JP2740981B2

JP2740981B2 - 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

Info

Publication number: JP2740981B2
Application number: JP2234371A
Authority: JP
Inventors: 俊雄上田; 純一矢野; 祐一佐藤; 正康千田; 誠治磯山; 誠一久野
Original assignee: Dowa Mining Co Ltd
Current assignee: Dowa Holdings Co Ltd
Priority date: 1990-09-06
Filing date: 1990-09-06
Publication date: 1998-04-15
Anticipated expiration: 2013-04-15
Also published as: JPH04116144A

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−Fe−Ｂ系磁石が佐川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−Co系磁石に比べて磁力は優れる
ものの，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，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−Fe−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
（iHc）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
の安定化を図る手段としては，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，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，保磁力が急激に低下す
ることは既に述べたところだが，この保磁力の低下がも
たらす重大な欠点は，大きな不可逆減磁を招くというこ
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，実使用に際しては環
境温度及び形状が厳しく制限され，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iHc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をであるが，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iHc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,Ho,Gd,Er,Tm,Ybの重希土類元素の添加を特定
し，これによりiHc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iHc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160℃
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i
Hcが高くなると，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
るまで十分に大きな磁界で着磁する必要があり，着磁率
が低いと磁気特性の不安定を招くが，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，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ベルで
の高iHc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，
R₂Fe₁₄B〔又はR₂(Fe,Co)₁₄B〕型の正方晶と，RFe₄B₄〔R
(Fe,Co)₄B₄〕型のＢリッチ相,Rリッチ相及びB₂O₃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)₂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iHc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基本的な
対策としては，磁石組織の観点から次のことが言える。
（１）正方晶の均質化，（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60-32306号公報は，室
温におけるiHc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
加物により異方性磁界を大きくすることによって，室温
におけるiHcを極めて高くし，その結果，不可逆減磁を
改善するという，高温時のiHc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59-21730
4号公報では，焼結後350℃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B₂O₃相等の不純物
相が存在していることから，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。このため該法により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。

このように従来技術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，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，その大きさは正方晶と同程度にもなる
ことから，不純物相としての欠陥だけでなく，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，例えば特開昭59-46008号公報及び前摘の特開
昭59-64733号公報では,1kOe以上のiHc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,iHcを3kOe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iHc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iHc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，不純物相として多くのＢリッチ相
を含有する従来材を実用化するためには，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,iHcを極めて高くすることなく
比較的低いiHc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，磁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，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＝R₁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T
b,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，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C,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−Fe−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，粒径が好ましくは0.3〜150μ
ｍ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＝R₁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）:10〜30％，R₂:0〜20％,Co:40％
以下（０原子％を含まず）,B:2％未満（０原子％を含ま
ず）,C:0.1〜20％，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減磁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，一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
iHc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，例えば，パーミアンス係数（Pc）が3,
iHcが13kOeの磁石を環境温度160℃で30分放置した後，
室温に戻した時，その不可逆減磁率は‐３％である。他
方，同じくPc3でiHc 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‐８％であり,iHc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iHc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）maxの温度依存性を後述の
第２図に示すが，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，本発明磁石の磁気特性については，等方性焼結
磁石では,Br≧4000（Ｇ）,iHc≧4000（Oe），（BH）max
≧４（MGOe），異方性焼結磁石では,Br≧7000（Ｇ）,iH
c≧4000（Oe），（BH）max≧10（MGOe）であり，従来の
Ｒ−Fe−Ｂ系永久磁石と同等以上の値を有する。

このような新規な不可逆減磁特性は，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，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，つまり該
相の16重量％以下がＣとなるように，好ましくは0.05〜
16重量％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。更には該相の50重量％以下，好ま
しくは0.04〜50重量％がR₂となるように該相にR₂を含有
させることにより，一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，例えば磁石合金が，
焼結体であれば，焼結時の急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，このような非磁性相で各磁性
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％未満に低減することによ
り，磁気特性は従来の同等レベル以上でありながら不可
逆減磁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。

〔発明の詳述〕

本発明磁石は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％未満のＢ量では保磁
力iHcが1kOe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Ｂ量では上記特開昭59
-46008号公報と同様にiHcが1kOe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，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ップを
招くという理由からハードフエライト磁石相当のBr 400
0G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−Co−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,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提案し，更に他
の出願人による特開昭63-77103号公報でも同じ目的から
Ｃを1000ppm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して含有させ
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
に大きく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Ｂ量
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1kOe以下になるとされていたのであるが，本発明では
２原子％未満のＢ量であってもiHcは4kOe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粒の各々
を包囲するＣ又はＣ及びR₂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
R₂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
のような不可逆減磁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１種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α−FeやR(Fe,Co)₂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
成しても逆磁区核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，本発明による永
久磁石合金の粒界相では，不定比なＲ−Fe−Co−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，これにより逆磁区核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，加熱に伴う急激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
逆磁区核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，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，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大きく更に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，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％を必須とする。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iHcが4KOe未満となることもある。一方，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，
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iHcの低下が著しく，又30μｍ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0.001μｍ〜3
0μｍの範囲，好ましくは0.005μｍ〜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％，R₂:0〜20％,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
％，R₂:0.04〜20％,Co:40％以下（（０原子％を含ま
ず）,B:2％未満（０原子％を含まず）,C:0.1〜20％，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，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0.1〜2
0原子％とするが，前述の粒界相中のＣは不可逆減磁を
改善するだけでなく,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16重量％以下（０重量％は含まず），好ましく
は0.05〜16重量％，更に好ましくは0.1〜16重量％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＝R₁＋R₂であって，ここでR₁は
Y,La,Ce,Nd,Pr及びSmのうち１種又は２種以上が用いら
れる。なお２種以上の混合物であるミッシュメタル，ジ
ジム等も用いることができる。R₂はTb,Dy,Gd,Ho,Er,Tm
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,10〜30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R₂を０〜20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，純ボロン又はフエ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，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iHcが極端に低下し本発
明の目的を達成できなくなる。フエロボロンとしてはA
l,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−Co,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Co量が40原子％を超えると,BrやiHc
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0.001
〜30μm,好ましくは0.001〜15μｍ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,0.5〜50
μｍの範囲にある。磁性結晶粒の粒径が0.3μｍ未満に
なるとiHcが4KOe未満となり，また150μｍを超えるとiH
cの低下が著しくなり，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，
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，又，良好
な磁気特性を有することか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，例えば次の製品
が挙げられる。

DCブラシレスモーター，サーボモータ等の各種モータ
ー；駆動用アクチュエーター，光学ビックアップ用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;MRI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；ブザー，
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；光アイソレーター，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，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，特殊な環境用として保護被膜の必要が
生じた場合でも，磁石内部か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，ボロン含有量19.32％のフエロボロン合金，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，組成比（原子比）として18Nd−59Fe−15Co−1B−
0.2Cとなるように計量・配合し，真空中，高周波誘導炉
で溶解した後，水冷銅鋳型中に鋳込み，合金塊を得た。
このようにして得られた合金塊を680℃で15時間加熱
後，炉内放冷した。次いで該合金塊をジョークラッシャ
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−100meshまで粗砕した後，組成比（原子比）が18Nd-
59Fe−15Co−1B−7C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粉に添加し，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10KOeの磁界中１ton/cm²の圧力で
成形した後，アルゴンガス中1120℃で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，組成比が18Nd−61Fe−15Co
−6Bとなるように計量・配合し，実施例１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，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減磁率をフラ
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（Pc）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，室温（25℃）
でフラックスを測定する。この時のフラックス値をA_oと
する。

（２）ついで上記試料を所定の温度（ｔ℃）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_tとする。

（３）不可逆減磁率の値を次の式で算出する。

なお，加熱処理温度を変化させて測定する場合は，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4
0,60,80,100,120,140,及び160℃における測定値を第１
図に，又160℃における値を表１に示した。

第１図から明らかのように，本発明による実施例１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℃）における保磁力（iHc）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℃における
不可逆減磁率は−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（BH）maxの温度依
存性を評価した。

該評価は不可逆減磁率とは異なり，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
℃とした場合の（BH）max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℃）に
おける（BH）maxが1.7（MGOe）低いにも拘らず，高温時
の（BH）maxは高く,160℃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，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
EPMA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SEMによる観察から100個
を測定したところ，その範囲は1.1〜34μｍであった。
一方,TEMにより測定した粒界相の厚みは0.015〜5.9μｍ
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（BH）maxの値も表１に示した。

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．恒湿下で６ケ月間
（5040時間）放置した時のBr,iHcの減少率を測定したと
ころ,Br:−0.25％,iHc:−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１の焼結体ではわずか１ケ月（720時間）後の減少
率がBr:−7.8％,iHc:−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とがわかる。

〔実施例２〜５〕カーボン量が，表１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２として18Nd−64Fe−15Co−3B,また比
較例３として18Nd−66Fe−15Co−1B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℃における不可
逆減磁率，粒界相におけるＣ量，磁性結晶粒径，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℃における不可逆減磁
率と室温に於ける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，−○−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，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２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。

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，表２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，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添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17.5Nd−0.5Dy−61Fe−15Co−6
B,比較例５として17.5Nd−0.5Dy−66Fe−15Co−1B,又比
較例６として17.5Nd−0.5Dy−58Fe−15Co−1B−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℃における不可
逆減磁率，粒界相におけるＣ量及びDy量，磁性結晶粒
径，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℃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，−○−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，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−▲−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（BH）max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，本発明による実施例８の焼
結体では，比較例４に比べて室温における（BH）max
が，ほぼ同等であるにも拘らず，高温時の（BH）maxは
高く,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，磁気特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iHc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か月以上放置すると原形を
留めないほど錆が著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じく表３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０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℃における不可
逆減磁率，粒界相におけるＣ量，磁性結晶粒径，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℃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，このうち−▲−のライン
はボロン含有量Ｂ＜2.0原子％，他方−▼−のラインは
ボロン含有量Ｂ≧2.0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）maxは０であった。

図に見られるように，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−○−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。
特にボロン含有量Ｂ＜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）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。

このようにして得られた焼結体の160℃における不可
逆減磁率，粒界相におけるＣ量及びDy量，磁性結晶粒
径，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℃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，このうち−●−のライン
はボロン含有量Ｂ＜2.0原子％，−◎−のラインはボロ
ン含有量Ｂ≧2.0原子％に対応している。

図に見られるように，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−○−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％未満にお
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）量にな
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℃における不可
逆減磁率，粒界相におけるＣ量およびDy量，磁性結晶粒
径，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℃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，−○−のラインが比較例であ
る。

図から明らかなように，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40,60,80,120,140及び160℃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，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iHc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℃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〕原料の溶解時に，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）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。

このようにして得られた焼結体の160℃における不可
逆減磁率，粒界相におけるＣ量及びDy量，磁性結晶粒
径，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。

図から明らかなように，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34〜43〕原料の溶解時にネオジウム（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，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。

このようにして得られた焼結体の160℃における不可
逆減磁率，粒界相におけるＣ量およびDy量，磁性結晶粒
径，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。

図から明らかなように，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（Dy）量になるように計量・配合し，更には
合金微粉末を無磁場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℃における不可
逆減磁率，粒界相におけるＣ量およびDy量，磁性結晶粒
径，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。

〔実施例45〜48〕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（Dy）量になるように計量・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。

また,160℃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，−●−及び−▲−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℃における不可逆減磁率の変化
を，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，本発明の焼結体磁石（実施例1,8）の室温（2
5℃）及び90,140,160℃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，本発明の焼結体磁石の不可逆減磁率と室温
（25℃）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。

フロントページの続き (72)発明者千田正康東京都千代田区丸の内１丁目８番２号同和鉱業株式会社内 (72)発明者磯山誠治東京都千代田区丸の内１丁目８番２号同和鉱業株式会社内 (72)発明者久野誠一東京都千代田区丸の内１丁目８番２号同和鉱業株式会社内

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｒ−Fe−Co−Ｂ−Ｃ系合金磁石（但し,Rは
Ｒ＝R₁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,E
r,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。
【請求項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R₂を含
む請求項１に記載の永久磁石合金。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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R₂である請求項２又は３に記載の
永久磁石合金。
【請求項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％，R₂:
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。
【請求項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。