(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
１２．０原子％〜１５．０原子％の希土類元素（Ｎｄ及び／又はＰｒ）と、
５．５原子％〜８．５原子％の硼素（Ｂ）と、
０．０２原子％〜０．１原子％のニッケル（Ｎｉ）と、
残部の鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物と、
を含有し、
不可避的不純物として含まれるＡｌの含有量は０．４原子％以下である、希土類焼結磁石。
【請求項２】
１２．０原子％〜１５．０原子％の希土類元素（Ｎｄ及び／又はＰｒ）と、５．５原子％〜８．５原子％の硼素（Ｂ）と、０．０２原子％〜０．１原子％のニッケル（Ｎｉ）と、残部の鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物とを含有し、不可避的不純物として含まれるＡｌの含有量が０．４原子％以下である合金を用意する工程と、
前記合金を粉砕して粉末を作製する工程と、
前記粉末を焼結する工程と、
を含む希土類焼結磁石の製造方法。
【請求項３】
１２．０原子％〜１５．０原子％の希土類元素（Ｎｄ及び／又はＰｒ）と、５．５原子％〜８．５原子％の硼素（Ｂ）と、残部の鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物とを含有し、不可避的不純物として含まれるＡｌの含有量が０．４原子％以下である合金を用意する工程と、
前記合金を粉砕して粉末を作製する工程と、
前記粉末に対して０．０２原子％〜０．１原子％のニッケル（Ｎｉ）を添加し、Ｎｉ添加粉末を作製する工程と、
前記Ｎｉ添加粉末を焼結する工程と、
を含む希土類焼結磁石の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、希土類焼結磁石及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希土類−鉄−硼素系の希土類焼結磁石は、正方晶化合物であるＲ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相（主相）と粒界相とを含む組織を有し、優れた磁石特性を発揮する。ここで、Ｒは希土類元素及びイットリウムからなる群から選択された少なくとも１種の元素であり、主としてＮｄ及び／又はＰｒを含む。Ｆｅは鉄、Ｂは硼素であり、これらの元素の一部は他の元素によって置換されていても良い。粒界相には、希土類元素Ｒの濃度が相対的に高いＲリッチ相と、硼素の濃度が相対的に高いＢリッチ相とが存在している。
【０００３】
以下、希土類−鉄−硼素系の希土類焼結磁石を「Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石」と称することとする。ここで、「Ｔ」は鉄を主成分とする遷移金属元素である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、Ｒ2Ｔ14Ｂ相（主相）が磁化作用に寄与する強磁性相であり、粒界相に存在するＲリッチ相は低融点の非磁性相である。
【０００４】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金（母合金）の微粉末（平均粒径：数μｍ）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。焼結後、必要に応じて時効処理が施される。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造に用いられる母合金は、金型鋳造によるインゴット法や冷却ロールを用いて合金溶湯を急冷するストリップキャスト法を用いて好適に作製される。
【０００５】
保磁力の高いＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石を製造するため、希土類元素Ｒとして広く用いられているＮｄやＰｒの一部を、重希土類であるＤｙ、Ｈｏ、及び／又はＴｂで置換することが行われている（例えば特許文献１）。Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏは、異方性磁界の高い希土類元素であるため、主相の希土類元素ＲのサイトでＮｄを置換することにより、保磁力を増大させる効果を発揮する。
【０００６】
一方、保磁力発現のため、ＡｌやＣｕを微量に添加することがＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の開発当初から行われてきた（例えば、特許文献２）。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が開発された当時、不可避的不純物として原料合金中に混入していたＡｌやＣｕが、その後、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の高い保磁力を実現する上で不可欠ともいえる添加元素であることがわかってきた。逆に、ＡｌやＣｕを意図的に排除すると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力は極めて低い値しか示さず、実用には供しないこともわかっている。
【０００７】
Ｎｉを含む多様な金属元素を添加したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が特許文献３〜５に開示されている。
【０００８】
特許文献３は、Ｎｄを８〜３０％、Ｂを２〜２８重量％、選択添加元素の一つとしてＮｉを４．５％以下含有し、残部が実質的にＦｅである永久磁石を開示している。
【０００９】
特許文献４は、Ｎｄを８〜３０％、Ｂを２〜２８重量％、０〜５０％のＣｏ、選択添加元素の一つとしてＮｉを８．０％以下含有し、残部が実質的にＦｅである高い最大エネルギー積を有する永久磁石を開示している。
【００１０】
特許文献５は、ＮｄとＰｒの一種以上が１４原子％〜１８原子％、Ｂが９〜１８原子％、添加元素Ａが合計で０．５〜５原子％、残部実質的にＦｅからなる高い最大エネルギー積及び保磁力を有する異方性焼結磁石を開示している。添加元素Ａとしては、Ａｌ０．２〜２．０原子％、Ｓｉ０．０５〜０．５原子％、Ｃｕ０．０３〜０．６原子％、Ｃｒ０．０２〜３．０原子％、Ｍｎ０．０５〜１．０原子％、Ｎｉ０．０２〜１．０原子％が記載されている。
【特許文献１】特開昭６０−３２３０６号公報
【特許文献２】特開平５−２３４７３３号公報
【特許文献３】特開昭５９−８９４０１号公報
【特許文献４】特開昭５９−１３２１０４号公報
【特許文献５】特開平１−２２０８０３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏは、その添加量を増やすほど、保磁力が高く上昇するという効果が得られるが、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏは稀少元素であるため、今後、電気自動車の実用化が進展し、電気自動車用モーターなどに用いられる高耐熱磁石の需要が拡大してゆくと、Ｄｙ資源が逼迫する結果、原料コストの増加が懸念される。このため、高保磁力磁石におけるＤｙ使用量削減技術の開発が強く求められている。一方、ＡｌやＣｕの添加は、保磁力を向上させるが、残留磁束密度の低下を招くという問題がある。
【００１２】
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その主たる目的は、ＡｌやＣｕを添加した場合の保磁力と同等の保磁力を発揮しつつ、ＡｌやＣｕを添加した場合よりも残留磁束密度を向上させた希土類焼結磁石を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明の希土類焼結磁石は、１２．０原子％〜１５．０原子％の希土類元素（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群から選択された少なくとも一種の元素であり、Ｎｄ及び／又はＰｒを５０％以上含む）と、５．５原子％〜８．５原子％の硼素（Ｂ）と、０．００５原子％〜０．４０原子％のニッケル（Ｎｉ）と、残部の鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物とを含有する。
【００１４】
好ましい実施形態において、Ｎｉの組成比率が０．００５原子％〜０．２０原子％である。
【００１５】
好ましい実施形態において、不可避的不純物はＡｌを含み、前記Ａｌの含有量は０．４原子％以下である。
【００１６】
本発明による他の希土類焼結磁石の製造方法は、１２．０原子％〜１５．０原子％の希土類元素（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群から選択された少なくとも一種の元素であり、Ｎｄ及び／又はＰｒを５０％以上含む）と、５．５原子％〜８．５原子％の硼素（Ｂ）と、０．００５原子％〜０．４０原子％のＮｉと、残部の鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物とを含有する合金を用意する工程と、前記合金を粉砕して粉末を作製する工程と、前記粉末を焼結する工程とを含む。
【００１７】
本発明による希土類焼結磁石の製造方法は、１２．０原子％〜１５．０原子％の希土類元素（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群から選択された少なくとも一種の元素であり、Ｎｄ及び／又はＰｒを５０％以上含む）と、５．５原子％〜８．５原子％の硼素（Ｂ）と、残部の鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物とを含有する合金を用意する工程と、前記合金を粉砕して粉末を作製する工程と、前記粉末に対して０．００５原子％〜０．４０原子％のニッケル（Ｎｉ）を添加し、Ｎｉ添加粉末を作製する工程と、前記Ｎｉ添加粉末を焼結する工程とを含む。
【発明の効果】
【００１８】
本発明の希土類焼結磁石は、微量に添加したＮｉの働きにより、ＣｕやＡｌを添加した従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石と同等の保磁力を発現するとともに、それらの磁石よりも高い残留磁束密度を示すことができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
従来、保磁力を高める目的で、種々の元素を添加する試みが行われてきた。しかしながら、比較の対象となるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石には、不可避的不純物とともに、当然の如くＡｌやＣｕが含有されていた。これらの元素を含有しない場合に得られる保磁力が余りに低かったためである。
【００２０】
しかしながら、本発明者は、敢えてＡｌやＣｕの添加を行わないＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の基本三元組成に対して、種々の元素を微量に添加したところ、微量のＮｉを添加した場合に、残留磁束密度を低下させることなく保磁力を大幅に向上させる効果が発現することを見出し、本発明を完成するに至った。
【００２１】
なお、従来、ＮｉをＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に添加する試みが全く行われてこなかったわけではない。例えば特許文献３〜５には、添加の目的は異なるとはいえ、ＮｉをＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に添加することが記載されている。しかしながら、添加の対象となるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石には、当然にＡｌやＣｕが（意図的又は不可避的に）添加されていたため、Ｎｉ添加による保磁力上昇効果は、ＡｌやＣｕあるいはＤｙなどによる保磁力上昇効果に埋もれてしまって観察されなかった。しかも、後に詳しく説明するように、本願発明者が見出したＮｉ添加効果は、その添加量を極めて低く、かつ狭い範囲に抑えることによって得られるものであり、特許文献２〜４などに教示されている添加量では、Ｎｉ添加効果を適切に得ることはできなかった。
【００２２】
このように本発明は、基本的三元組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を比較例として用い、しかも、極めて微量のＮｉを添加することによって初めてわかる新しい知見に基づいてなされたものである。
【００２３】
本願発明者の検討によると、添加したＮｉは、主に焼結磁石の粒界相中に存在するものと考えられる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、その保磁力の発現に粒界相が重要な役割を担っていることが知られており、添加した微量のＮｉが粒界相中において保磁力を高める何らかの作用をしていると推定される。しかしながら、Ｎｉ添加による保磁力上昇メカニズムの詳細は、現在のところ不明であり、本願発明者は鋭意解明を試みつつある。
【００２４】
以下、本発明の希土類焼結磁石の好ましい実施形態を説明する。
【００２５】
（実施形態１）
［原料合金］
まず、１２．０原子％〜１５．０原子％の希土類元素Ｒと、５．５原子％〜８．５原子％のＢと、０．００５原子％〜０．４０原子％のＮｉと、残部Ｆｅ及び不可避的不純物とを含有する原料合金を用意する。ここで、Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群から選択された少なくとも一種の元素であり、Ｎｄ及び／又はＰｒを５０％以上含む。
【００２６】
Ｒ、Ｂ、Ｆｅの組成比率が上記範囲から外れると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の基本的な組織構造が得られず、所望の磁石特性を発揮させることができない。本発明では、０．００５原子％〜０．４０原子％という極めて微量のＮｉを添加することにより、基本三元組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石に比べ、飽和磁束密度をほとんど低下させることなく、保磁力を２倍以上に増加させることが可能である。添加するＮｉの組成比率が０．００５原子％未満になると、保磁力上昇効果が得られず、逆に０．４０原子％を超えると、保磁力が低下してしまうという問題が発生する。このため、Ｎｉの組成比率は０．００５原子％以上０．４０原子％以下の範囲に設定される。Ｎｉの組成比率の好ましい範囲は０．００５原子％以上０．２０原子％以下である。
【００２７】
なお、Ｎｉ添加のタイミングは、焼結工程前であれば任意である。原料合金の溶解時に添加してもよいし、Ｎｉ元素を含まない母合金を用意し、ジェットミルによって粉砕する前、又は粉砕した後に微粉末として添加してもよい。Ｎｉの微粉末は、Ｎｉメタルを粉砕することによって作製されたものであってもよいし、Ｎｉ酸化物の粉末であってもよい。粉末状態のＮｉメタル又はＮｉ化合物の平均粒径は、例えば０．５μｍ〜５０μｍに設定され得る。このような粒径範囲にあれば、他の合金粉末と混合して適正な焼結体を得ることができるからである。
【００２８】
なお、本発明の焼結磁石は、不可避的不純物としてＡｌやＣｕを含有していてもよいが、Ａｌの含有量が増加すると、残留磁束密度が低下するため、Ａｌの含有量は０．４原子％以下に調節することが好ましい。また、添加するＮｉのうちの５０原子％以下を、他の金属元素に置き換えてもよい。例えば、Ｎｉの５０原子％以下を、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｇａ、Ｉｎからなる群から選択された少なくとも一種の元素で置換してもよい。
【００２９】
本発明による焼結磁石の製造に用いられる母合金を作製するには、例えばインゴット鋳造法や急冷法（ストリップキャスティング法や遠心鋳造法など）を用いることができる。以下、ストリップキャスティング法を用いる場合を例にとり、原料合金の作製方法を説明する。
【００３０】
まず、上記組成を有する合金をアルゴン雰囲気中において高周波溶解によって溶融し、合金溶湯を形成する。次に、この合金溶湯を１３５０℃に保持した後、単ロール法によって合金溶湯を急冷し、例えば厚さ約０．３ｍｍのフレーク状合金鋳塊を得る。このときの急冷条件は、例えばロール周速度約１ｍ／秒、冷却速度５００℃／秒、過冷却２００℃とする。こうして作製した急冷合金鋳片を、次の水素粉砕前に、１〜１０ｍｍの大きさのフレーク状に粉砕する。なお、ストリップキャスト法による原料合金の製造方法は、例えば、米国特許第５、３８３、９７８号明細書に開示されている。
【００３１】
このような原料合金の段階において、既にＮｉが添加されていても良いし、以下に説明する粉砕工程の後に添加されても良い。
【００３２】
［粗粉砕工程］
上記のフレーク状に粗く粉砕された原料合金鋳片を水素炉の内部へ挿入する。次に、水素炉の内部で水素脆化処理（以下、「水素粉砕処理」と称する場合がある）工程を行なう。水素粉砕後の粗粉砕合金粉末を水素炉から取り出す際、粗粉砕粉が大気と接触しないように、不活性雰囲気下で取り出し動作を実行することが好ましい。そうすれば、粗粉砕粉が酸化・発熱することが防止され、磁石の磁気特性が向上するからである。
【００３３】
水素粉砕によって、希土類合金は０．１ｍｍ〜数ｍｍ程度の大きさに粉砕され、その平均粒径は５００μｍ以下となる。水素粉砕後、脆化した原料合金をロータリクーラ等の冷却装置によって、より細かく解砕するとともに冷却することが好ましい。比較的高い温度状態のまま原料を取り出す場合は、ロータリクーラ等による冷却処理の時間を相対的に長くすれば良い。
【００３４】
［微粉砕工程］
次に、粗粉砕粉に対してジェットミル粉砕装置を用いて微粉砕を実行する。本実施形態で使用するジェットミル粉砕装置にはサイクロン分級機が接続されている。ジェットミル粉砕装置は、粗粉砕工程で粗く粉砕された希土類合金（粗粉砕粉）の供給を受け、粉砕機内で粉砕する。粉砕機内で粉砕された粉末はサイクロン分級機を経て回収タンクに集められる。こうして、０．１〜２０μｍ程度の微粉末を得ることができる。このような微粉砕に用いる粉砕装置は、ジェットミルに限定されず、アトライタやボールミルであってもよい。
【００３５】
［プレス成形］
本実施形態では、上記方法で作製された磁性粉末に対し、ロッキングミキサー内で潤滑剤を例えば０．３ｗｔ％添加・混合し、潤滑剤で合金粉末粒子の表面を被覆する。次に、上述の方法で作製した磁性粉末を公知のプレス装置を用いて配向磁界中で成形する。印加する磁界の強度は、例えば１テスラ（Ｔ）である。
【００３６】
［焼結工程］
上記の粉末成形体に対して、６５０〜１０００℃の範囲内の温度で１０〜２４０分間保持する工程と、その後、上記の保持温度よりも高い温度（例えば１０００〜１１００℃）で焼結を更に進める工程とを順次行なうことが好ましい。焼結時、特に液相が生成されるとき（温度が６５０〜１０００℃の範囲内にあるとき）、粒界相中のＲリッチ相が融け始め、液相が形成される。その後、焼結が進行し、焼結磁石が形成される。焼結後、必要に応じて、時効処理が行われる。
【００３７】
以下、本発明の実施例を説明する。
（実施例１）
Ｎｄ：１４．１原子％、Ｂ：６．１原子％、Ｎｉ：０．０５〜０．６原子％、Ａｌ：０．０５原子％、残部Ｆｅからなる合金を用意し、上述した実施形態における製造方法により、焼結磁石を作製した（実施例１）。一方、Ｎｉを添加しないこと以外では実施例１と同様の組成を有する母合金を用い、実施例１と同様にして比較例１を作製した。
【００３８】
プレス成形前における粉末の平均粒径は４．４〜４．６μｍであった。成形は、１．０Ｔの磁場中で行った。成形後、１０００〜１１００℃で４時間の焼結工程、及び５８０〜６６０℃で２時間の時効処理を行った。得られた焼結体は、１１ｍｍ×１０ｍｍ×１８ｍｍの直方体形状を有していた。
【００３９】
図１は、Ｎｉ添加量と磁石特性との関係を示すグラフである。グラフの左側縦軸は保磁力ＨcJ（ｋＡ／ｍ）であり、右側縦軸は残留磁束密度Ｂr（Ｔ）である。保磁力の測定値は「○」で示し、残留磁束密度Ｂrの測定値は「◆」で示している。
【００４０】
図１からわかるように、僅か０．０５原子％のＮｉを添加するだけで、比較例１（Ｎｉ無添加）の保磁力ＨcJ（約３４０ｋＡ／ｍ）に比べて２倍以上の値（約約８００ｋＡ／ｍ）に増加することがわかる。図１の例では、Ｎｉ添加量が０．０５原子％程度で保磁力ＨcJはピーク値を示している。Ｎｉ添加量が０．４原子％を超えて大きくなると、Ｎｉ添加の効果は徐々に低下してゆく。一方、残留磁束密度Ｂrは、Ｎｉ添加量が０．４原子％以下であれば、ほとんど変化しない。
【００４１】
更に詳しい実験によると、Ｎｉ添加の効果は、Ｎｉ添加量が０．００５原子％以上の場合に発現することがわかった。以上のことから、本発明では、Ｎｉ添加量を０．００５原子％以上０．４原子％以下の範囲に設定している。
【００４２】
（実施例２）
Ｎｄ：１４．１原子％、Ｂ：６．１原子％、残部Ｆｅからなる合金を用意して、上述した実施形態の製造方法によって焼結磁石を作製した（実施例２及び比較例２）。この例では、プレス成形工程前における上記合金の粉末に対して０．０２〜０．５原子％のＮｉ粉末を混合し、比較例２では、Ｎｉ粉末を混合しなかった。Ｎｉは、Ｎｉメタル粉末又はＮｉＯ粉末の２通りの形態で合金粉末と混合した。
【００４３】
プレス成形前における粉末の平均粒径は４．６μｍであった。プレス成形は１．０Ｔの磁場中で行った。プレス成形後、１０００〜１１００℃で４時間の焼結工程、及び、５８０〜６２０℃で２時間の時効処理を行った。得られた焼結体は、１１ｍｍ×１０ｍｍ×１８ｍｍの直方体形状を有していた。
【００４４】
図２は、Ｎｉ添加量と保磁力ＨcJとの関係を示すグラフである。図２では、Ｎｉメタル粉末を添加した場合の測定結果を「○」で示し、ＮｉＯ粉末を添加した場合の測定結果は「×」で示している。
【００４５】
図１及び図２を比較してわかるように、Ｎｉ微量添加の効果は、添加のタイミングに依存していない。Ｎｉ粉砕する前の合金段階から添加していてもよいし、また、粉末化した後に添加してもよい。また、図２から明らかなように、Ｎｉ添加は、酸化物などのＮｉ化合物の形態で添加しても、Ｎｉメタルの状態で添加してもよい。
【００４６】
（実施例３）
以下の表１に示す組成を有する合金を用意して、上述した実施形態の製造方法によって焼結磁石（実施例３及び比較例３）を作製した。
【００４７】
プレス成形前における粉末の平均粒径は４．５μｍであった。成形は、１．０Ｔの磁場中で行った。成形後、１０００〜１１００℃で４時間の焼結工程、及び、５００〜６２０℃で２時間の時効処理を行った。得られた焼結体は、１１ｍｍ×１０ｍｍ×１８ｍｍの直方体形状を有していた。
【００４８】
実施例３及び比較例３の組成及び磁気特性を、以下の表１に示す。
【００４９】
【表１】
0005235264.tif 000002
【００５０】
表１からわかるように、Ｎｉ以外にＣｕやＡｇが添加されていても、高い残留磁束密度Ｂr及び保磁力ＨcJを得ることができる。ただし、ＮｉおよびＣｕの総量が０．４原子％よりも多い０．６原子％の場合は、Ｎｉが添加されていても保磁力ＨcJが低下した。
【００５１】
（実施例４）
Ｎｄ：１４．１原子％、Ｂ：６．１原子％、Ｎｉ：０．０５原子％、Ａｌ：０．０５〜０．５原子％、残部Ｆｅからなる合金を用意して、上述した実施形態の製造方法によって焼結磁石を作製した（実施例４及び比較例４）。
【００５２】
プレス成形前における粉末の平均粒径は４．５〜４．７μｍであった。成形は、１．０Ｔの磁場中で行った。成形後、１０００〜１０６０℃で４時間の焼結工程、及び、６００〜６２０℃で２時間の時効処理を行った。得られた焼結体は、１１ｍｍ×１０ｍｍ×１８ｍｍの直方体形状を有していた。
【００５３】
図３は、残留磁束密度ＢrとＡｌ添加量との関係を示すグラフである。Ａｌ添加量が０．４０原子％を超えると、飽和磁束密度が低くなり、Ｎｉ微量添加の効果が損なわれるおそれがあることがわかる。
【００５４】
（実施例５）
Ｎｄ：１１．４原子％、Ｐｒ；２．８原子％、Ｂ：６．１原子％、Ｎｉ：０．０５原子％、残部Ｆｅからなる合金を用意し、実施例１と同様の工程により、実施例５を作製した。実施例５について磁石特性を測定したところ、保磁力ＨcJは８５５ｋＡ／ｍ、残留磁束密度Ｂrは１．３９Ｔであった。Ｎｄ以外にＰｒなどの希土類元素が添加される場合でも本発明の効果を奏することができることを確認した。
【産業上の利用可能性】
【００５５】
本発明の希土類焼結磁石は、ＣｕやＡｌが添加された従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石と同等の保磁力を発現するとともに、それらの磁石よりも高い残留磁束密度を示す。このため、本発明の希土類焼結磁石は、保磁力及び残留磁束密度の両方が高い値を有することの求められる種々の用途に好適に用いられる。
【図面の簡単な説明】
【００５６】
【図１】Ｎｉ添加量と磁石特性との関係を示すグラフである。グラフの左側縦軸は保磁力ＨcJ（ｋＡ／ｍ）であり、右側縦軸は残留磁束密度Ｂr（Ｔ）である。保磁力の測定値は「○」で示し、残留磁束密度Ｂrの測定値は「◆」で示している。
【図２】Ｎｉ添加量と保磁力ＨcJとの関係を示すグラフである。図２では、Ｎｉメタル粉末を添加した場合の測定結果を「○」で示し、ＮｉＯ粉末を添加した場合の測定結果は「×」で示している。
【図３】残留磁束密度ＢrとＡｌ添加量との関係を示すグラフである。
【図１】
0005235264.tif 000003
【図２】
0005235264.tif 000004
【図３】
0005235264.tif 000005