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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B1)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2022-12-09
(45)【発行日】2022-12-19
(54)【発明の名称】永久磁石及びデバイス
(51)【国際特許分類】
H01F 1/055 20060101AFI20221212BHJP
B22F 3/00 20210101ALI20221212BHJP
C22C 19/07 20060101ALI20221212BHJP
C22C 30/00 20060101ALI20221212BHJP
C22C 38/00 20060101ALI20221212BHJP
【ＦＩ】
H01F1/055 170
B22F3/00 F
C22C19/07 D
C22C30/00
C22C38/00 303D
【請求項の数】
4
(21)【出願番号】P 2021159333
(22)【出願日】2021-09-29
【審査請求日】2022-06-15
【早期審査対象出願】
(73)【特許権者】
【識別番号】000134257
【氏名又は名称】株式会社トーキン
(74)【代理人】
【識別番号】100103894
【弁理士】
【氏名又は名称】家入 健
(72)【発明者】
【氏名】町田 浩明
(72)【発明者】
【氏名】藤原 照彦
(72)【発明者】
【氏名】幕田 裕和
【審査官】後藤 嘉宏
(56)【参考文献】
【文献】特開２０２１－１２５５９３（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１５／１４０８２９（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開平０８－０３１６２６（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１６／０８４１１８（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１４－１９２１９３（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｈ０１Ｆ １／０５５
Ｂ２２Ｆ ３／００
Ｃ２２Ｃ １９／０７
Ｃ２２Ｃ ３０／００
Ｃ２２Ｃ ３８／００
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量百分率組成で、Ｒ：２３～２７％（Ｒは少なくともＳｍを含む希土類元素）、Ｆｅ：２２～２７％、Ｍｎ：０．０１～２．５％を含み、残部がＣｏ及び不可避不純物からなる組成を有する焼結体であって、複数の結晶粒と粒界部を有し、当該結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）が１００μｍ以上であり、且つ、結晶粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）が０．６０以下である、永久磁石。
【請求項2】
質量百分率組成で、更に、Ｃｕ：４．０～５．０％、Ｚｒ：１．７～２．５％を含有する、請求項１に記載の永久磁石。
【請求項3】
焼結体密度≧８．２５ｇ／ｃｍ３、残留磁束密度（Ｂｒ）≧１．１６Ｔ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ≧２６０ｋＪ／ｍ３、保磁力をＨｃｊとし、残留磁束密度（Ｂｒ）の９０％を示すときの逆磁界の大きさをＨｋとしたとき、角形比（Ｈｋ／Ｈｃｊ）≧６５％であり、残留磁束密度（Ｂｒ）の温度係数をα、前記保磁力（Ｈｃｊ）の温度係数をβとしたとき、２５～２００℃の温度範囲においてα≦０．０５０％／Ｋ、且つ、β≦０．３５％／Ｋである、請求項１又は２に記載の永久磁石。
【請求項4】
請求項１～３のいずれか一項に記載の永久磁石を有する、デバイス。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は永久磁石及びデバイスに関する。
【背景技術】
【0002】
永久磁石の一つとしてサマリウムコバルト磁石等の希土類コバルト永久磁石が知られている。希土類コバルト永久磁石は、磁気特性向上など、種々の観点から、例えばＦｅ、Ｃｕ、Ｚｒ等を添加したものが検討されている。
【0003】
例えば特許文献１～３には、希土類元素と、Ｆｅと、Ｃｕと、Ｃｏと、Ｚｒ、Ｔｉ及びＨｆより選択される１種以上の元素を特定量含み、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶相を含む主相からなる結晶粒と、前記結晶粒の結晶粒界とを有する組織とを備える特定の永久磁石が開示されている。
サマリウムコバルト磁石においては、更なる保磁力の向上と、良好な角形性が求められている。
サマリウムコバルト磁石においては、更なる保磁力の向上と、良好な角形性が求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【文献】特開２０１８－１００４５０号公報
【文献】国際公開第２０１６／１５１６２１号
【文献】特開２０１７－１６８８２７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
本発明の課題は、磁気特性の優れた永久磁石、及び、当該永久磁石を備えるデバイスを提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0006】
本発明にかかる永久磁石は、質量百分率組成で、Ｒ：２３～２７％（Ｒは少なくともＳｍを含む希土類元素）、Ｆｅ：２２～２７％、Ｍｎ：０．０１～２．５％を含み、残部がＣｏ及び不可避不純物からなる組成を有する焼結体であって、
複数の結晶粒と粒界部を有し、当該結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）が１００μｍ以上であり、且つ、結晶粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）が０．６０以下である。
複数の結晶粒と粒界部を有し、当該結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）が１００μｍ以上であり、且つ、結晶粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）が０．６０以下である。
【0007】
上記永久磁石の一実施形態は、質量百分率組成で、更に、Ｃｕ：４．０～５．０％、Ｚｒ：１．７～２．５％を含有する。
【0008】
上記永久磁石の一実施形態は、焼結体密度≧８．２５ｇ／ｃｍ３、残留磁束密度（Ｂｒ）≧１．１６Ｔ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ≧２６０ｋＪ／ｍ３、保磁力をＨｃｊとし、残留磁束密度（Ｂｒ）の９０％を示すときの逆磁界の大きさをＨｋとしたとき、角形比（Ｈｋ／Ｈｃｊ）≧６５％であり、
残留磁束密度（Ｂｒ）の温度係数をα、前記保磁力（Ｈｃｊ）の温度係数をβとしたとき、２５～２００℃の温度範囲においてα≦０．０５０％／Ｋ、且つ、β≦０．３５％／Ｋである。
残留磁束密度（Ｂｒ）の温度係数をα、前記保磁力（Ｈｃｊ）の温度係数をβとしたとき、２５～２００℃の温度範囲においてα≦０．０５０％／Ｋ、且つ、β≦０．３５％／Ｋである。
【0009】
また本発明にかかるデバイスは、上記永久磁石を有することを特徴とする。
【発明の効果】
【0010】
本発明の課題は、磁気特性の優れた永久磁石、及び、当該永久磁石を備えるデバイスが提供される。
【図面の簡単な説明】
【0011】
【図1】本永久磁石の研磨面の一例を示す光学顕微鏡像である。
【発明を実施するための形態】
【0012】
以下、本発明に係る永久磁石及びデバイスについて説明する。
なお、数値範囲を示す「～」は特に断りがない限り、その下限値及び上限値を含むものとする。
なお、数値範囲を示す「～」は特に断りがない限り、その下限値及び上限値を含むものとする。
【0013】
［永久磁石］
本発明に係る永久磁石は、質量百分率組成で、Ｒ：２３～２７％（Ｒは少なくともＳｍを含む希土類元素）、Ｆｅ：２２～２７％、Ｍｎ：０．０１～２．５％を含み、残部がＣｏ及び不可避不純物からなる組成を有する焼結体であって、
複数の結晶粒と粒界部を有し、当該結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）が１００μｍ以上であり、且つ、結晶粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）が０．６０以下であることを特徴とする。
本発明に係る永久磁石は、質量百分率組成で、Ｒ：２３～２７％（Ｒは少なくともＳｍを含む希土類元素）、Ｆｅ：２２～２７％、Ｍｎ：０．０１～２．５％を含み、残部がＣｏ及び不可避不純物からなる組成を有する焼結体であって、
複数の結晶粒と粒界部を有し、当該結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）が１００μｍ以上であり、且つ、結晶粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）が０．６０以下であることを特徴とする。
【0014】
本永久磁石は、上記特定の組成を有する焼結体であり、図１の例に示されるように、Ｔｈ２Ｚｎ１７型構造の結晶相を主相とする結晶粒１と、結晶粒１の境界となる粒界部２を有する永久磁石である。本永久磁石に逆磁界を印加すると、粒界部２から逆磁区が発生する。
本永久磁石は、結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）が１００μｍ以上であるため、焼結体内の粒界部２の数を減らすことができる。また、当該結晶粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）が０．６０以下であるため、結晶粒１の粒径が比較的均一に揃い、小さい結晶粒（すなわち粒界部が密）となる部分が少なくなる。これらの結果、本永久磁石は逆磁区の発生が抑制され、角形性が良好で、特に大きな逆磁界（例えば１０ｋＯｅ以上）がかかっても高い残留磁化が得られるという特徴を有する。
なお、Ｍｎを０．０１～２．５％含む上記特定の組成を有する原料を後述の方法で処理することで、結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）が１００μｍ以上であり、且つ、結晶粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）が０．６以下の永久磁石を製造することができる。
本永久磁石は、結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）が１００μｍ以上であるため、焼結体内の粒界部２の数を減らすことができる。また、当該結晶粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）が０．６０以下であるため、結晶粒１の粒径が比較的均一に揃い、小さい結晶粒（すなわち粒界部が密）となる部分が少なくなる。これらの結果、本永久磁石は逆磁区の発生が抑制され、角形性が良好で、特に大きな逆磁界（例えば１０ｋＯｅ以上）がかかっても高い残留磁化が得られるという特徴を有する。
なお、Ｍｎを０．０１～２．５％含む上記特定の組成を有する原料を後述の方法で処理することで、結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）が１００μｍ以上であり、且つ、結晶粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）が０．６以下の永久磁石を製造することができる。
【0015】
本永久磁石の結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）と変動係数（Ｃ．Ｖ．）の測定方法について説明する。
まず測定対象となる永久磁石をまず耐水研磨紙で研磨する。耐水研磨紙は始め目の粗いものを使用し、徐々に細かいものに切り替える。耐水研磨紙での研磨後、バフ研磨機等を使用して鏡面研磨する。鏡面研磨後の永久磁石は、酸溶媒に含侵してエッチングする。このとき粒界部２が結晶粒１部分より速く腐食されるため、粒界がはっきりと現れ、一つ一つの結晶粒を明瞭に観察することができる。次いで純水等で洗浄して乾燥する。得られた永久磁石の処理面を光学顕微鏡で観察することで結晶粒が確認できる。
本発明において結晶粒の粒径は、最大フェレー（Ｆｅｒｅｔ）径を用いるものとする。フェレー径は結晶粒を挟む２本の平行線間の距離で定義され、本発明においては、その最大値を結晶粒の粒径とする。なお結晶粒の粒径は画像処理ソフトを用いるとより正確に把握することができる。
測定面積５００μｍ×５００μｍとして、当該面内に存在する結晶粒の粒径を求め、これらの値から、平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）と変動係数（Ｃ．Ｖ．）を算出する。
平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）は１００μｍ以上であればよく、中でも１２０μｍ以上が好ましい。一方、上限は特に限定されないが、通常は１０００μｍ以下であり、５００μｍ以下が好ましい。
また、変動係数（Ｃ．Ｖ．）は０．６以下であればよく、中でも０．５以下が好ましい。
まず測定対象となる永久磁石をまず耐水研磨紙で研磨する。耐水研磨紙は始め目の粗いものを使用し、徐々に細かいものに切り替える。耐水研磨紙での研磨後、バフ研磨機等を使用して鏡面研磨する。鏡面研磨後の永久磁石は、酸溶媒に含侵してエッチングする。このとき粒界部２が結晶粒１部分より速く腐食されるため、粒界がはっきりと現れ、一つ一つの結晶粒を明瞭に観察することができる。次いで純水等で洗浄して乾燥する。得られた永久磁石の処理面を光学顕微鏡で観察することで結晶粒が確認できる。
本発明において結晶粒の粒径は、最大フェレー（Ｆｅｒｅｔ）径を用いるものとする。フェレー径は結晶粒を挟む２本の平行線間の距離で定義され、本発明においては、その最大値を結晶粒の粒径とする。なお結晶粒の粒径は画像処理ソフトを用いるとより正確に把握することができる。
測定面積５００μｍ×５００μｍとして、当該面内に存在する結晶粒の粒径を求め、これらの値から、平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）と変動係数（Ｃ．Ｖ．）を算出する。
平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）は１００μｍ以上であればよく、中でも１２０μｍ以上が好ましい。一方、上限は特に限定されないが、通常は１０００μｍ以下であり、５００μｍ以下が好ましい。
また、変動係数（Ｃ．Ｖ．）は０．６以下であればよく、中でも０．５以下が好ましい。
【0016】
本永久磁石の組成は、質量百分率組成で、Ｒ：２３～２７％（Ｒは少なくともＳｍを含む希土類元素）、Ｆｅ：２２～２７％、Ｍｎ：０．０１～２．５％を含み、残部がＣｏ及び不可避不純物からなる組成を有する。本永久磁石は、このような組成を有し、後述する製造方法と組み合わせることにより、比較的大きな粒径で、粒径のそろった結晶粒を有する焼結体が得られやすく、磁気特性に優れた永久磁石を得ることができる。
【0017】
本実施形態において、希土類元素Ｒとは、Ｓｃ、Ｙ、及びランタノイド（原子番号５７～７１の元素）の総称である。本永久磁石は、希土類元素Ｒとして少なくともＳｍを含む。希土類元素ＲはＳｍのみ単独で用いてもよく、Ｓｍと、１種又は２種以上の他の希土類元素との組み合わせであってもよい。他の希土類元素としては、磁気特性の観点から、中でもＰｒ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａが好ましい。また、磁気特性の観点から、希土類元素Ｒ全体に対してＳｍは８０質量％以上が好ましく、９０質量％以上がより好ましく、９５質量％以上が更に好ましい。
本永久磁石中、質量百分率で希土類元素Ｒは２３～２７％含有する。上記割合で含有することにより、磁気異方性が高く、且つ、高い保磁力を有する永久磁石が得られる。中でも、磁気特性が向上する点から２３．５～２６．５％が好ましい。
本永久磁石中、質量百分率で希土類元素Ｒは２３～２７％含有する。上記割合で含有することにより、磁気異方性が高く、且つ、高い保磁力を有する永久磁石が得られる。中でも、磁気特性が向上する点から２３．５～２６．５％が好ましい。
【0018】
本永久磁石は、Ｆｅを２２～２７％含有する。Ｆｅを２２％以上含有することにより飽和磁化が向上する。また、Ｆｅの含有量が２７％以下であることにより高い保磁力を有する永久磁石となる。磁気特性が向上する点からＦｅの含有割合は２２．５～２６．５％が好ましい。
【0019】
本永久磁石は、Ｍｎを０．０１～２．５％含有する。Ｍｎを０．０１％以上含有することにより、比較的大きな粒径で、粒径のそろった結晶粒を有する焼結体が得られやすくなる。一方、Ｍｎが２．５％を超過するとかえって粒径が小さくなる傾向が見られる。磁気特性の点からＭｎは中でも０．０５～１．５％が好ましい。
Ｍｎを０．０１％以上含有することで融点が低下し、焼結時に液相を多く出現させて結晶粒径が大きくなるものと推定される。また、Ｍｎにより粒界部を非磁性化されている可能性があり、粒界部での逆磁区発生が抑制されているものと推定される。
Ｍｎを０．０１％以上含有することで融点が低下し、焼結時に液相を多く出現させて結晶粒径が大きくなるものと推定される。また、Ｍｎにより粒界部を非磁性化されている可能性があり、粒界部での逆磁区発生が抑制されているものと推定される。
【0020】
本永久磁石は、更に、Ｃｕ：４．０～５．０％、Ｚｒ：１．７～２．５％を含むことが好ましい。
Ｃｕを４．０％以上含有することにより高い保磁力を有する永久磁石となる。また、Ｃｕの含有量が５．０％以下であることにより磁化の低下が抑制される。磁気特性が向上する点からＣｕの含有割合は４．０～４．７％がより好ましい。
また、Ｚｒを１．７～２．５％含有することにより、磁石が保持できる最大の静磁エネルギーである最大エネルギー積（ＢＨ）ｍの高い永久磁石が得られる。磁気特性が向上する点からＺｒの含有割合は１．９％～２．３％がより好ましい。
Ｃｕを４．０％以上含有することにより高い保磁力を有する永久磁石となる。また、Ｃｕの含有量が５．０％以下であることにより磁化の低下が抑制される。磁気特性が向上する点からＣｕの含有割合は４．０～４．７％がより好ましい。
また、Ｚｒを１．７～２．５％含有することにより、磁石が保持できる最大の静磁エネルギーである最大エネルギー積（ＢＨ）ｍの高い永久磁石が得られる。磁気特性が向上する点からＺｒの含有割合は１．９％～２．３％がより好ましい。
【0021】
また、本永久磁石は、残部がＣｏ（コバルト）及び不可避不純物からなる。Ｃｏを含有することにより、永久磁石の熱安定性が向上する。一方、Ｃｏの含有量が過剰となると相対的にＦｅの含有割合が低下する。Ｃｏの含有量は、３６～５４．９９％であればよく、４０．００～５０．００％が好ましい。
不可避不純物は、原料や製造工程から不可避的に混入する元素であって、具体的には、例えば、Ｃ、Ｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｈｆ、Ｓｎ、Ｗなどが挙げられるが、これらに限定されない。本永久磁石において不可避不純物の含有割合は、本永久磁石全量に対し、質量百分率で、合計で５％以下であることが好ましく、１％以下であることがより好ましく、０．１％以下であることが更に好ましい。
不可避不純物は、原料や製造工程から不可避的に混入する元素であって、具体的には、例えば、Ｃ、Ｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｈｆ、Ｓｎ、Ｗなどが挙げられるが、これらに限定されない。本永久磁石において不可避不純物の含有割合は、本永久磁石全量に対し、質量百分率で、合計で５％以下であることが好ましく、１％以下であることがより好ましく、０．１％以下であることが更に好ましい。
【0022】
永久磁石中の各元素の含有割合は、例えば、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ：Energy dispersive X-ray spectrometry）を用いて測定することができる。
【0023】
本永久磁石において、結晶粒はＴｈ２Ｚｎ１７型構造の結晶相（以下、２－１７相ということがある）を主相として有している。Ｔｈ２Ｚｎ１７型構造はＲ－３ｍ型の空間群を有する結晶構造であり、本永久磁石においては、通常、Ｔｈ部位を希土類元素及びＺｒが占め、Ｚｎ部位にＣｏ、Ｃｕ、Ｆｅ、及びＺｒが占めている。また、本永久磁石は、粒界部はＲＣｏ５型構造の結晶相（以下、１－５相ということがある）を有している。なお、当該１－５相は、通常、Ｒ部位を希土類元素及びＺｒが占め、Ｃｏ部位にＣｏ、Ｃｕ、Ｆｅが占めている。また、本永久磁石は、ＴｂＣｕ７型構造の結晶相（以下、１－７相ということがある）を有していてもよい。当該１－７相は、通常、Ｔｂ部位を希土類元素及びＺｒが占め、Ｃｕ部位にＣｏ、Ｃｕ、Ｆｅが占めている。結晶構造は、Ｘ線回折法により決定できる。
【0024】
本永久磁石は、特に残留磁束密度や角形などの磁気特性に優れる点から、緻密化していることが好ましく、具体的には、本永久磁石の密度（焼結体密度）が８．２５ｇ／ｃｍ３以上であることが好ましい。一方、当該密度の上限は特に限定されないが、本永久磁石の組成から、通常、８．４５ｇ／ｃｍ３以下となる。なお、本永久磁石の高密度化は、ポア（空隙）の存在比率を低減させることにより達成することが好ましく、後述する製造方法により上記密度を達成することができる。
【0025】
本永久磁石は上述の通り、逆磁区の発生が抑制されるため、例えば残留磁束密度（Ｂｒ）が１．１６Ｔ以上を達成することができる。なお、残留磁束密度は、焼結体に外部磁場をかけて完全着磁させた後、当該外部磁場を０に戻したときに残留している単位面積あたりの磁化量である。
また、本永久磁石は、保持できる最大の静磁エネルギーである最大エネルギー積（ＢＨ）ｍが２６０ｋＪ／ｍ３以上を達成できる。
また、本永久磁石は、保持できる最大の静磁エネルギーである最大エネルギー積（ＢＨ）ｍが２６０ｋＪ／ｍ３以上を達成できる。
【0026】
また本永久磁石は、逆磁区の発生が抑制された結果、高い角形比を得ることができ、具体的には、保磁力（Ｈｃｊ）と、残留磁束密度（Ｂｒ）の９０％を示すときの逆磁界の大きさ（Ｈｋ）との比（Ｈｋ／Ｈｃｊ）で表される角形比が６５％以上となる永久磁石を得ることができる。なお、保磁力（Ｈｃｊ）は、ある方向に磁化した物質を消磁するのに必要な反対方向の磁場の大きさを示す物理量である。
【0027】
また、本永久磁石は温度変化に対する磁気特性の変化を抑制することができる。例えば、残留磁束密度（Ｂｒ）の温度係数をαとしたとき、２５～２００℃の温度範囲においてα≦０．０５０％／Ｋを達成することができる。
また、例えば、保磁力（Ｈｃｊ）の温度係数をβとしたとき、２５～２００℃の温度範囲においてβ≦０．３５％／Ｋを達成することができる。
ここで、温度係数とは、１℃の温度変化に対する、Ｂｒ又はＨｃｊの変化量を示す係数であり、上記α及びβは値が小さいほど、温度変化に対する磁気特性の変化が抑制されることを示している。
なお各種磁気特性は、永久磁石を所定の形状に加工し、Ｂ－Ｈトレーサーにより測定できる。
直流Ｂ－Ｈトレーサーを使用する場合は予測するＨｃｊよりも３～４倍程度高い磁界をかけて着磁し、その後、装置の使用方法に沿って測定する。パルス式Ｂ－Ｈトレーサーを使用する場合は着磁の必要はなく、装置の使用方法に沿って測定する。
温度係数の測定にはＢ－Ｈトレーサーの試料設置箇所にヒーターや温風不活性ガスを流して試料を所定の温度まで温めて上記と同様に測定する。
また、例えば、保磁力（Ｈｃｊ）の温度係数をβとしたとき、２５～２００℃の温度範囲においてβ≦０．３５％／Ｋを達成することができる。
ここで、温度係数とは、１℃の温度変化に対する、Ｂｒ又はＨｃｊの変化量を示す係数であり、上記α及びβは値が小さいほど、温度変化に対する磁気特性の変化が抑制されることを示している。
なお各種磁気特性は、永久磁石を所定の形状に加工し、Ｂ－Ｈトレーサーにより測定できる。
直流Ｂ－Ｈトレーサーを使用する場合は予測するＨｃｊよりも３～４倍程度高い磁界をかけて着磁し、その後、装置の使用方法に沿って測定する。パルス式Ｂ－Ｈトレーサーを使用する場合は着磁の必要はなく、装置の使用方法に沿って測定する。
温度係数の測定にはＢ－Ｈトレーサーの試料設置箇所にヒーターや温風不活性ガスを流して試料を所定の温度まで温めて上記と同様に測定する。
【0028】
このように、本永久磁石は、一例として、焼結体密度≧８．２５ｇ／ｃｍ３、残留磁束密度（Ｂｒ）≧１．１６Ｔ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ≧２６０ｋＪ／ｍ３、保磁力をＨｃｊとし、残留磁束密度（Ｂｒ）の９０％を示すときの逆磁界の大きさをＨｋとしたとき、角形比（Ｈｋ／Ｈｃｊ）≧６５％であり、
残留磁束密度（Ｂｒ）の温度係数をα、前記保磁力（Ｈｃｊ）の温度係数をβとしたとき、２５～２００℃の温度範囲においてα≦０．０５０％／Ｋ、且つ、β≦０．３５％／Ｋである、優れた磁気特性が達成可能である。
残留磁束密度（Ｂｒ）の温度係数をα、前記保磁力（Ｈｃｊ）の温度係数をβとしたとき、２５～２００℃の温度範囲においてα≦０．０５０％／Ｋ、且つ、β≦０．３５％／Ｋである、優れた磁気特性が達成可能である。
【0029】
＜永久磁石の製造方法＞
上記本永久磁石は、Ｍｎを含有する合金を準備し、主に熱処理条件を調整することにより得ることができる。
以下、一例を挙げて具体的に説明する。
上記本永久磁石は、Ｍｎを含有する合金を準備し、主に熱処理条件を調整することにより得ることができる。
以下、一例を挙げて具体的に説明する。
【0030】
まず、質量百分率組成で、希土類元素Ｒ：２３～２７％、Ｆｅ：２２～２７％、Ｍｎ：０．０１～２．５％、残部がＣｏ及び不可避不純物からなる合金を準備する。当該合金の準備方法は、所望の組成を有する合金の市販品を入手することにより準備してもよく、各元素を所望の組成となるように配合することにより合金を準備してもよい。
以下、各元素を配合する具体例について説明するが、本発明はこの方法に限定されるものではない。
まず原料として、所望の希土類元素、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｏの各金属元素と、母合金を準備する。ここで、母合金として共晶温度の低い組成のものを選択することが、得られる合金の組成の均一化を図りやすい点から好ましい。本発明においては、母合金として、ＦｅＺｒ又はＣｕＺｒを選択して用いることが好ましい。ＦｅＺｒとしては、一例としてＦｅ２０％Ｚｒ８０％前後のものが好適である。また、ＣｕＺｒとしては、一例としてＣｕ５０％Ｚｒ５０％前後のものが好適である。
これらの原料を所望の組成となるように配合し、アルミナ等の坩堝にいれ、１×１０－２ｔｏｒｒ以下の真空中または不活性ガス雰囲気において高周波溶解炉により溶解することで、均一化した合金が得られる。更に、本発明においては当該溶解した合金を金型により鋳造して合金インゴットとする工程を含んでいてもよい。また、別法として、溶解した合金を銅ロールに滴下することにより１ｍｍ厚程度のフレーク上の合金を製造してもよい（ストリップキャスト法）。
また前記鋳造により合金インゴットとした場合、当該合金インゴットの溶体化温度で１～２０時間熱処理してもよい。なお、合金インゴットの溶体化温度は、合金の組成等に応じて適宜調整すればよい。
以下、各元素を配合する具体例について説明するが、本発明はこの方法に限定されるものではない。
まず原料として、所望の希土類元素、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｏの各金属元素と、母合金を準備する。ここで、母合金として共晶温度の低い組成のものを選択することが、得られる合金の組成の均一化を図りやすい点から好ましい。本発明においては、母合金として、ＦｅＺｒ又はＣｕＺｒを選択して用いることが好ましい。ＦｅＺｒとしては、一例としてＦｅ２０％Ｚｒ８０％前後のものが好適である。また、ＣｕＺｒとしては、一例としてＣｕ５０％Ｚｒ５０％前後のものが好適である。
これらの原料を所望の組成となるように配合し、アルミナ等の坩堝にいれ、１×１０－２ｔｏｒｒ以下の真空中または不活性ガス雰囲気において高周波溶解炉により溶解することで、均一化した合金が得られる。更に、本発明においては当該溶解した合金を金型により鋳造して合金インゴットとする工程を含んでいてもよい。また、別法として、溶解した合金を銅ロールに滴下することにより１ｍｍ厚程度のフレーク上の合金を製造してもよい（ストリップキャスト法）。
また前記鋳造により合金インゴットとした場合、当該合金インゴットの溶体化温度で１～２０時間熱処理してもよい。なお、合金インゴットの溶体化温度は、合金の組成等に応じて適宜調整すればよい。
【0031】
次に、合金を粉砕して粉体とする。合金の粉砕方法は特に限定されず、従来公知の方法の中から適宜選択すればよい。一例として、まず、合金インゴット又はフレーク状の合金を、公知の粉砕機により１００～５００μｍ程度の大きさに粗粉砕し、次いで、ボールミルやジェットミルなどで微粉砕する方法などが好適に挙げられる。粉体の平均粒径は特に限定されないが、後述する焼結工程の焼結時間を短縮することを可能とし、また、均一な永久磁石を製造する点から、平均粒径が１μｍ以上１０μｍ以下、好ましくは平均粒径が６μｍ以下、更に好ましくは粒径８μｍ以下のものが６０質量％以上の粉体とする。
【0032】
次に、得られた粉体を、加圧成形して所望の形状の成形体とする。本製造方法においては、粉体の結晶方位を揃えて磁気特性を向上する点から、一定の磁場中で加圧成形することが好ましい。磁場の方向と、プレス方向との関係は特に限定されず、製品の形状等に応じて適宜選択すればよい。例えば、リング磁石や、薄板状の磁石を製造する場合には、プレス方向に対して、平行方向に磁場を印加する並行磁場プレスとすることができる。一方、磁気特性に優れる点からは、プレス方向に対して、直角に磁場を印加する直角磁場プレスとすることが好ましい。
【0033】
磁場の大きさは特に限定されず、製品の用途等に応じて、例えば１５ｋＯｅ以下の磁場であってもよく、１５ｋＯｅ以上の磁場であってもよい。中でも磁気特性に優れる点からは、１５ｋＯｅ以上の磁場中で加圧成形することが好ましい。また、加圧成形の際の圧力は、製品の大きさ、形状等に応じて適宜調整すればよい。一例として、０．５～２．０ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力とすることができる。すなわち本発明の永久磁石の製造方法においては、磁気特性の観点から、前記粉体を１５ｋＯｅ以上の磁場中で、磁場に垂直に０．５～２．０ｔｏｎ／ｃｍ２以下の圧力で加圧成形することが特に好ましい。
【0034】
次に、前記成形体を加熱することにより焼結体とする。本製造方法において、焼結条件は得られる焼結体の緻密化が充分に行われればよく、公知の条件とすることができる。焼結体の緻密化の点から、焼結温度は１１７０～１２１５℃が好ましく、１１８０～１２０５℃がより好ましい。１２１５℃以下とすることで、希土類元素、特にＳｍの蒸発が抑制されて、磁気特性に優れた永久磁石を製造することができる。また、本発明においてはＭｎを有することで融点が低下する傾向があるため、１２１５℃以下で十分な焼結が可能である。
焼結工程における昇温条件は、成形体に含まれる吸着ガスを取り除く観点から、まず室温において真空引きを開始し、１～１０℃／分で昇温することが好ましい。当該昇温過程においては真空引きの代わりに水素雰囲気下としてもよい。この場合も、１１５０℃以下の範囲で真空雰囲気に切り替えることが好ましい。
焼結時間は、Ｓｍの蒸発を抑制しながら、緻密化を充分に行う点から、２０～２１０分が好ましく、３０～１５０分がより好ましい。また、酸化を抑制する観点から、上記焼結工程は１０００Ｐａ以下の真空中または不活性ガス雰囲気下で行うことが好ましく、更に、焼結体の密度を大きくする点から１００Ｐａ以下の真空中で行うことがより好ましい。
焼結工程における昇温条件は、成形体に含まれる吸着ガスを取り除く観点から、まず室温において真空引きを開始し、１～１０℃／分で昇温することが好ましい。当該昇温過程においては真空引きの代わりに水素雰囲気下としてもよい。この場合も、１１５０℃以下の範囲で真空雰囲気に切り替えることが好ましい。
焼結時間は、Ｓｍの蒸発を抑制しながら、緻密化を充分に行う点から、２０～２１０分が好ましく、３０～１５０分がより好ましい。また、酸化を抑制する観点から、上記焼結工程は１０００Ｐａ以下の真空中または不活性ガス雰囲気下で行うことが好ましく、更に、焼結体の密度を大きくする点から１００Ｐａ以下の真空中で行うことがより好ましい。
【0035】
焼結後、溶体化温度まで降温して溶体化処理を行う。結晶粒の粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）の上昇を抑える点から、当該溶体化温度までの降温速度を０．０１～３℃／ｍｉｎとすることが好ましい。
溶体化処理は、２－１７相と１－５相へ分離させるための前駆体である１－７相（ＴｂＣｕ７型構造）を形成させるための工程である。溶体化温度は、均質化の点から、１１１０～１１６５℃が好ましく、１１２０～１１６０℃がより好ましい。また溶体化時間は、均質化の点から５～１５０時間が好ましく、１０～１００時間がより好ましい。溶体化は１０００Ｐａ以下の真空中、もしくは不活性雰囲気中で行うことが好ましい。
溶体化処理は、２－１７相と１－５相へ分離させるための前駆体である１－７相（ＴｂＣｕ７型構造）を形成させるための工程である。溶体化温度は、均質化の点から、１１１０～１１６５℃が好ましく、１１２０～１１６０℃がより好ましい。また溶体化時間は、均質化の点から５～１５０時間が好ましく、１０～１００時間がより好ましい。溶体化は１０００Ｐａ以下の真空中、もしくは不活性雰囲気中で行うことが好ましい。
【0036】
溶体化処理後は、少なくとも６００℃以下まで急冷することが好ましい。急冷速度は８０℃／ｍｉｎ以上が好ましい。急冷を行うことで、１－７相の結晶構造が維持される。一方、冷却速度の上限は、成形体の形状にもよるが、一例として２５０℃／ｍｉｎ以下が好ましい。
【0037】
次に、急冷工程後の成形体を時効処理して、２－１７相と１－５相とを形成する。時効温度は特に限定されないが、２－１７相を主相とし、２－１７相と１－５相とを均質に有する永久磁石を得るために、７００～９００℃の温度で２～２０時間保持し、その後、少なくとも４００℃まで冷却するまでの間、冷却速度を２℃／ｍｉｎ以下とする方法とすることが好ましい。７００℃～９００℃の温度で２～２０時間保持することにより、２－１７相と１－５相とを均質に形成することができる。中でも８００～８５０℃の温度範囲で時効処理することが好ましい。また、良好な磁気特性を得る点から、冷却速度を２℃／ｍｉｎ以下とすることが好ましく、０．５℃／ｍｉｎ以下とすることがより好ましい。
【0038】
上記の製造方法により、複数の結晶粒と粒界部を有し、当該結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）が１００μｍ以上であり、且つ、結晶粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）が０．６０以下である、前記永久磁石を得ることができる。
【0039】
［デバイス］
本発明は、更に前記本永久磁石を有するデバイスを提供することができる。このようなデバイスの具体例としては、例えば、時計、電動モータ、各種計器、通信機、コンピューター端末機、スピーカー、ビデオディスク、センサなどが挙げられる。また本永久磁石は、前述のとおり、高残留磁束密度、低保磁力で、高い角形比を有することから、中でも、可変磁界モータに好適に適用することができ、低速から高速まで高効率を実現する可変磁界モータを得ることができる。
本発明は、更に前記本永久磁石を有するデバイスを提供することができる。このようなデバイスの具体例としては、例えば、時計、電動モータ、各種計器、通信機、コンピューター端末機、スピーカー、ビデオディスク、センサなどが挙げられる。また本永久磁石は、前述のとおり、高残留磁束密度、低保磁力で、高い角形比を有することから、中でも、可変磁界モータに好適に適用することができ、低速から高速まで高効率を実現する可変磁界モータを得ることができる。
【実施例】
【0040】
以下、実施例および比較例を挙げて本発明を具体的に説明する。なお、これらの記載により本発明を制限するものではない。
【0041】
（実施例１～３）
表１の実施例１～３の組成になるように、各々Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％の母合金及び各原料を調整し、高周波溶解炉により溶解し、鋳造して、合金インゴットを得た。
得られた母合金を不活性ガス中で平均約１００～５００μｍになるように粗粉砕し、次いでボールミルを用いて不活性ガス中で平均約６μｍになるように微粉砕を行った。
これらの粉末を各々１５ｋＯｅの磁場中で１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより成形体を得た。
この成形体を１０００Ｐａ未満の真空中において１２００℃で８０分焼結した後、１１３５℃で５０時間溶体化を行い、１０００～６００℃までを８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷した。急冷後、８５０℃で１２時間保持し、続いて０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐冷する条件で時効し、永久磁石を得た。得られた永久磁石の磁気特性を測定し、次いで組織観察を行った。得られた永久磁石の、結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）、結晶粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）、密度、Ｂｒ、［ＢＨ］ｍ、Ｈｃｊ、Ｈｋ／Ｈｃｊ、Ｂｒの２５～２００℃の温度係数（α）、Ｈｃｊの２５～２００℃の温度係数（β）を各々上述の方法で測定した。結果を表１に示す。
表１の実施例１～３の組成になるように、各々Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％の母合金及び各原料を調整し、高周波溶解炉により溶解し、鋳造して、合金インゴットを得た。
得られた母合金を不活性ガス中で平均約１００～５００μｍになるように粗粉砕し、次いでボールミルを用いて不活性ガス中で平均約６μｍになるように微粉砕を行った。
これらの粉末を各々１５ｋＯｅの磁場中で１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより成形体を得た。
この成形体を１０００Ｐａ未満の真空中において１２００℃で８０分焼結した後、１１３５℃で５０時間溶体化を行い、１０００～６００℃までを８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷した。急冷後、８５０℃で１２時間保持し、続いて０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐冷する条件で時効し、永久磁石を得た。得られた永久磁石の磁気特性を測定し、次いで組織観察を行った。得られた永久磁石の、結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）、結晶粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）、密度、Ｂｒ、［ＢＨ］ｍ、Ｈｃｊ、Ｈｋ／Ｈｃｊ、Ｂｒの２５～２００℃の温度係数（α）、Ｈｃｊの２５～２００℃の温度係数（β）を各々上述の方法で測定した。結果を表１に示す。
【0042】
（比較例１～２）
組成を表１の比較例１～２のように変更した以外は、前記実施例１～３と同様にして永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表１に示す。
組成を表１の比較例１～２のように変更した以外は、前記実施例１～３と同様にして永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表１に示す。
【0043】
（実施例４～６）
表２の実施例４～６の組成になるように、各々Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％の母合金及び各原料を調整し、高周波溶解炉により溶解し、鋳造して、合金インゴットを得た。
得られた母合金を不活性ガス中で平均約１００～５００μｍになるように粗粉砕し、次いでボールミルを用いて不活性ガス中で平均約６μｍになるように微粉砕を行った。
これらの粉末を各々１５ｋＯｅの磁場中で１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより成形体を得た。
この成形体を１０００Ｐａ未満の真空中において表２に示す各温度で１８０分焼結した後、１１３０℃で３０時間溶体化を行い、１０００～６００℃までを８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷した。急冷後、８５０℃で１２時間保持し、続いて０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐冷する条件で時効し、永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表２に示す。
表２の実施例４～６の組成になるように、各々Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％の母合金及び各原料を調整し、高周波溶解炉により溶解し、鋳造して、合金インゴットを得た。
得られた母合金を不活性ガス中で平均約１００～５００μｍになるように粗粉砕し、次いでボールミルを用いて不活性ガス中で平均約６μｍになるように微粉砕を行った。
これらの粉末を各々１５ｋＯｅの磁場中で１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより成形体を得た。
この成形体を１０００Ｐａ未満の真空中において表２に示す各温度で１８０分焼結した後、１１３０℃で３０時間溶体化を行い、１０００～６００℃までを８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷した。急冷後、８５０℃で１２時間保持し、続いて０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐冷する条件で時効し、永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表２に示す。
【0044】
（比較例３～４）
焼結温度を表２の比較例３～４のように変更した以外は、前記実施例４～６と同様にして永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表２に示す。
焼結温度を表２の比較例３～４のように変更した以外は、前記実施例４～６と同様にして永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表２に示す。
【0045】
（実施例７～９）
表３の実施例７～９の組成になるように、各々Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％の母合金及び各原料を調整し、高周波溶解炉により溶解し、鋳造して、合金インゴットを得た。
得られた母合金を不活性ガス中で平均約１００～５００μｍになるように粗粉砕し、次いでボールミルを用いて不活性ガス中で平均約６μｍになるように微粉砕を行った。
これらの粉末を各々１５ｋＯｅの磁場中で１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより成形体を得た。
この成形体を１０００Ｐａ未満の真空中において１１８５℃で表３に示す時間焼結した後、１１２５℃で１００時間溶体化を行い、１０００～６００℃までを８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷した。急冷後、８５０℃で１２時間保持し、続いて０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐冷する条件で時効し、永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表３に示す。
表３の実施例７～９の組成になるように、各々Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％の母合金及び各原料を調整し、高周波溶解炉により溶解し、鋳造して、合金インゴットを得た。
得られた母合金を不活性ガス中で平均約１００～５００μｍになるように粗粉砕し、次いでボールミルを用いて不活性ガス中で平均約６μｍになるように微粉砕を行った。
これらの粉末を各々１５ｋＯｅの磁場中で１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより成形体を得た。
この成形体を１０００Ｐａ未満の真空中において１１８５℃で表３に示す時間焼結した後、１１２５℃で１００時間溶体化を行い、１０００～６００℃までを８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷した。急冷後、８５０℃で１２時間保持し、続いて０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐冷する条件で時効し、永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表３に示す。
【0046】
（比較例５～６）
焼結時間を表３の比較例５～６のように変更した以外は、前記実施例７～９と同様にして永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表３に示す。
焼結時間を表３の比較例５～６のように変更した以外は、前記実施例７～９と同様にして永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表３に示す。
【0047】
（実施例１０～１３）
表４の実施例１０～１３の組成になるように、各々Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％の母合金及び各原料を調整し、高周波溶解炉により溶解し、鋳造して、合金インゴットを得た。
得られた母合金を不活性ガス中で平均約１００～５００μｍになるように粗粉砕し、次いでボールミルを用いて不活性ガス中で平均約６μｍになるように微粉砕を行った。
これらの粉末を各々１５ｋＯｅの磁場中で１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより成形体を得た。
この成形体を１０００Ｐａ未満の真空中において１１９０℃で１５０分焼結した後、表４に示す温度で８０時間溶体化を行い、１０００～６００℃までを８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷した。急冷後、８５０℃で１２時間保持し、続いて０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐冷する条件で時効し、永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表４に示す。
表４の実施例１０～１３の組成になるように、各々Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％の母合金及び各原料を調整し、高周波溶解炉により溶解し、鋳造して、合金インゴットを得た。
得られた母合金を不活性ガス中で平均約１００～５００μｍになるように粗粉砕し、次いでボールミルを用いて不活性ガス中で平均約６μｍになるように微粉砕を行った。
これらの粉末を各々１５ｋＯｅの磁場中で１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより成形体を得た。
この成形体を１０００Ｐａ未満の真空中において１１９０℃で１５０分焼結した後、表４に示す温度で８０時間溶体化を行い、１０００～６００℃までを８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷した。急冷後、８５０℃で１２時間保持し、続いて０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐冷する条件で時効し、永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表４に示す。
【0048】
（比較例７～９）
組成及び溶体化温度を表４の比較例７～９のように変更した以外は、前記実施例１０～１３と同様にして永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表４に示す。
組成及び溶体化温度を表４の比較例７～９のように変更した以外は、前記実施例１０～１３と同様にして永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表４に示す。
【0049】
（実施例１４～１７）
表５の実施例１４～１７の組成になるように、各々Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％の母合金及び各原料を調整し、高周波溶解炉により溶解し、鋳造して、合金インゴットを得た。
得られた母合金を不活性ガス中で平均約１００～５００μｍになるように粗粉砕し、次いでボールミルを用いて不活性ガス中で平均約６μｍになるように微粉砕を行った。
これらの粉末を各々１５ｋＯｅの磁場中で１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより成形体を得た。
この成形体を１０００Ｐａ未満の真空中において１２０５℃で１００分焼結した後、１１４５℃で表５に示す時間溶体化を行い、１０００～６００℃までを８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷した。急冷後、８５０℃で１２時間保持し、続いて０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐冷する条件で時効し、永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表５に示す。
表５の実施例１４～１７の組成になるように、各々Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％の母合金及び各原料を調整し、高周波溶解炉により溶解し、鋳造して、合金インゴットを得た。
得られた母合金を不活性ガス中で平均約１００～５００μｍになるように粗粉砕し、次いでボールミルを用いて不活性ガス中で平均約６μｍになるように微粉砕を行った。
これらの粉末を各々１５ｋＯｅの磁場中で１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより成形体を得た。
この成形体を１０００Ｐａ未満の真空中において１２０５℃で１００分焼結した後、１１４５℃で表５に示す時間溶体化を行い、１０００～６００℃までを８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷した。急冷後、８５０℃で１２時間保持し、続いて０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐冷する条件で時効し、永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表５に示す。
【0050】
（比較例１０～１２）
組成及び溶体化時間を表５の比較例１０～１２のように変更した以外は、前記実施例１４～１７と同様にして永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表５に示す。
組成及び溶体化時間を表５の比較例１０～１２のように変更した以外は、前記実施例１４～１７と同様にして永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表５に示す。
【0051】
（実施例１８）
表６の実施例１８の組成になるように、各々Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％の母合金及び各原料を調整し、高周波溶解炉により溶解し、鋳造して、合金インゴットを得た。
得られた母合金を不活性ガス中で平均約１００～５００μｍになるように粗粉砕し、次いでボールミルを用いて不活性ガス中で平均約６μｍになるように微粉砕を行った。
これらの粉末を各々１５ｋＯｅの磁場中で１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより成形体を得た。
この成形体を１０００Ｐａ未満の真空中において１２１０℃で１２０分焼結した後、１１５０℃で６０時間溶体化を行い、１０００～６００℃までを８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷した。急冷後、８５０℃で１２時間保持し、続いて０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐冷する条件で時効し永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表６に示す。
表６の実施例１８の組成になるように、各々Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％の母合金及び各原料を調整し、高周波溶解炉により溶解し、鋳造して、合金インゴットを得た。
得られた母合金を不活性ガス中で平均約１００～５００μｍになるように粗粉砕し、次いでボールミルを用いて不活性ガス中で平均約６μｍになるように微粉砕を行った。
これらの粉末を各々１５ｋＯｅの磁場中で１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより成形体を得た。
この成形体を１０００Ｐａ未満の真空中において１２１０℃で１２０分焼結した後、１１５０℃で６０時間溶体化を行い、１０００～６００℃までを８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷した。急冷後、８５０℃で１２時間保持し、続いて０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐冷する条件で時効し永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表６に示す。
【0052】
（比較例１３～１７）
組成を表６の比較例１３～１７のように変更した以外は、前記実施例１８と同様にして永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表６に示す。
組成を表６の比較例１３～１７のように変更した以外は、前記実施例１８と同様にして永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表６に示す。
【0053】
（実施例１９）
表７の実施例１９の組成になるように、各々Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％の母合金及び各原料を調整し、高周波溶解炉により溶解し、鋳造して、合金インゴットを得た。
得られた母合金を不活性ガス中で平均約１００～５００μｍになるように粗粉砕し、次いでボールミルを用いて不活性ガス中で平均約６μｍになるように微粉砕を行った。
これらの粉末を各々１５ｋＯｅの磁場中で１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより成形体を得た。
この成形体を１０００Ｐａ未満の真空中において１１９５℃で１３５分焼結した後、１１４０℃で７５時間溶体化を行い、１０００～６００℃までを８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷した。急冷後、８５０℃で１２時間保持し、続いて０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐冷する条件で時効し永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表７に示す。
表７の実施例１９の組成になるように、各々Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％の母合金及び各原料を調整し、高周波溶解炉により溶解し、鋳造して、合金インゴットを得た。
得られた母合金を不活性ガス中で平均約１００～５００μｍになるように粗粉砕し、次いでボールミルを用いて不活性ガス中で平均約６μｍになるように微粉砕を行った。
これらの粉末を各々１５ｋＯｅの磁場中で１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレスすることにより成形体を得た。
この成形体を１０００Ｐａ未満の真空中において１１９５℃で１３５分焼結した後、１１４０℃で７５時間溶体化を行い、１０００～６００℃までを８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷した。急冷後、８５０℃で１２時間保持し、続いて０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐冷する条件で時効し永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表７に示す。
【0054】
（比較例１８～２０）
組成を表７の比較例１８～２０のように変更した以外は、前記実施例１９と同様にして永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表７に示す。
組成を表７の比較例１８～２０のように変更した以外は、前記実施例１９と同様にして永久磁石を得た。実施例１～３と同様に各物性の測定を行った結果を表７に示す。
【0055】
【表1】
【0056】
【表2】
【0057】
【表3】
【0058】
表１～７に示されるようにＭｎを含有し所定の組成を有する実施例１～１９の永久磁石は、適した熱処理条件で製造することにより、結晶粒の粒径がＡ．Ｇ≧１００μｍ、Ｃ．Ｖ．≦０．６０を満たすことが示された。また当該実施例１～１９の永久磁石は、密度≧８．２５ｇ／ｃｍ３、Ｂｒ≧１．１６Ｔ、［ＢＨ］ｍ≧２６０ｋＪ／ｍ３、Ｈｃｊ≧１６００Ａ／ｍ、Ｈｋ／Ｈｃｊ≧６５％、α≦０．０５０％／℃、β≦０．４０／℃を満たし優れた磁気特性を有することが示された。
一方、組成が範囲外であるか、または熱処理条件が適していない比較例１～１２及び比較例１８～２０の永久磁石は、Ａ．ＧまたはＣ．Ｖ．のいずれかが本発明と相違し、密度、Ｂｒ、［ＢＨ］ｍ、Ｈｃｊ、Ｈｋ／Ｈｃｊ、α、βの少なくともいずれかが実施例よりも劣ることが示された。また組成が本発明の範囲外である比較例１３～１７の永久磁石は、結晶粒の粒径が適した範囲であっても、本発明の永久磁石よりも磁気特性が劣っていることが示された。
一方、組成が範囲外であるか、または熱処理条件が適していない比較例１～１２及び比較例１８～２０の永久磁石は、Ａ．ＧまたはＣ．Ｖ．のいずれかが本発明と相違し、密度、Ｂｒ、［ＢＨ］ｍ、Ｈｃｊ、Ｈｋ／Ｈｃｊ、α、βの少なくともいずれかが実施例よりも劣ることが示された。また組成が本発明の範囲外である比較例１３～１７の永久磁石は、結晶粒の粒径が適した範囲であっても、本発明の永久磁石よりも磁気特性が劣っていることが示された。
【符号の説明】
【0059】
１ 結晶粒
２ 粒界部
２ 粒界部
【要約】
【課題】磁気特性の優れた永久磁石、及び、当該永久磁石を備えるデバイスを提供すること。
【解決手段】質量百分率組成で、Ｒ：２３～２７％（Ｒは少なくともＳｍを含む希土類元素）、Ｆｅ：２２～２７％、Ｍｎ：０．０１～２．５％を含み、残部がＣｏ及び不可避不純物からなる組成を有する焼結体であって、
複数の結晶粒と粒界部を有し、当該結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）が１００μｍ以上であり、且つ、結晶粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）が０．６０以下である、永久磁石である。
【選択図】図１
【解決手段】質量百分率組成で、Ｒ：２３～２７％（Ｒは少なくともＳｍを含む希土類元素）、Ｆｅ：２２～２７％、Ｍｎ：０．０１～２．５％を含み、残部がＣｏ及び不可避不純物からなる組成を有する焼結体であって、
複数の結晶粒と粒界部を有し、当該結晶粒の平均結晶粒径（Ａ．Ｇ．）が１００μｍ以上であり、且つ、結晶粒径の変動係数（Ｃ．Ｖ．）が０．６０以下である、永久磁石である。
【選択図】図１
【図1】
