在する粒界相にＣ又
はＣ及びＲ２を含有せしめることにより可能となる。

その理由については以下のように推察する。

該粒界相が上記磁性結晶粒を構成している合金元素の少
なくともＩｆ！Ｉ！以上を含むことは既に述べたが、こ
のうちＦｅ又はＣＯの遷移金属元素はαＦｅやＲ（Ｆｅ
、Ｃｏ）、等の軟質な磁性相の生成を招きやすく、これ
らの相が僅かに生成しても逆磁区様の発生及びその成長
を促進し、不可逆減磁の劣化をもたらす。これに対して
１本発明による永久磁石合金の粒界相では、不定比なＲ
−Ｆｅ−Ｃ。

Ｃ系の金属間化合物が生成していると推定され、これに
より上記不純物の生成が抑制されていると考えられる。

このことは、該粒界相が均質な非磁性相であるというこ
とであり、これにより逆磁区様の発生が抑制されると推
定される。又、一般にＲ２は磁性結晶粒の異方性磁界を
高め、　ｉＨｃを向上させる効果を有し、これにより不
可逆減磁は改善される。加えて、磁石合金が焼結体であ
れば、その焼結に際して粒界相が先ず液相となる。いわ
ゆる液相焼結の形をとるが、該粒界相におけるＲ２の共
存は粒界相の融点を高めることから、加熱に伴う象徴な
液相移動が緩和され、その結果、該粒界相が磁性結晶粒
子の周囲を比較的均一に覆い又空隙等の粒界相欠陥が抑
制されると推定される。

これによって上記同様に、被覆の欠陥等による逆磁区様
の発生及びその成長が抑制されると考えられる。

一方、Ｂを２原子％未満とすることにより、不可逆減磁
は著しく改善されるが、これは従来材では必ず存在する
Ｂリッチ相が抑制されたことによると推定される。

つまり、この場合も上記同様Ｂリッチ相が逆磁区発生点
となっていたと考えられる。尚、従来においてはＢを２
％未満にすると、α−Ｆｅの生成が容易となり磁気特性
の著しい劣化が生じると報告されているが９本発明によ
る永久磁石合金ではＣ含有粒界相によりα−Ｆｅの生成
が抑制され、従来材と同等以上の特性レベルが可能とな
る。

このように２本発明者等は個々の磁性結晶粒をＣ又はＣ
及びＲ２含有粒界相で被覆することにより、従来材に比
べて低いｉＨｃでも不可逆減磁を著しく改善せしめ、特
に高温での改善効果が太き（更にＢ含有量の低減により
一層その効果が著しくなることを見出し、公知の技術で
は困難であった熱安定性の良好な永久磁石を発明するに
至った。

このＣ又はＣ及びＲ２含有粒界相は前記のようにＣ又は
Ｃ及びＲ２以外に、磁石を構成している合金元素の少な
くとも１種以上を含んでいるが。

そのＣ含有量は粒界相組成において１６重量％以下（０
重量％を含まず）であることが必要である。

すなわち１粒界相中のＣは該粒界相を均質な非磁性相と
するだけでなく、Ｂの減少に伴うｉＨｃの低下を抑制す
る効果をもたらすことから、その含有量は粒界相の組成
において好ましくは０．０５〜１６重量％、更に好まし
くは０．１〜１６重量％重量須とする。Ｃの含有量が０
．０５重量％未満では粒界相を均質な非磁性相にするこ
とが不十分でｉ　ＩＩ　ｃが４　ＫＯｅ未満となること
もある。一方７粒界相中のＣ量が１６重量％を超えると
磁石のＢｒの低下が著しくもはや実用が困難となる。又
、該粒界相組成においてＲ２が０でも従来技術に比べて
不可逆減磁は改善され２本発明の前記目的が達成される
のであるが、好ましくは０．０４〜５０重量％の範囲の
共存においてより一層の効果がある。粒界相中のＲ２量
が５０重量％を超えると、不可逆減磁は更に改善される
ものの、Ｂｒの著しい低下を招く。

この粒界相については個々の磁性結晶粒を均一に被覆す
ることが重要であるが、その厚みは０．００１μｍ未満
ではｉ　ＩＩ　ｃの低下が著しく、又３ｏμｍを超える
とＢｒがもはや本発明で意図する値を満足しなくなるの
で０．００１μ１１〜３０μｍの範囲、好ましくはｏ、
ｏｏｓμｍ〜１５μｍの範囲とするのがよい。なおこの
厚みは粒界三重点も含むものである。この厚みはＴＥＭ
を用いて測定することができる　（後記の実施例でもこ
の測定によった） 一方、この粒界相で囲われる各磁性結晶自身は周知のＲ
−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−（Ｃ）系永久磁石と同様の組成であ
ってもよい。しかしＢが低量であっても本発明磁石の場
合には良好な磁気特性を発現できる。本発明の合金磁石
の組成（磁性結晶粒と粒界相とを併せた全体の組成）は
、好ましくは原子百分比でＲ：１０〜３０％、　　Ｒ，
、：　０〜２０％、Ｂ：２％未満（０原子％を含まず）
、Ｃｏ：４０％以下（０原子％を含まず）、Ｃ：０．１
〜２０％、残部Ｆｅ及び製造上不可避な不純物からなる
。更に好ましくは原子百分比で、Ｒ：１０〜３０％、　
　Ｒ、：　０．０４〜２０％Ｃｏ：４０％以下（０原子
％を含まず）、Ｂ：２％未満（Ｏ原子％を含まず）、Ｃ
：０．１〜２０％、残部：Ｆｅ及び製造上不可避的な不
純物からなる。

本発明において、磁石中の総Ｃ含有量は好ましくは０．
１〜２０原子％である。磁石中の総Ｃ含有量が２０原子
％を超えるとＢｒの低下が著しく１本発明で目的とする
等方性焼結磁石としてのＢｒ≧４ＫＧ、並びに異方性焼
結磁石としてのＢｒ≧７ＫＧの値を満足しなくなる。一
方、０．１原子％未満ではもはや不可逆減磁を改善する
ことが困難となる。

このように磁石中の総Ｃ含有量としては好ましくは０．
１〜２０原子％とするが、前述の粒界相中のＣは不可逆
Ｋ　’４１１を改善するだけでなく、Ｂの減少に伴うｉ
　Ｉｆ　ｃの低下を抑制する効果をもたらすことがら、
その含有量は粒界相の組成において１６重量％以下　（
０重量％は含まず）、好ましくはＯ，ＯＳ〜１６重量％
、更に好ましくは０．１〜１６重四％を必須とする。Ｃ
の原料としては、カーボンブラック、高純度カーボン又
はＮｄ−Ｃ，Ｆｅ−Ｃ等の合金を用いることができる。

Ｒは、Ｒ−Ｒ１若しくはＲ＝　Ｒ，十Ｒ１であって、こ
こでＲ６はＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｒ及び５Ｉ１１の
フち１種又は２種以上が用いられる。なお２種以」二の
混合物であるミツシュメタル、ジジム等も用いることが
できる。Ｒ１はＴｂ、　Ｄｙ、　Ｇｄ、　Ｈｏ、　Ｅｒ
。

Ｔ　ｍ及びｙｂのうち１種又は２種以上である。ここで
Ｒを好ましくは、　１０〜３ｏ原子％とするのは、この
範囲内ではＢｒが実用上非常に優れるためである。又Ｒ
２を０〜２ｏ原子％とするのは、Ｒ２は無添加でも従来
技術に比べて不可逆減磁は改善されるが、好ましくは０
．０４〜２０％でより一層の効果があり、他方２０原子
％を超えるとＢｒが著しく低下するためである。

Ｂとしては、純ボロン又はフェロボロンを用いることが
でき、その含有量は公知の範囲である２原子％以上でも
従来材に比べて不可逆減磁は改善され９本発明の前記目
的は達成されるのであるが好ましくはＢは２原子％未満
、更に好ましくは１．８原子％以下においてより一層の
効果がある。他方。

Ｂ無添加ではｉ　１１　ｃが極端に低下し本発明の目的
を達成できなくなる。フェロボロンとしてはＡＩ、Ｓｉ
等の不純物を含有するものでも用いることができる。

Ｃｏとしては、電解コバルト若しくはＮｄ−Ｃ。

Ｆｅ−Ｃｏ、Ｃｏ−Ｃ等の合金を用いることができ。

磁石中に含有する総Ｃ量（粒界相と磁性結晶粒のＣｏ量
を合計した値）は４０原子％以下（０原子％を含まず）
とする。このようにＣｏ量を限定する理由は、Ｃｏを含
有せしめることにより、キューリー点を高め、残留磁束
密度の温度係数を小さくする効果があり、一方総Ｃｏ１
ｊｌが４０原子％を超えると、Ｂｒや１ｌｌｃの磁気特
性の減少が著しくなって本発明の意図する永久磁石とは
ならないからである。

本発明の永久磁石合金は、前述のように厚みが０．００
１〜３０　／／　ｍ、好ましくは０．００１〜１５　、
Ｉ／　ｍの範囲のＣ含有粒界相で各々の磁性結晶粒が覆
われているものであるが、その磁性結晶粒の粒径は０．
３〜１５０μｍ、好ましくは０．５〜５０μｍの範囲に
ある。磁性結晶粒の粒径が０．３μｍ未満になるとＨｉ
ｅが４　ＫＯｅ未満となり、また１５０μｍを超えると
１１１０の低下が著しくなり１本発明磁石の特徴が損な
われる。なおこの結晶粒の粒径の測定はＳＥＭによって
、また組成分析はＥＰＭＡを用いて正確に行うことがで
きる　（後記実施例でもこれらの測定を行った）。

本発明の永久磁石を製造するには、該永久磁石合金が焼
結体の場合には、溶解・鋳造・粉砕・成形・焼結、若し
くは溶解・鋳造・粉砕・成形・焼結・熱処理の一連の工
程からなる従来同様の方法でも作製可能であるが、好ま
しくは上記製造プロセスにおいて、鋳造後に該鋳造合金
を熱処理する工程を導入するか、または粉砕時若しくは
粉砕後にＣ原料の一部若しくは全量を二次添加する工程
を導入すること、さらにはこの二つの工程を組合わせて
導入することによって、有利に製造することができる。

尚、Ｒ２の一部若しくは全量を二次添加してもよい。他
方、該永久磁石合金が鋳造合金である場合には、熱間塑
性加工法を用いることによって、前述の効果を発揮する
良好な本発明の永久磁石合金を作製することができる。

尚、このような本発明による永久磁石合金は熱安定性に
優れたものであるが、一方耐酸化性についても従来材に
比べて画期的に改善されていることから、従来のように
磁石の最外表面を耐酸化性の保護被覆で被覆しなくても
、磁石自身が極めて優れた耐酸化性を有するので、場合
によっては前記保護被覆の形成は不要となる。なお９本
発明による永久磁石合金から調整された合金粉末は、従
来材に比べて熱安定性および耐酸化性の良好なボンド磁
石を提供することができる。

このように本発明による永久磁石合金は、従来のものに
比べて熱安定性及び耐酸化性が著しく優れ１又、良好な
磁気特性を有することがら種々の磁石応用製品に好適に
用いられる。磁石応用製品としては１例えば次の製品が
挙げられる。

ＤＣブラシレスモーター、サーボモーター等の各種モー
ター；駆動用アクチュエーター、光学ピックアップ用Ｆ
／Ｔアクチュエーター等の各種アクチュエーター；スピ
ーカー、ヘッドホン、イヤホン等の各種音響機器；回転
センサー、磁気センサー等の各種センサーｉＭＲＩ等の
電磁石代替製品；リードリレー、有極リレー等の各種リ
レー；ブレーキ、クラッチ等の各種磁気カップリング；
ブザチャイム等の各種振動発振機；マグネットセパレー
ター、マグネットチャック等の各種吸着用機器；電磁開
閉器、マイクロスイッチ、ロッドレスエアーシリンダー
等の各種開閉制御機器；光アイソレータ−、クライスト
ロン、マグネトロン等の各種マイクロ波機器；マグネッ
ト発電器；健康器具、玩具等である。なお、このような
磁石応用製品は一例であり、これらに限定されるもので
はない。

また９本発明による永久磁石合金の特徴は熱安定性に優
れ、錆にくいことであり高い環境温度で使用しても、従
来材よりも特性の劣化は少なく。

又従来材のように磁石品の最外露出表面に耐酸化性保護
被膜を形成しなくても高い磁気特性を保持しながら該磁
石自身に優れた耐酸化性が付与されていることから、保
護被膜が不要となることはもとより３特殊な環境用とし
て保護被膜の必要が生じた場合でも、磁石内部がらの錆
の発生がないので、保護被膜を形成するさいの接着性が
良好であると共に、被膜の剥離や被膜厚みの変動による
寸法精度の問題等が解消され、熱安定性及び耐酸化性を
必要とする用途には最適な永久磁石を提供できる。

以下に実施例を挙げて本発明磁石の特性を明らかにする
。

〔実施例１〕 原料として純度９９．９％の電解鉄、純度９９．５％の
電解コバルト、ボロン含有ｔｔ１９．３２％のフェロポ
ロン合金、純度９９．５％のカーボンブラック及び純度
９８．５％（不純物として他の希土類金属を含有する）
のネオジウム金属を使用し１組成比（原子比）として１
８　Ｎ　ｄ−５９Ｆ　ｅ−１５Ｃｏ−Ｉ　Ｂ　−０，２
Ｃとなるように計量・配合し、真空中、高周波誘導炉で
熔解した後、水冷銅鋳型中に鋳込み９合金塊を得た。こ
のようにして得られた合金塊を６８０°Ｃで１５時間加
熱後、炉内放冷した。次いで該合金塊をショークラッシ
ャーで破砕した後、アルゴンガス中でスタンプミルを用
いて一１０Ｏｎ＋ｅｓｈまで粗砕した後１組成比（原子
比）が１８　Ｎ　ｄ−５９Ｆ　ｅ−１５Ｃｏ−Ｉ　Ｂ　
−Ｔ　Ｃとなるように、更に純度９９．５％のカーボン
ブラックを該粗砕物に添加し１次いで、振動ミルを用い
て平均粒子径５μｍまで粉砕した。このようにして得ら
れた合金粉末を１０　ＫＯｅの磁界中１　ｔｏｎ／ｃｍ
”の圧力で成形した後、アルゴンガス中１１２０’ＣＴ
：１時間保持した後、急、冷し、焼結体を得た。

なお、比較例１として、原料はカーボンブラックを除き
上記実施例１と同一とし、！１１成比が１８Ｎｄ６１　
Ｆ　ｅ−１５Ｃｏ−６Ｂとなるように計量・配合し１実
施例Ｉと同様に（但しカーボンブラックは無添加）溶解
後、粗砕、微粉砕、磁場成形し５次いで焼結急冷して焼
結体を得た。

このようにして得られた焼結体の不可逆ｉｌｌ率をフラ
ックスメーターを用いて次の手順で測定した。

（１）パーミアンス係数（Ｐ　ｃ）が３になるように形
状調整した上記焼結体試料を５０ＫＯｅで着磁後１室温
（２“５°Ｃ）でフラックスを測定する。この時のフラ
ックス値を八〇とする。

（２）ついで上記試料を所定の温度（ｔ”ｃ）で１２０
分間加熱処理した後、室温まで冷却し、再びフラックス
を測定する。この時のフラックス値をＡ、とする。

（３）不可逆減磁率の値を次の式で算出する。

は、上記（１）〜（３）の操作を繰り返す。上記測定法
に基づく焼結体の不可逆減磁率の評価として、加熱処理
温度４０，６０，８０，１００，１２０，１４０及び１
６０″ｃにおける測定値を第１図に、又１６０°Ｃにお
ける値を表１に示した。

第１図から明らかのように２本発明による実施例Ｉの焼
結体（Ｃ含有粒界相で各磁性結晶粒を被覆してなる焼結
体）では、比較例１　（Ｃ含有の粒界相を持たない焼結
体）に比較して室温（２５°Ｃ）における保磁力（ｉＨ
ｃ）が０．９ＫＯｅ低いにも拘らず。

高温時の不可逆減磁率が小さくなっている。例えば実施
例１の焼結体の１６０°Ｃにおける不可逆ｆＩＩｉ磁率
は−１６，８％であるのに対して、比較例１のものでは
−２８，２％と本発明の実施例１に比べて１１．４％も
劣化している。

一方、熱安定性の別の評価として、上記焼結体の所定加
熱温度における最大エネルギー積（Ｂ　Ｈ）ｗａｘの温
度依存性を評価した。

該評価は不可逆ｉ％３ｉｉｆｉ率とは異なり、所定温度
の加熱状態にある焼結体をＶＳＭにより測定する方法で
あるが、その評価として加熱処理温度を２５（室温）、
９０，１４０及び１６０°Ｃとした場合の（ＢＨ）＋ａ
ｘを第２図に示した。

第２図から明らかなように、この場合も本発明による実
施例１の焼結体では比較例１に比べて室温（２５°Ｃ）
における（ＢＨ）＋ｗａｘが１．７（ＭＧＯｅ）低いに
も拘らず、高温時の（ＢＨ）ａｗａｙは高＜、１６０’
Ｃでの値は１６．１　（ＭＧＯｅ）であるのに対して、
比較例１では１０．９　（ＭＧＯｅ）であり１本発明の
実施例１に比べると５．２（ＭＧＯｅ）劣化している。

また、実施例１の焼結体の粒界相におけるＣ含有量をＥ
ＰＭＡを用いて測定した結果は４．３重量％であった。

更に磁性結晶粒の粒径を焼結組織のＳＩＥＭによる観察
から１００個を測定したところ、その範囲は１．１〜３
４μ−であった、一方、　ＴＥＭにより測定した粒界相
の厚みは０．０１５〜５．９μ−であった、これらの値
を表１に示した。又室温（２５℃）における磁気特性と
して、　ＶＳＭを用いて測定したＢｒ＋ＩＨｃ及び（Ｂ
Ｈ）ｗａｘＯ値も表１に示した。

このように１本発明による永久磁石合金は比較例１のも
のに比べてｉＨｃが低いにも拘らず熱安定性に優れてい
ることが明らかである。

なお、上記焼結体の耐酸化性の評価（耐候性試験）とし
て、温度６０℃、湿度９０％の恒温・恒温下で６ケ月間
（５０４０時間）放置した時のＢｒ、　Ｈｌｃの減少率
を測定したところ、Ｂｒニー０．２５％、ｉＨｃニー０
．１１％と極めて小さく、また外観観察では錆がほとん
ど認められず、耐酸化性が著しく向上していることが明
らかになった。これに対して比較例Ｉの焼結体ではわず
か１ケ月（７２０時間）後の減少率がＢｒ：　−７，８
％、　ｒＨｃ：　　２．４％となり、これ以上の放置時
間では、原形を留めないほど錆が激しく測定不能であっ
た。

このように本発明による永久磁石合金は比較例１のもの
に比べて耐酸化性にも優れているこ止がわかる。

〔実施例２〜５〕 カーボン量が２表１に示す組成比になるように。

カーボンブランクを微粉砕時に連添した以外は実施例１
と同様の操作を行い焼結体を得た。尚実施例２は熔解時
にカーボンブラックを添加せず微粉砕時の添加のみであ
る。

更に、比較例２として１８　Ｎ　ｄ−６４Ｆ　（＋−１
５Ｃｏ−３Ｂまた比較例３として１８Ｎｄ−６６Ｆｅ−
１５Ｃｏ−ＩＢとなるように計量・配合した後、比較例
１と同様な操作を行い焼結体を得た。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆減磁率９粒界相におけるｃｌ、磁性結晶粒径２粒界
相の厚み及び磁気特性を実施例１と同一の方法で評価し
、その結果を表１に示した。又１６０°Ｃにおける不可
逆減磁率と室温に於ける１１１ｃとの関係を第３図に示
した。図中−ム−のラインが本発明による実施例であり
、−〇−のラインが比較例（但し比較例３を除く）であ
る。

図から明らかなように１本発明に従う合金組成（原子百
分率）並びに粒界相の要件を備えた焼結体ハ、いずれも
比較例２のものに比べて１ｆ（ｃが低いにも拘らず、不
可逆減磁率が小さいことがわかる。

なお、比較例３では粒界相中にＣが含有されておらず、
磁気特性は低い値となった。

〔実施例６〜１０〕 原料の溶解時に８表２に示すネオジウム（Ｎｄ）及びジ
スプロニウム（Ｄｙ）ｉｔになるように計量・配合し、
更にはカーボン量も同じく表２に示す組成比になるよう
にカーボンブラックを微粉砕時に追撚した以外は全て実
施例１と同一の操作を行って焼結体を得た。なお、実施
例６は溶解時にカーボンブラックを添加せず、微粉砕時
の添加のみである。

更に、比較例４として１７．５　Ｎ　ｄ−０，５Ｄ　ｙ
−６１Ｆ　ｅ１５Ｃｏ−６Ｂ、比較例５として１７．５
　Ｎ　ｄ−０，５Ｄ　ｙ−６６Ｆ　ｅ１５Ｃｏ−ＩＢ、
又比較例６として１７．５　Ｎ　ｄ−０，５Ｄ　ｙ５８
Ｆｅ−１５Ｃｏ−ＩＢ−２３Ｃとなるように計量・配合
した後、比較例１と同様な操作を行い焼結体を得た。

尚、ジスプロニウム（Ｄｙ）の原料としては、純度９７
％（不純物として、他の希土類を含有する）のジスプロ
ニウム金属を用いた。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆ｆＩｉ磁率磁率１相界相けるＣ量及びＤｙ量。

磁性結晶粒径１粒界相の厚み及び磁気特性を、実施例１
と同一の方法で評価し、その結果を表２に示した。

又、１６０°Ｃにおける不可逆減磁率と室温におけるｉ
Ｈｃとの関係を第３図に示した９図中−・−のラインが
本発明による実施例であり、−〇−のラインが比較例（
但し比較例５．６を除く）である。

図から明らかのように２本発明に従う合金組成（原子百
分率）並びに粒界相の要件を備えた焼結体は、いずれも
比較例４のものに比べて、　ｉＨｃが低いにも拘らず不
可逆減磁率が小さいことがわかる。特に図中−ム−で示
すＲ２無添加ラインに比べて不可逆減磁率が小さくなっ
ている。

なお、上記焼結体の（１３）１）＋ｌ１ａｘの温度依存
性を実施例１と同一の方法で評価し、その結果を第２図
に示した。第２図から明らかのように１本発明による実
施例日の焼結体では、比較例４に比べて室温における（
ＢＨ）ｗａｘが、はぼ同等であるにも拘らず、高温時の
（ＢＨ）ｗａｘは高＜、１６０℃での値は２１　、７　
（ＭＧＯｅ）であるのに対して、比較例４では１２．０
（ＭＧＯｅ）と著しく劣化している。

このように本発明による永久磁石合金は、比較例４の公
知なものに比べてｉＨｃが低いにも拘らず熱安定性に著
しく優れ、又室温における磁石特性も同等レベルにある
ことがわかる。

又、比較例５では粒界相中にＣが含有されていないので
、［気持性は低い値となった。一方比較例６では粒界相
中のＣ含有量が過大なためにＢｒ値が低くなっている。

なお、上記実施例８で得られた焼結体の耐酸化性の評価
として、実施例１と同一の方法で評価したところＢｒ及
びＨｌｃの減少率が、　　Ｂｒ　；　−０，２２％。

ｉＨｃ　；−０，０９％と極めて小さく、外観観察でも
錆がほとんど認められず、耐酸化性が著しく向上してい
ることが明らかになった。これに対して比較例４の焼結
体では、１か月収上放置すると原形を留めないほど鯖が
激しく測定不能であった。

このように本発明による永久磁石合金は比較例４のもの
に比べて耐酸化性にも優れていることがわかる。

〔実施例１１〜１５］ 原料の溶解時に表３に示すボロン（Ｂ）量になるように
計量・配合し、更にはカーボン量も同しく表３に示す組
成比になるようにカーボンブランクを微粉砕時に全量添
加した以外は、全て実施例１と同様の操作を行って焼結
体を得た。

尚、比較例７はボロン（Ｂ）量をＯ原子％とした例であ
り、ボロンを配合しなかった以外は上記と同様な操作を
行い焼結体を得たものである。

このようにして得られた焼結体の１６０“Ｃにおける不
可逆減磁率５粒界相におけるＣ量、磁性結晶粒径９粒界
相の厚み及び磁気特性を実施例１と同一の方法で評価し
、その結果を表３に示した。

又、　１６０’Ｃにおける不可逆減磁率と室温における
１ｌｌｃとの関係を第３図に示した。図中−ムマーのラ
インが本発明による実施例であり、このうち−ム−のラ
インはボロン含有量Ｂ＜２．０原子％、他方−マーのラ
インはボロン含有量Ｂ≧２０原子％に対応している。な
お、比較例７のボロン無添加では（ＢＨ）ｗａｘは０で
あった。

図に見られるように９本発明に従う合金組成並びに粒界
相の要件を備えた焼結体は、比較例（但し、比較例７を
除く）のラインー〇−と比べていずれの場合もｉＨｃが
低いにも拘らず不可逆減磁率が小さいことがわかる。特
にボロン含有ＮＢ〈２．０原子％では、Ｂ≧２．０原子
％よりも不可逆減磁率は小さくなっている。

〔実施例１６〜１９〕 原料の溶解時に表４に示すネオジウム（Ｎｄ）。

ジスプロニウム　（Ｄｙ）及びボロン（Ｂ）Ｉになるよ
うに計量・配合した以外は、全て実施例１と同様の操作
を行い焼結体を得た。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆減磁率１粒界相におけるｃｌ及びＤｙ量。

磁性結晶粒径１粒界相の厚み及び磁気特性を実施例１と
同一の方法で評価し、その結果を表４に示した。

又、１６０°Ｃにおける不可逆減磁率と室温におけるｉ
　ｔｌ　ｃとの関係を第３図に示した０図中−・−−◎
−のラインが本発明による実施例であり、このうち−・
−のラインはボロン含有ＩＢ＜２．０原子％５−◎−の
ラインはポロン含有ｉ１Ｂ≧２．０原子％に対応してい
る。

図に見られるように２本発明に従う合金組成並びに粒界
相の要件を備えた焼結体は、比較例のラインー〇−のも
のと比べると、いずれの場合もｉＨｃが低いにも拘らず
不可逆減磁率が小さいことがわかる。この不可逆減磁率
の改善効果は、Ｂ−３原子％の実施例１８．及びＢ＝５
原子％の実施例１９でも十分大きいが、特に２原子％未
溝において顕著である。

〔実施例２０〜２５〕 原料の溶解時に表５に示すネオジウム（Ｎｄ）及びジス
プロニウム（Ｄｙ）量になるように計量・配合した以外
は、全て実施例１と同様の操作を行い焼結体を得た。

更に、比較例８〜１０として、原料の溶解時に表５に示
すネオジウム（Ｎｄ）及びジスプロニウム（Ｄｙ）ｆｆ
ｉになるように計量・配合した以外は、全て比較例１と
同様の操作を行い焼結体を得た。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆減磁率８粒界相におけるＣ量およびＤｙ量、磁性結
晶粒径３粒界相の厚み及び磁気特性を実施例１と同一の
方法で評価し、その結果を表５に示した。

また　１６０°Ｃにおける不可逆減磁率と室温における
ｉＨｃとの関係を第３図に示した。図中、−・のライン
が本発明による実施例であり、−〇−のラインが比較例
である。

図から明らかなように１本発明に従う合金組成（原子百
分率）並びに粒界相の要件を備えた焼結体は、いずれも
比較例８〜１０のものに比べてｉＨｃが低いにも拘らず
不可逆減磁率が小さいことがわかる。

更に、実施例２１及び比較例１０の焼結体の不可逆減磁
率として、加熱処理温度４０．６０．８０．１２０．１
４０及び１６０°Ｃにおける測定値を第１図に示した。

第１図から明らかなように１本発明による実施例２１の
焼結体では、比較例１０に比較して、室温におけるｉ　
ＩＩ　ｃが５．４ｋＯｅ低いにも拘らず各所定温度にお
ける不可逆減磁率は全て小さく、又加熱処理温度が高温
になっても、その劣化は僅かである。一方、比較例では
著しい劣化を示す。即ち、１６０’ｃにおける不可逆減
磁率が実施例２１で−１，８％であるのに対して、比較
例１０では−１１，９％と本発明に比べて１０．１％も
劣化している。

このように本発明による永久磁石合金は、比較例のもの
に比べてｉＨｃが低いにも拘らず熱安定性に優れており
、又磁石特性も同等以上であることがわかる。

〔実施例２６〜３３） 原料の熔解時に９表６に示すネオジウム（Ｎｄ）ジスプ
ロニウム（Ｄｙ）及びコバルト（Ｃｏ）Ｉになるように
計量・配合した以外は、全て実°施例１と同様の操作を
行い焼結体を得た。

このようにして得られた焼結体の１６０″Ｃにおける不
可逆減磁率１粒界相におけるＣ量およびＤｙ量、磁性結
晶粒径９粒界相の厚み及び磁気特性を実施例１と同一の
方法で評価し、その結果を表６に示した。

また、１６０°Ｃにおける不可逆減磁率と室温における
ｉＨｃとの関係を第３図に示した。図中、−・のライン
が本発明による実施例であり、−〇−のラインが比較例
である。

図から明らかなように９本発明に従う合金組成並びに粒
界相の要件を備えた焼結体は５いずれも比較例のものに
比べて、　ｉＨｃが低いにも拘らず不可逆ｌ１ｆｆ率が
小さいことがわかる。

〔実施例３４〜４３］ 原料の熔解時にネオジウム（Ｎｄ）に換えて表７に示す
希土類元素を添加し、又ボロン（Ｂ）量が表７に示す組
成比になるようにした以外は、全て実施例１と同様の操
作を行い焼結体を得た。

尚、実施例３４〜３７は、熔解時にカーボンブランクを
添加せず微粉砕時の添加のみである。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆減磁率５粒界相におけるｃｌおよびＤｙ量、磁性結
晶粒径１　粒界相の厚み及び磁気特性を実施例１と同一
の方法で評価し、その結果を表７に示した。

また、１６０°Ｃにおける不可逆減磁率と室温における
ｉ　Ｉｆ　ｃとの関係を第３図に示した。図中、−・の
ラインが本発明による実施例であり、−〇−のラインが
比較例である。

図から明らかなように２本発明に従う合金組成並びに粒
界相の要件を備えた焼結体は、いずれも比較例の公知な
ものに比べて、　ｉＨｃが低いにも拘らず不可逆減磁率
が小さいことがわかる。

〔実施例４４〕 原料の溶解時に表８に示すネオジウム（Ｎｄ）及びジス
プロニウム（Ｄ　ｙ）　量になるように計量・配合し、
更には合金微粉末を％［項中で成形した以外は、全て実
施例１と同様の操作を行い焼結体を得た。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆減磁率１粒界相におけるＣ量およびＤｙ量、磁性結
晶粒径１粒界相の厚み及び磁気特性を実施例１と同一の
方法で評価し、その結果を表８に示した。

また、１６０”Ｃにおける不可逆減磁率と室温における
１ｌｌｃとの関係を第３図に示した。図中、−・のライ
ンが本発明による実施例であり、−〇−のラインが比較
例である。

図から明らかなように１本発明に従う合金組成並びに粒
界相の要件を備えた焼結体は、いずれも比較例の公知な
ものに比べて、　ｉＨｃが低いにも拘らず不可逆減磁率
が小さいことがわかる。

〔実施例４５〜４８〕 原料の溶解時に表８に示す名オジウム（Ｎｄ）及びジス
プロニウム（Ｄｙ）ｆｆｉになるように計量・配合し、
またカーボン量が表８に示す組成比となるようにした以
外は、全て実施例１と同様の操作を行い焼結体を得た。

なお、実施例４５．４７は熔解時にカーボンブラ・７り
を添加せず微粉砕時の添加のみである。

このようにして得られた焼結体の１６０°Ｃにおける不
可逆減磁率１粒界相におけるＣ量およびＤｙ量、ｍ性結
晶粒径９粒界相の厚み及び磁気特性を実施例１と同一の
方法で評価し、その結果を表８に示した。

また、１６０°Ｃにおける不可逆減磁率と室温における
Ｈｌｃとの関係を第３図に示した。図中、−・−及び−
ム−のラインが本発明による実施例であり○−のライン
が比較例である。

図から明らかなように９本発明に従う合金組成並びに粒
界相の要件を備えた焼結体は、いずれも比較例の公知な
ものに比べて、　Ｈｌｃが低いにも拘らず不可逆減磁率
が小さいことがわかる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｃ又はＣ及びＤｙ含有粒界相で各磁性結晶粒
を被覆してなる本発明の焼結体磁石（実施例１．２１）
　　の４０．６０，８０，１００，１２０，１４０及び
１６０°Ｃにおける不可逆減磁率の変化を３該粒界相を
もたない比較例（１，１０）のものと対比して示した図
。 第２図は３本発明の焼結体磁石（実施例１，８）の室ａ
（２５°Ｃ”）　及ヒ９０．１４０．１６０°Ｃに加熱
状態で測定した（ＢＨ）ｍａｘの変化を比較例（１，４
）のものと対比して示した図 第３図は１本発明の焼結体磁石の不可逆減磁率と室温（
２５°Ｃ）におけるｉＨｃとき関係を比較例のものと対
比して示した図である。

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｃ系合金磁石（但し，Ｒは
   Ｒ＝Ｒ＿１若しくはＲ＝Ｒ＿１＋Ｒ＿２であって，Ｒ＿
   １はＮｄ，Ｐｒ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｙ，Ｓｍより選ばれる少
   なくとも１種，Ｒ＿２はＴｂ，Ｄｙ，Ｇｄ，Ｈｏ，Ｅｒ
   ，Ｔｍ，Ｙｂより選ばれる少なくとも１種）において，
   該合金の磁性結晶粒の各々が，１６重量％以下（０重量
   ％を含まず）のＣを含む粒界相で覆われていることを特
   徴とする不可逆減磁の小さい熱安定性に優れた永久磁石
   合金。
2. （２）粒界相は１６重量％以下（０重量％を含まず）の
   Ｃと５０重量％以下（０重量％を含まず）のＲ＿２を含
   む請求項１に記載の永久磁石合金。
3. （３）磁性結晶粒は，粒径が０．３〜１５０μｍの範囲
   にあり，粒界相の厚みが０．００１〜３０μｍの範囲に
   ある請求項１又は２に記載の永久磁石合金。
4. （４）粒界相の０．０５〜１６重量％がＣである請求項
   １，２又は３に記載の永久磁石合金。
5. （５）粒界相の０．０５〜１６重量％がＣであり，粒界
   相の０．０４〜５０重量％がＲ＿２である請求項２又は
   ３に記載の永久磁石合金。
6. （６）該磁性合金の組成（磁性結晶粒と粒界相とを併せ
   た全体の組成）が原子百分比で，Ｒ：１０〜３０％，Ｒ
   ＿２：０〜２０％，Ｂ：２％未満（０原子％を含まず）
   ，Ｃ：０．１〜２０％，Ｃｏ：４０％以下（０原子％を
   含まず），残部がＦｅ及び製造上不可避的な不純物から
   なる請求項１，２，３，４又は５に記載の永久磁石合金
   。
7. （７）該磁性合金の組成（磁性結晶粒と粒界相とを併せ
   た全体の組成）が，原子百分比で，Ｒ：１０〜３０％，
   Ｒ＿２：０．０４〜２０％，Ｂ：２％未満（０原子％を
   含まず），Ｃ：０．１〜２０％，Ｃｏ：４０％以下（０
   原子％を含まず），残部がＦｅ及び製造上不可避的な不
   純物からなる請求項１，２，３，４又は５に記載の永久
   磁石合金。