(57)【要約】【課題】高特性のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の量産性を高めることのできるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法を提供することを目的とする。【解決手段】Ｒ2Ｔ14Ｂ相を主体とし、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｃｕを含むＲ−Ｔ−Ｂ合金、及びＲ及びＴを主体とするＲ−Ｔ合金を作製する工程と、Ｒ−Ｔ−Ｂ合金からなる粉末及びＲ−Ｔ合金からなる粉末との混合物を得る工程と、混合物からなる所定形状の成形体を作製する工程と、成形体を焼結して焼結体を得る工程と、を備え、混合物を得る工程にて、混合物に含まれるＣｏ量の５０％以上をＲ−Ｔ−Ｂ合金からなる粉末から供給するようにした。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｒ２Ｔ１４Ｂ相（ただし、ＲはＹを含む希土類元素の１種又は２種以上、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする１種又は２種以上の遷移金属元素）からなる主相と、前記主相よりＲを多く含む粒界相とを含む焼結体からなるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法であって、
Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を主体とし、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｃｕを含むＲ−Ｔ−Ｂ合金からなる粉末、及びＲ及びＴを主体とするＲ−Ｔ合金からなる粉末の混合物を得る工程と、
前記混合物からなる所定形状の成形体を作製する工程と、
前記成形体を焼結して焼結体を得る工程と、を備え、
前記混合物を得る工程にて、前記混合物に含まれるＣｏ量の５０％以上を前記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金からなる粉末から供給することを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法。
【請求項２】
前記焼結体の組成が、Ｒ：２８〜３３ｗｔ％、Ｂ：０．５〜１．５ｗｔ％、Ａｌ：０．０３〜０．３ｗｔ％、Ｃｕ：０．１５ｗｔ％以下（０を含まず）、Ｃｏ：２ｗｔ％以下（０を含まず）、Ｚｒ：０．０３〜０．２５ｗｔ％、残部実質的にＦｅからなることを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法。
【請求項３】
前記焼結体に含まれる酸素量が２０００ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法。
【請求項４】
前記焼結体に含まれる炭素量が３００〜２０００ｐｐｍであることを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法。
【請求項５】
前記焼結体の角形比Ｈｋ／ＨｃＪ（ＨｃＪは保磁力、Ｈｋは、磁気ヒステリシスル−プの第２象限において、磁化が残留磁束密度の９０％になるときの外部磁界強度。）が９０％以上であることを特徴とする請求項１から４のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｒ（ＲはＹを含む希土類元素の１種又は２種以上）、Ｔ（ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする少なくとも１種以上の遷移金属元素）及びＢ（ホウ素）を主成分とする磁気特性に優れたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
希土類永久磁石の中でもＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、磁気特性に優れていること、主成分であるＮｄが資源的に豊富で比較的安価であることから、需要は年々、増大している。Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の磁気特性を向上するための研究開発も精力的に行われており、例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石に０．０２〜０．５ａｔ％のＣｕを添加することにより、磁気特性の向上と熱処理条件を改善する報告がなされている（例えば、特許文献１参照。）。しかしながら、高性能磁石に要求されるような高磁気特性、具体的には高い保磁力（ＨｃＪ）及び残留磁束密度（Ｂｒ）を得るには不十分であった。
【０００３】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石をさらに高性能化するためには、合金中の酸素量を低下させることが必要である。しかし、合金中の酸素量を低下させると焼結工程において異常粒成長が起こりやすく、角形比が低下する。合金中の酸素が形成している酸化物が結晶粒の成長を抑制しているためである。
そこで磁気特性を向上する手段として、Ｃｏ、Ａｌ、Ｃｕ、さらにＺｒ、Ｎｂ又はＨｆを含有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石中に微細なＺｒＢ化合物、ＮｂＢ化合物又はＨｆＢ化合物（以下、Ｍ−Ｂ化合物）を均一に分散して析出させることにより、焼結過程における粒成長を抑制し、磁気特性と焼結温度幅を改善する報告がなされている（例えば、特許文献２参照。）。しかしながら、特許文献２に開示される実施例３−１では焼結温度幅が２０℃程度と狭く、量産炉などで高い磁気特性を得るには、さらに焼結温度幅を広げることが望ましい。
そこで、特許文献３によれば、Ｚｒの分散性を良好なものとし、かつＺｒが特定の元素（具体的にはＣｕ、Ｃｏ、Ｎｄ）とともに濃度の高い領域を形成させることで、得られる永久磁石の角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）が９０％以上となる焼結温度幅を、４０℃以上とすることができるとの報告がなされている。
そして、特許文献４によれば、Ｚｒの分散性を良好なものとするには、Ｒ２Ｔ１４Ｂ系金属間化合物を主体とする主相形成用の合金と、主相間に存在する粒界相形成用の合金とを混合して希土類永久磁石を得る製造方法において、主相形成用の合金にＺｒを含有させるのが良いとしている。さらに、主相形成用の合金には、Ｚｒに加えて、Ｃｕ及びＡｌの１種又は２種を同時に添加する方法が良いことを提唱している。
【０００４】
【特許文献１】特開平１−２１９１４３号公報（第１頁）
【特許文献２】特開２００２−７５７１７号公報（第１頁）
【特許文献３】国際公開第２００４／０２９９９５号パンフレット
【特許文献４】国際公開第２００４／０２９９９８号パンフレット
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、上記したような従来の手法では、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の保磁力変化に影響が大きい時効熱処理の温度幅によって、磁気特性のばらつきが大きいという問題がある。
焼結で得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の磁気特性は、焼結後の時効熱処理の条件に大きく依存するところがある。工業的生産規模においては、炉内の全域で加熱温度を均一にすることは困難である。このため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石において、炉内の温度分布範囲内程度には熱処理温度が変動しても所望する磁気特性を得ることが要求される。
しかしながら、良好な保磁力が得られる適正な時効温度の幅（以下、これを時効適正温度幅と称する）が狭いと、炉内の温度分布の影響を受け、良好な保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石が得られる率が低くなり、生産性を向上させるのが困難となる。
本発明は、このような技術的課題に基づいてなされたもので、高特性のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の量産性を向上させることのできるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
かかる目的のもと、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相（ただし、ＲはＹを含む希土類元素の１種又は２種以上、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする１種又は２種以上の遷移金属元素）からなる主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを含む焼結体からなるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法であって、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を主体とし、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｃｕを含むＲ−Ｔ−Ｂ合金からなる粉末、及びＲ及びＴを主体とするＲ−Ｔ合金からなる粉末の混合物を得る工程と、前記の混合物からなる所定形状の成形体を作製する工程と、成形体を焼結して焼結体を得る工程と、を備え、混合物を得る工程にて、混合物に含まれるＣｏ量の５０％以上をＲ−Ｔ−Ｂ合金からなる粉末から供給することを特徴とする。
【０００７】
このような製法は、焼結体の組成が、Ｒ：２８〜３３ｗｔ％、Ｂ：０．５〜１．５ｗｔ％、Ａｌ：０．０３〜０．３ｗｔ％、Ｃｕ：０．１５ｗｔ％以下（０を含まず）、Ｃｏ：２ｗｔ％以下（０を含まず）、Ｚｒ：０．０５〜０．２５ｗｔ％、残部実質的にＦｅからなる高特性のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を製造する際に用いるのに適している。
このような製法を採用することで、焼結体に含まれる酸素量が２０００ｐｐｍ以下であるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を製造できる。また、その焼結体に含まれる炭素量は３００〜２０００ｐｐｍとすることができる。
また、このような製法によれば、Ｒ−Ｔ−Ｂ合金からなる粉末に、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｃｕを含み、さらに混合物に含まれるＣｏ量の５０％以上を含むことで、焼結体の角形比Ｈｋ／ＨｃＪ（ＨｃＪは保磁力、Ｈｋは、磁気ヒステリシスル−プの第２象限において、残留磁束密度に対する磁化の割合が９０％になるときの外部磁界強度。）が９０％以上である焼結体、すなわちＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を、より広い熱処理温度範囲で製造することが可能となる。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、高い角形比を有したＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を得ることのできる熱処理温度幅を広げることが可能となり、これによって高特性を有したＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の量産性を向上させることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
＜組織＞
本発明によって得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、よく知られているように、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相（ＲはＹを含む希土類元素の１種又は２種以上、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする遷移金属元素の１種又は２種以上）からなる主相と、この主相よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも含む焼結体から構成される。
【００１０】
＜化学組成＞
次に、本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の望ましい化学組成について説明する。ここでいう化学組成は焼結後における化学組成をいう。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、希土類元素（Ｒ）を２５〜３５ｗｔ％含有する。
ここで、希土類元素は、Ｙを含む希土類元素（Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｙｂ及びＬｕ）の１種又は２種以上である。希土類元素の量が２５ｗｔ％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の主相となるＲ２Ｔ１４Ｂ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、希土類元素が３５ｗｔ％を超えると主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ相の体積比率が低下し、残留磁束密度が低下する。また希土類元素が酸素と反応し、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。したがって、希土類元素の量は２５〜３５ｗｔ％とする。望ましい希土類元素の量は２８〜３３ｗｔ％、さらに望ましい希土類元素の量は２９〜３２ｗｔ％である。
【００１１】
Ｎｄは資源的に豊富で比較的安価であることから、希土類元素としての主成分をＮｄとすることが好ましい。またＤｙの含有はＲ２Ｔ１４Ｂ相の異方性磁界を向上させ、保磁力を向上させる上で有効である。よって、希土類元素としてＮｄ及びＤｙを選択し、Ｎｄ及びＤｙの合計を２５〜３３ｗｔ％とすることが望ましい。そして、この範囲において、Ｄｙの量は０．１〜１２ｗｔ％が望ましい。Ｄｙは、残留磁束密度及び保磁力のいずれを重視するかによって上記範囲内においてその量を定めることが望ましい。つまり、高い残留磁束密度を得たい場合にはＤｙ量を０．１〜３．５ｗｔ％とし、高い保磁力を得たい場合にはＤｙ量を３．５〜１２ｗｔ％とすることが望ましい。
【００１２】
また、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、ホウ素（Ｂ）を０．５〜４．５ｗｔ％含有する。Ｂが０．５ｗｔ％未満の場合には高い保磁力を得ることができない。ただし、Ｂが４．５ｗｔ％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、上限を４．５ｗｔ％とする。望ましいＢの量は０．５〜１．５ｗｔ％、さらに望ましいＢの量は０．８〜１．２ｗｔ％である。
【００１３】
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種を０．０２〜０．５ｗｔ％の範囲で含有することができる。この範囲でＡｌ及びＣｕの１種又は２種を含有させることにより、得られる永久磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。Ａｌを添加する場合において、望ましいＡｌの量は０．０３〜０．３ｗｔ％、さらに望ましいＡｌの量は０．０５〜０．２５ｗｔ％である。また、Ｃｕを添加する場合において、望ましいＣｕの量は０．１５ｗｔ％以下（０を含まず）、さらに望ましいＣｕの量は０．０３〜０．０８ｗｔ％である。
【００１４】
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、Ｚｒを０．０３〜０．２５ｗｔ％の範囲で含有することが望ましい。ＺｒはＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の磁気特性向上を図るために酸素量を低減する際に、焼結過程での結晶粒の異常成長を抑制する効果を発揮し、焼結体の組織を均一かつ微細にする。したがって、Ｚｒは酸素量が低い場合にその効果が顕著になる。Ｚｒの望ましい量は０．１〜０．２３ｗｔ％、さらに望ましい量は０．１５〜０．２ｗｔ％である。
【００１５】
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、その酸素量を２０００ｐｐｍ以下とする。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。そこで本発明では、焼結体中に含まれる酸素量を、２０００ｐｐｍ以下、望ましくは１５００ｐｐｍ以下、さらに望ましくは１０００ｐｐｍ以下とする。
【００１６】
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、Ｃｏを４．０ｗｔ％以下（０を含まず）、望ましくは０．１〜２．０ｗｔ％、さらに望ましくは０．３〜０．７ｗｔ％含有する。ＣｏはＦｅと同様の相を形成するが、キュリー温度の向上、粒界相の耐食性向上に効果がある。
【００１７】
＜製造方法＞
次に、本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の好適な製造方法について説明する。
本実施の形態では、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を主体とする主相用合金と、ＲとＴを主成分とする粒界相用合金とを用いて本発明にかかる希土類永久磁石を製造する方法について示す。
【００１８】
はじめに、真空又は不活性ガス、好ましくはＡｒ雰囲気中でストリップキャスティングすることにより、主相用合金及び粒界相用合金を得る。
主相用合金には、希土類元素、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｃｕ及びＢの他に、Ａｌを含有させることができ、また、粒界相用合金にも、希土類元素、Ｆｅ、Ｃｏの他に、Ｃｕ及びＡｌを含有させることができる。
ここで、主相を構成する主相用合金には、Ｃｏについて、最終組成物中のＣｏ含有量の５０％以上を添加するのが好ましい。主相用合金に添加するＣｏを増やすことで、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の角形比を高めることができる。ここで、主相を構成する主相用合金へのＣｏ添加量の好ましい範囲は、最終組成物中のＣｏ含有量の６０％以上であり、より好ましい範囲は８０％以上である。
さらに、主相用合金には、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｃｕを必須の添加とするのが好ましい。これにより、熱処理、特に時効処理における適正温度幅を広げることが可能となる。
【００１９】
主相用合金及び粒界相用合金が作製された後、これらの原料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、それぞれ粒径数百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。粗粉砕性を向上させるために、水素を吸蔵させた後、粗粉砕を行なうことが効果的である。
粗粉砕工程後、微粉砕工程に移る。微粉砕には、主にジェットミルが用いられ、粒径数百μｍ程度の粗粉砕粉末が、平均粒径３〜５μｍになるまで粉砕される。ジェットミルは、高圧の不活性ガス（例えば窒素ガス）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。
【００２０】
微粉砕工程において主相用合金及び粒界相用合金を別々に粉砕した場合には、微粉砕された主相用合金粉末及び粒界相用合金粉末とを窒素雰囲気中で混合する。主相用合金粉末及び粒界相用合金粉末の混合比率は、重量比で８０：２０〜９７：３程度とすればよい。主相用合金及び粒界相用合金を一緒に粉砕する場合の混合比率も同様である。微粉砕時に、脂肪酸アミド、脂肪酸、金属石鹸等の潤滑剤を０．０１〜０．３ｗｔ％程度添加することにより、成形時に配向性の高い微粉を得ることができる。
次いで、主相用合金粉末及び粒界相用合金粉末からなる混合粉末を、電磁石に抱かれた金型内に充填し、磁場印加によってその結晶軸を配向させた状態で磁場中成形する。この磁場中成形は、１２〜１７ｋＯｅ（９６０〜１３６０ｋＡ／ｍ）の磁場中で、０．７〜１．５ｔｏｎ／ｃｍ２（７０〜１５０ＭＰａ前後の圧力で行なえばよい。
【００２１】
磁場中成形後、その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、粒度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、１０００〜１１００℃で１〜５時間程度焼結すればよい。
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、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℃近傍、６００℃近傍での所定時間の保持が有効である。８００℃近傍での熱処理を焼結後に行なうと、保磁力が増大するため、混合法においては特に有効である。また、６００℃近傍の熱処理で保磁力が大きく増加するため、時効処理を１段で行なう場合には、６００℃近傍の時効処理を施すとよい。
【００２２】
次に、具体的な実施例を挙げて本発明をさらに詳細に説明する。
【実施例】
【００２３】
１）原料合金
表１、表２に示すように、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒの含有量が異なる組成の原料合金（主相用合金及び粒界相用合金）をストリップキャスト法により作製した。なお、表１と表２では、原料合金におけるＤｙの含有量が異なっている。
【００２４】
【表１】
2007250605.tif 000002
【００２５】
【表２】
2007250605.tif 000003
【００２６】
２）水素粉砕工程
原料合金に対して室温にて水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気中で６００℃×１時間の脱水素を行なう、水素粉砕処理を行なった。
高磁気特性を得るべく、本実施例では、水素粉砕（粉砕処理後の回収）から焼結（焼結炉に投入する）までの各工程の雰囲気を、１００ｐｐｍ未満の酸素濃度に抑えてある。
【００２７】
３）混合・粉砕工程
通常、粗粉砕と微粉砕による２段粉砕を行っているが、本実施例では粗粉砕工程を省いている。
微粉砕を行なう前に粉砕助剤としてオレイン酸アミドを０．１ｗｔ％添加し、表３、表４に示す組合せで主相用合金と粒界相用合金とをナウターミキサーで３０分間混合した。なお、主相用合金である合金ａと粒界相用合金である合金ｂとの混合比率は、９５：５である。
その後、ジェットミルにて平均粒径４μｍになるまで微粉砕を行なった。
【００２８】
【表３】
2007250605.tif 000004
【００２９】
【表４】
2007250605.tif 000005
【００３０】
４）成形工程
得られた微粉末を１５ｋＯｅ（１２００ｋＡ／ｍ）の配向磁場中で１．２ｔｏｎ／ｃｍ２（１２０ＭＰａ）の圧力で成形を行い、成形体を得た。
５）焼結、時効工程
この成形体を真空中において、表３、４に示す焼結温度で４時間焼結した後、急冷した。次いで得られた焼結体に８５０℃×１時間と５７０℃×１時間（ともにＡｒ雰囲気中）の２段時効処理を施した。
【００３１】
得られた永久磁石の化学組成は、表３に示すＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の場合、２１．８ｗｔ％Ｎｄ−８．４ｗｔ％Ｄｙ−０．２ｗｔ％Ａｌ−０．１ｗｔ％Ｃｕ−１．０ｗｔ％Ｂ−０．２ｗｔ％Ｚｒ−０．５ｗｔ％Ｃｏ−ｂａｌ．Ｆｅであり、表４に示すＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の場合は、２５．０ｗｔ％Ｎｄ−５．０ｗｔ％Ｄｙ−０．２ｗｔ％Ａｌ−０．１ｗｔ％Ｃｕ−１．０ｗｔ％Ｂ−０．２ｗｔ％Ｚｒ−０．５ｗｔ％Ｃｏ−ｂａｌ．Ｆｅとした。なお、各磁石の酸素量、窒素量を表３、表４に示すが、酸素量は０．０８ｗｔ％以下、窒素量は０．０３ｗｔ％以下と低い値となっている。
【００３２】
得られた永久磁石についてＢ−Ｈトレーサにより磁気特性を測定した。その結果を表３、表４に示す。なお、表３、表４において、Ｂｒは残留磁束密度、ＨｃＪは保磁力を示す。また、角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）は磁石性能の指標となるものであり、磁気ヒステリシスル−プの第２象限における角張の度合いを表す。なおＨｋは、磁気ヒステリシスル−プの第２象限において、残留磁束密度に対する磁化の割合が９０％になるときの外部磁界強度である。
【００３３】
表３、表４において、保磁力（ＨｃＪ）を比較すると、Ｃｏの主相合金への供給割合が５０％以上となる配合種別Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋにおいては、Ｃｏの主相合金への供給割合が５０％を下回る配合種別Ａ、Ｂ、Ｆ、Ｇに比較し、より広い焼結温度範囲で、高い保磁力（ＨｃＪ）を維持できており、高い角形比を確保することができる。
特に、表３に示す組成の場合、その焼結温度に関わらず、Ｃｏの主相合金への供給割合が５０％以上となる配合種別Ｃ、Ｄ、Ｅにおいては、Ｃｏの主相合金への供給割合が５０％を下回る配合種別Ａ、Ｂに比較し、角形比の絶対値自体が向上している。
また、表４に示す組成の場合、Ｃｏの主相合金への供給割合が５０％となる配合種別Ｈにおいては、焼結温度が１１３０℃となると角型比が低下しているため、好ましいＣｏの主相合金への供給割合は６０％以上であることがわかる。さらに、Ｃｏの主相合金への供給割合が７０％となる配合種別Ｉにおいては、焼結温度が１１３０℃で角型比が若干低下しているため、さらに好ましいＣｏの主相合金への供給割合は８０％以上であることがわかる。
このように、Ｃｏの主相合金への供給割合が５０％以上とすることで、高い角形比を、より広い焼結温度範囲で維持することができ、これは、工業的生産において実用的なものとすることができる。
【００３４】
続いて、上記と同様にして得た主相用合金である合金ａと粒界相用合金である合金ｂを、表４に示した配合種別Ｆ〜Ｋで配合し、微粉砕した後、得られた微粉末を１５ｋＯｅ（１２００ｋＡ／ｍ）の配向磁場中で１．２ｔｏｎ／ｃｍ２（１２０ＭＰａ）の圧力で成形を行い、成形体を得た。
この後、この成形体を、真空中において、焼結温度１０９０℃で４時間焼結した後、急冷した。次いで得られた焼結体に、表５に示すような条件で、２段時効処理を施した。このとき、１段目と２段目の温度保持時間は各１時間とした。
【００３５】
【表５】
2007250605.tif 000006
【００３６】
得られた永久磁石についてＢ−Ｈトレーサにより磁気特性を測定した。その結果を表５に示す。
表５において、保磁力（ＨｃＪ）を比較すると、２段目の時効処理において高い保磁力（ＨｃＪ）を確保できる温度幅が、Ｃｏの主相合金への供給割合が５０％以上となる配合種別Ｈ、Ｉ、Ｋにおいては６０℃程度の幅を確保できるのに対し、Ｃｏの主相合金への供給割合が５０％を下回る配合種別Ｇでは、４０℃程度となっているのがわかる。
このように、Ｃｏの主相合金への供給割合が５０％以上とすることで、高い角形比を、より広い熱処理温度範囲で維持することができ、これにより生産性を高めて、工業的生産において実用的なものとすることができる。
【００３７】
続いて、上記と同様にして得た主相用合金である合金ａと粒界相用合金である合金ｂを、表６に示した配合種別Ｌ〜Ｏで配合し、微粉砕した後、得られた微粉末を１５ｋＯｅ（１２００ｋＡ／ｍ）の配向磁場中で１．２ｔｏｎ／ｃｍ２（１２０ＭＰａ）の圧力で成形を行い、成形体を得た。ここで、表２に示したように、配合種別Ｌ、Ｍは、主相用合金にＺｒを含まず、配合種別Ｎ、Ｏは主相用合金にＣｕを含まない組成とした。
この後、この成形体を、真空中において、焼結温度１０９０℃で４時間焼結した後、急冷した。次いで得られた焼結体に、表５に示すような条件で、２段時効処理を施した。このとき、１段目と２段目の温度保持時間は各１時間とした。
【００３８】
【表６】
2007250605.tif 000007
【００３９】
得られた永久磁石についてＢ−Ｈトレーサにより磁気特性を測定した。その結果を表６に示す。
表５、表６において、保磁力（ＨｃＪ）を比較すると、Ｚｒ、Ｃｕを主相用合金に含む配合種別Ｉ、Ｋに対し、ＺｒまたはＣｕを主相用合金に含まない配合種別Ｌ〜Ｏは、２段目の時効処理において高い保磁力（ＨｃＪ）を確保できる温度幅が、４０℃程度と狭くなっているのがわかる。
このようにして、Ｃｏだけでなく、Ｚｒ、Ｃｕの主相合金への添加を必須としたうえで、Ｃｏの主相合金への供給割合を５０％以上とすることで、高い角形比を、より広い熱処理温度範囲で維持することができるのがわかり、これにより生産性を高めて、工業的生産において実用的なものとすることができる。