(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
R:11.5〜12.5at%(R:Yを含む希土類元素の少なくとも1種で、かつPrまたはNdの1種または2種をRのうち50at%以上含有)、T:79〜83at%(T:FeまたはFeの一部を50at%以下のCoで置換)、M:0.01〜2at%(M:Ga、Zr、Nb、Hf、Taのうち1種または2種以上)、B:5.5〜6.5at%からなり、鋳込み方向に平行な鋳塊の断面において、断面寸法が、幅L:30mm以上、鋳造時の熱流方向となる厚みd:10mm〜35mmで、寸法比L/dが3.0以上の関係を有し、該厚み方向で外側から中央に向かって、主にチル晶、柱状晶、等軸晶から構成され、該等軸晶部分が各々一定の成長方向に成長したデンドライト晶の集合組織からなり、かつ正方晶Nd2Fe14B型化合物が該合金中に85%以上存在し、鋳塊中にRが11.0%及びBが5.0%を下回る領域が体積比として20%以上存在しないことを特徴とする永久磁石用希土類合金鋳塊。
【請求項２】
請求項1の永久磁石用希土類合金鋳塊を、1120℃〜1160℃で0.5時間〜100時間、不活性雰囲気もしくは真空中で焼鈍後、平均粒度30μm〜5000μmに粉砕し、H2雰囲気中の昇温過程において、600℃〜750℃の温度域を昇温速度5℃/min〜200℃/minで昇温し、10kPa〜1000kPaのH2ガス中で750℃〜900℃に15分〜8時間加熱保持し、組織をR水素化物、T-B化合物、T相、R2T14B化合物の少なくとも4相の混合組織とする水素化不均化工程の後、さらにArガスまたはHeガスによる絶対圧100Pa〜50kPaの減圧気流中もしくは真空排気によって炉内の水素分圧を10kPa以下に保持しながら、700℃〜900℃、5分〜8時間加熱保持する脱H2処理し、その後冷却して平均結晶粒径が0.05μm〜1μmで、磁気的かつ結晶配向的に異方性を有することを特徴とする永久磁石用希土類合金粉末の製造方法。
【請求項３】
請求項2の製造方法で得た永久磁石用希土類合金粉末を、平均粒度20μm〜400μmに粉砕し、この粉砕粉末に樹脂または低融点金属を混合し成形固化することを特徴とするボンド磁石の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
この発明は、各種モーター、アクチュエーター等に用いることが可能な高い磁化と優れた磁気的異方性そして高保磁力を有するＲ（希土類元素）−Ｔ（鉄属元素）−（Ｍ）−Ｂ系永久磁石用希土類合金鋳塊および合金粉末、並びにボンド磁石の製造方法に係り、鋳塊の断面寸法比を特定して正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物が８５％以上で、低濃度のＲ、Ｂ領域がない鋳塊を得て、これを特定雰囲気で焼鈍し、特定の昇温条件、雰囲気条件でＨ2ガス中で水素化処理し、さらに特定条件の脱Ｈ2処理後に冷却することにより、結晶粒径が微細かつ磁気異方性を有する希土類合金粉末を得て、磁気特性の優れたボンド磁石を製造する永久磁石用希土類合金鋳塊および合金粉末並びにボンド磁石の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ｒ−Ｔ−（Ｍ）−Ｂ系永久磁石用合金の鋳造方法として、例えば特開平２−２５１３５９号公報に、溶湯を鋳型に鋳込む際に、内面に離型剤を塗布した鋳型に１２００〜１７００℃の溶湯を鋳込み、冷却時には包晶温度前後で冷却速度を変化させ、鋳造組成をほとんど柱状晶とする方法が提案されている。
上記鋳造方法で溶製された鋳塊は、鋳造組織がほとんど一方向に配向しているため、磁気的異方性の優れた鋳造磁石ができるとされている。
【０００３】
また、永久磁石用希土類合金粉末の水素化処理法による製造方法として、Ｒ−Ｔ−（Ｍ）−Ｂ系原料合金インゴットまたは粉末を、Ｈ2ガス雰囲気またはＨ2ガスと不活性ガスの混合雰囲気中で温度５００℃〜１０００℃に保持して上記合金のインゴットまたは粉末にＨ2を吸蔵させた後、Ｈ2ガス圧力１３Ｐａ（１×１０-1Ｔｏｒｒ）以下の真空雰囲気またはＨ2ガス分圧１３Ｐａ（１×１０-1Ｔｏｒｒ）以下の不活性ガス雰囲気になるまで温度５００℃〜１０００℃で脱Ｈ2処理し、次いで冷却する水素化処理方法が提案（特開平１−１３２１０６号公報）されている。
【０００４】
前記水素化処理法により製造されたＲ−Ｔ−（Ｍ）−Ｂ系合金磁石粉末は大きな保磁力と磁気異方性を有する。これは上記処理によって非常に微細な再結晶粒径、実質的には０．１μｍ〜１μｍの平均再結晶粒径を持つ組織となり、磁気的には正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ系化合物の単磁区臨界粒径に近い結晶粒径となっており、かつこれらの極微細結晶がある程度結晶方位を揃えて再結晶しているためである。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
このような結晶組織がボンド磁石用原料に要求される４００μｍ以下程度の粉末粒子内で単一の配向方向を有するためには、原料の鋳塊組織の異方性が高いことおよび成分の偏析が少ないことが要求され、そのためには柱状晶が発達したマクロ組織を得、かつ結晶組織が十分大きいという、鋳造では相反する条件を同時に満たすようにする必要がある。
【０００６】
ところが、上記Ｒ−Ｔ−（Ｍ）−Ｂ系永久磁石用希土類合金鋳塊の鋳造において、組成によって鋳造組織が大きく変化するため、鋳造条件を変化させても、あらゆる組成で異方性向上のためにすべての組織を柱状晶とすることは、一般に困難である。
特に本系合金鋳塊においては、目的の正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の組成に過剰なＲとＢを加えることで柱状晶が成長しやすくなるが、合金の磁化を向上させるためには、目的の正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相以外の相が存在することは好ましくなく、矛盾するこの２つの条件を満たすことは非常に困難であった。
【０００７】
この発明は、Ｒ−Ｔ−（Ｍ）−Ｂ系永久磁石用希土類合金鋳塊の鋳造において、鋳塊のすべての組織部位を柱状晶と同等な異方化度をもたせることができる鋳塊の製造方法の提供、また、上記鋳塊より結晶粒径が微細で磁気異方性を有する希土類合金粉末を取扱い容易にかつ効率よく製造できる希土類合金粉末の製造方法の提供、さらに、かかる希土類合金粉末より磁気特性の優れたボンド磁石を製造するボンド磁石の製造方法の提供を目的としている。
【0008】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、この発明を完成するに当たって、原料鋳塊の鋳造組織および組成と鋳造条件の関係を詳細に検討した結果、以下のことを明らかにした。
原料鋳塊の磁化向上、つまり鋳塊中の正方晶Nd2Fe14B型化合物相の含有率を向上させるために過剰なRとBを減少させると、得られる鋳造組織において柱状晶の割合が減少し、主にチル晶、柱状晶、等軸晶から構成されるようになる。
しかし、鋳塊サイズを限定して冷却条件を管理すると、等軸晶部分が、各々一定の成長方向に成長したデンドライト晶の集合組織となり、これによって等軸晶部でも結晶方位が同一な領域が広くなり、等軸晶部でも柱状晶部と変わりない異方性を持つ合金粉末が得られる。
さらに、このような過剰なNdとBが少ない組成ではインゴットの厚み方向に沿って鋳造組織を4種類以上に分類でき、それらはチル晶、柱状晶、等軸晶および中央部付近の鉄過剰組織である。
特に、鋳塊の厚み方向の中央部付近では合金中のNdとBの組成が大きく減少していて、正方晶Nd2Fe14B型化合物相の存在比が大きく低下し、長時間の焼鈍によっても均質化されないため、高特性の磁性粉末を得ることができない。
そこで、発明者らは、この中央部付近のNdとBが少ない鉄過剰組織が生成しない方法を種々に検討し、鋳塊の鋳造条件のうち、鋳込み方向に平行な鋳塊断面の熱流方向となる厚み方向と幅方向の寸法とその比率によって鋳造組織の制御が可能なことを知見し、この発明を完成した。
【０００９】
すなわち、この発明は、
R:11.5〜12.5at%(R:Yを含む希土類元素の少なくとも1種で、かつPrまたはNdの1種または2種をRのうち50at%以上含有)、T:79〜83at%(T:FeまたはFeの一部を50at%以下のCoで置換)、M:0.01〜2at%(M:Ga、Zr、Nb、Hf、Taのうち1種または2種以上)、B:5.5〜6.5at%からなり、鋳込み方向に平行な鋳塊の断面において、断面寸法が、幅L:30mm以上、鋳造時の熱流方向となる厚みd:10mm〜35mmで、寸法比L/dが3.0以上の関係を有し、該厚み方向で外側から中央に向かって、主にチル晶、柱状晶、等軸晶から構成され、該等軸晶部分が、各々一定の成長方向に成長したデンドライト晶の集合組織からなり、かつ正方晶Nd2Fe14B型化合物が該合金中に85%以上存在し、鋳塊中にRが11.0%及びBが5.0%を下回る領域が体積比で20%以上存在しないことを特徴とする永久磁石用希土類合金鋳塊である。
【００１０】
また、この発明は、
上記構成の永久磁石用希土類合金鋳塊を、１１２０℃〜１１６０℃で０．５時間〜１００時間、不活性雰囲気もしくは真空中で焼鈍後、平均粒度３０μｍ〜５０００μｍに粉砕し、
Ｈ2雰囲気中の昇温過程において、６００℃〜７５０℃の温度域を昇温速度５℃／ｍｉｎ〜２００℃／ｍｉｎで昇温し、
１０ｋＰａ〜１０００ｋＰａのＨ2ガス中で７５０℃〜９００℃に１５分〜８時間加熱保持し、組織をＲ水素化物、Ｔ−Ｂ化合物、Ｔ相、Ｒ2Ｔ14Ｂ化合物の少なくとも４相の混合組織とする水素化不均化工程の後、
さらにＡｒガスまたはＨｅガスによる絶対圧１００Ｐａ〜５０ｋＰａの減圧気流中もしくは真空排気によって炉内の水素分圧を１０ｋＰａ以下に保持しながら、７００℃〜９００℃、５分〜８時間加熱保持する脱Ｈ2処理し、
その後冷却して平均結晶粒径が０．０５μｍ〜１μｍで、磁気的かつ結晶配向的に異方性を有することを特徴とする永久磁石用希土類合金粉末の製造方法である。
【００１１】
また、この発明は、
上記構成の製造方法で得た永久磁石用希土類合金粉末を、平均粒度２０μｍ〜４００μｍに粉砕し、この粉砕粉末に樹脂または低融点金属を混合し成形固化することを特徴とするボンド磁石の製造方法である。
【００１２】
組成の限定理由
この発明に使用する原料合金に用いるＲすなわち希土類元素は、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｌｕが包括され、このうち少なくとも１種以上で、Ｐｒ、Ｎｄのうち少なくとも１種または２種をＲのうち５０ａｔ％以上含有し、さらにＲの全てがＰｒ、Ｎｄのうち１種または２種の場合がある。
Ｒの５０ａｔ％以上をＰｒ、Ｎｄのうち少なくとも１種以上とするのは、５０ａｔ％未満では充分な磁化が得られないためである。
Ｒは、１１．５ａｔ％未満ではＴ相が鋳塊の中央部に大量に析出するために保磁力および角形性が低下し、また１２．５ａｔ％を越えると、目的とする正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物以外に、Ｒリッチの第２相が多く析出し、この第２相が多すぎると合金の磁化を低下させる。従ってＲの範囲は１１．５〜１２．５ａｔ％とする。好ましい範囲は１１．８〜１２．３ａｔ％である。
【００１３】
Ｔは鉄属元素であって、Ｆｅ、Ｃｏを包含する。Ｔが７９ａｔ％未満では低保磁力、低磁化の第２相が晶出して磁気的特性が低下し、また、８３ａｔ％を超えるとＴ相の晶出により保磁力、角型性が低下するため、Ｔの範囲は７９〜８３ａｔ％とする。
また、Ｆｅのみでも必要な磁気的性質は得られるが、Ｃｏの適量の添加は、キュリー温度の向上に有用であり、Ｃｏは必要に応じて添加できる。ＦｅとＣｏの原子比においてＦｅが５０％以下となるとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物の飽和磁化そのものの減少量が大きくなってしまうため、Ｔのうち原子比でＦｅを５０％以上とした。Ｔの好ましい範囲は８０〜８２ａｔ％である。
【００１４】
添加元素Ｍの効果は、水素化時に母相の分解反応を完全に終了させずに、母相すなわちＲ2Ｔ14Ｂ相を安定化して故意に残存させるのに有効な元素が望まれる。特に顕著な効果を持つものとして、Ｇａ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂがある。
添加量は、０．０１ａｔ％未満では異方性が低下し、また２．０ａｔ％を越えると強磁性でない第２相が析出して磁化を低下させることから、Ｍは０．０１〜２．０ａｔ％とした。Ｍの好ましい範囲は０．５〜１．５ａｔ％である。
【００１５】
Ｂは、正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を安定して析出させるためには必須の元素である。添加量は５．５ａｔ％以下ではＲ2Ｔ17相が析出して保磁力を低下させ、減磁曲線の角型性が著しく損なわれる。また、６．５ａｔ％を超えて添加した場合は、磁化の小さい第２相が析出して粉末の磁化を低下させる。従って、Ｂは、５．５〜６．５ａｔ％とした。好ましい範囲は５．８〜６．３ａｔ％である。
【００１６】
製造条件の限定理由
鋳造方法の限定理由
一般に鋳造組織は鋳塊の組成および鋳造条件によって決まり、この発明においては鋳塊形状によってさらにこれを制御することを特徴としている。
この発明において、鋳塊断面の寸法、厚み：ｄを１０〜３５ｍｍとしたのは、溶湯の入った坩堝から鋳型に鋳込む際に、鋳型厚みが１０ｍｍ未満では実際の工程においてハンドリングの面で困難がともなったり、また生産性が悪いためコスト高になるので好ましくなく、また、３５ｍｍを越えると、鋳塊幅：Ｌが実質的に無限大であっても鋳塊の厚み方向における中央部にＴの初晶が多く晶出するＮｄとＢの成分が少ない組織となり、この領域では正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の存在比が低下するために好ましくない。よって鋳塊厚み：ｄを１０〜３５ｍｍとする。
また、鋳塊断面幅：Ｌと寸法比Ｌ／ｄは、ｄが例えば１０ｍｍあってもＬが３０ｍｍ未満、つまりＬ／ｄ＜３．０では鋳塊を鋳造する際、厚み方向以外からの熱流方向に影響される領域が多くなり、鋳塊の異方性の発現要因であるＲ2Ｆｅ14Ｂ相の結晶方位が同方向を向いた領域が小さくなり、異方性が低下する。よって、Ｌを３０ｍｍ以上で、かつＬ／ｄが３．０以上であることが必要である。
【００１７】
この発明において、鋳型の材質構造は、この発明の対象組成の合金が鋳造できる金属、耐火物などであれば特に限定しない。鋳造条件、特に必要とされる冷却速度に応じて選択すればよく、鋳塊厚みがそれほど厚くなく、寸法比Ｌ／ｄが充分に大きい場合には空冷鉄製鋳型で充分であり、必要によっては、銅製の水冷鋳型を用いてもよい。
この発明で使用する鋳型の厚みは、鋳塊厚みに対して必要とされる厚さにすればよい。具体的には鋳塊厚みのおよそ１／２〜２倍の範囲が好ましい。実用上は５〜４０ｍｍの範囲で選択すれば充分である。
【００１８】
この発明において、原料合金中の正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物の含有量は、該化合物が８５ｖｏｌ％未満であると、磁気特性が低下する。より具体的には、混在する第２相がＴの初晶の場合は保磁力を低下させ、Ｒリッチ相やＢリッチ相の場合には磁化が低下するため、正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物の存在比を８５ｖｏｌ％以上とした。
【００１９】
また、原料鋳塊中でＲとＢの成分が、正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物の化学量論比を大きく下回る、つまり、Ｒ＜１１．０ａｔ％およびＢ＜５．０ａｔ％となる組織が存在すると、焼鈍後もＴの初晶などの保磁力や角型性を低下させる相が多く残存する。従ってＲとＢの成分がそれぞれ１１．０ａｔ％および５．０ａｔ％を下回る組織が２０％以上存在しないことが必要である。
【００２０】
粉末の製造方法の限定理由
この発明の鋳塊の焼鈍条件において、焼鈍温度を１１２０℃〜１１６０℃としたのは、１１２０℃未満では固相反応が主体となり、拡散速度が十分速くないためにマクロな偏析は解消されず、粒成長や元素の拡散による均質化が充分でなく、粉砕した時の粉末全体での異方性が低くなり、また、１１６０℃を越えると焼鈍中に液相が大量に発生して焼鈍に用いた容器と反応したり、設備が大がかりになるため好ましくない。よって焼鈍温度は１１２０℃〜１１６０℃とする。好ましくは１１３０℃〜１１５５℃である。
焼鈍時間を０．５時間〜１００時間としたのは、０．５時間未満では焼鈍時の粒成長や元素の拡散による均質化が充分でなく、また、１００時間を越えて行っても、１００時間焼鈍した場合に比べて効果面で顕著に変化しない上に、長時間の焼鈍は実質的なコスト高になる。よって焼鈍時間を０．５時間〜１００時間とする。好ましくは４時間〜２４時間である。
【００２１】
この発明の出発原料の粗粉砕方法は、従来の機械的粉砕法の他、Ｈ2吸蔵による自然崩壊、いわゆる水素粉砕などいずれの方法でもよい。
粗粉砕粉の平均粒度を３０μｍ〜５０００μｍに限定したのは、平均粒度が３０μｍ未満では粉末の酸化による磁性劣化の恐れがあり、また、５０００μｍを越えるとＲ水素化物相、Ｔ相、Ｔ−Ｂ相などに相分離する水素化、不均化反応の進行時間で局所的な差異が生じ、大きな異方性を持たせるのが困難となるからである。
【００２２】
水素化処理法とは、所要粒度の粗粉砕粉が外観上その大きさを変化させることなく、極微細結晶組織の集合体が得られることを特徴とする。
すなわち、正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物に対し、高温、実際上は６００℃〜９００℃の温度範囲でＨ2ガスと反応させると、Ｒ水素化物相、Ｔ相、Ｔ−Ｂ相などに相分離し、さらに同温度域でＨ2ガスを脱Ｈ2処理により除去すると、再度正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物の再結晶組織が得られる。
しかしながら、現実には、水素化不均化処理条件によって分解生成物の結晶粒径、反応の度合いが異なり、水素化不均化状態の金属組織は、水素化温度７５０℃未満と７５０℃以上で明らかに異なる。この金属組織上の違いが、脱水素処理を行った後の粉末の磁気的性質、特に磁気異方性に大きく影響する。
また、水素化処理する前の鋳塊の状態、特に粒度が脱水素処理を行った後の磁粉の磁気的性質特に磁気異方性に大きく影響する。
さらに、脱水素処理条件によって、正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物の再結晶状態が大きく影響を受け、水素処理法によって作製した磁紛の磁気的性質、特に保磁力に大きく影響する。
【００２３】
この発明において、Ｈ2ガス中での昇温速度は、５℃／ｍｉｎ未満であると、昇温過程で６００℃〜７５０℃の温度域を、分解反応が進行しながら通過するために、完全に分解して母相すなわちＲ2Ｔ14Ｂ相が残存せず、脱水素処理後の磁気的及び結晶方位的異方性がほとんど失われてしまう。
また、処理条件によっては、大きな反応熱のために局部的に最適処理温度範囲を越える場合があり、そのために実用的な保磁力が得られない場合がある。昇温速度を５℃／ｍｉｎ以上にすれば、６００℃〜７５０℃の領域で反応が充分に進行せず、母相を残存したまま７５０℃〜９００℃の水素化温度域に達するため、脱水素処理後に磁気的および結晶方位的に大きな異方性を持った粉末を得ることができる。従って、昇温速度は、７５０℃以下の温度域において、５℃／ｍｉｎ以上とする必要がある。
また、２００℃／ｍｉｎを越える昇温速度は赤外線加熱炉等を用いても実質的に実現困難であり、また可能であっても設備費が過大となり好ましくない。よって、昇温速度を５℃〜２００℃／ｍｉｎとする。
【００２４】
この発明において、水素化工程におけるＨ2ガス中での保持に際し、Ｈ2ガス圧力が１０ｋＰａ未満では、前述の分解反応が充分に進行せず、また１０００ｋＰａを越えると処理設備が大きくなりすぎ、工業的にコスト面、また安全面で好ましくないため、圧力範囲を１０ｋＰａ〜１０００ｋＰａとした。さらに好ましくは５０ｋＰａ〜１５０ｋＰａである。
【００２５】
水素化工程におけるＨ2ガス中での加熱処理温度は、６００℃未満ではＲ水素化物相、Ｔ相、Ｔ−Ｂ相などへの分解反応が起こらず、また、６００〜７５０℃の温度範囲ではＲ水素化物の生成反応速度が速いために水素化、分解反応がほぼ完全に進行してしまい、分解生成物中に適量のＲ2Ｔ14Ｂ相が残存せず、脱水素処理後に磁気的、また結晶方位的に充分な異方性が得られない。また、９００℃を超えるとＲ水素化物相が不安定となり、かつ生成物が粒成長して正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物極微細結晶組織を得ることが困難になる。
水素化の温度範囲が７５０℃〜９００℃の領域であれば、脱水素時の再結晶反応の核となるＲ2Ｔ14Ｂ相が分散して適量残存するため、脱水素後のＲ2Ｔ14Ｂ相の結晶方位が残存Ｒ2Ｔ14Ｂ相によって決定され、結果的に再結晶組織の結晶方位が原料インゴットの結晶方位と一致し、少なくとも原料インゴットの結晶粒径の範囲内では大きな異方性を示すことになる。そのため水素化処理の温度範囲を７５０℃〜９００℃とする。
また、加熱処理保持時間については、上記の分解反応を充分に行わせるためには１５分以上必要であり、また、８時間を超えると残存Ｒ2Ｔ14Ｂ相が減少して脱水素処理後の磁気異方性が低下するため好ましくない。従って、１５分〜８時間の加熱保持とする。
【００２６】
この発明の脱Ｈ2処理は、不活性ガス、具体的にはＡｒガスまたはＨｅガス雰囲気の減圧下もしくは真空排気で行うが、これによって粉末の周囲の実質的なＨ2分圧はほぼ平衡水素圧、例えば８５０℃にて１ｋＰａ程度となり、脱水素反応は徐々に進行する。
不活性ガスとしてＡｒまたはＨｅに限定したのは、コスト面ではＡｒが使い良く、また、Ｈ2ガスの置換性や温度制御性の点からはＨｅガスが優れているためである。その他の希ガスは、性能面でのメリットがない上、コスト的に問題がある。
また、一般に不活性ガスとして取り扱われるＮ2ガスは、希土類系化合物と反応して窒化物を形成するため不適当である。
減圧気流時の雰囲気の絶対圧力が１００Ｐａ未満では、脱水素反応が急激に起こり、化学反応による温度低下が大きく、さらに、脱水素反応が急激すぎるために、冷却後の磁粉の組織に粗大な結晶粒が混在してしまい、そのために保磁力が大きく低下する。一方、雰囲気の絶対圧力が５０ｋＰａを越えると、脱水素反応に時間がかかりすぎて実用的には問題となる。そこで、雰囲気の絶対圧力は１００Ｐａ〜５０ｋＰａとした。
【００２７】
また、脱水素処理時に減圧気流中で行うのは、脱水素反応によって原料から放出されるＨ2ガスによって、炉内圧力が上昇するのを防止するためである。実用上は一方から不活性ガスを導入しつつ、他方から真空ポンプで排気し、圧力の制御は供給口、排気口それぞれに取り付けられた流量調整弁を用いて行う。
また、真空排気で脱水素を行う場合、脱水素反応速度、すなわち、原料から放出される水素と真空排気速度で圧力を制御する。このときの圧力（水素分圧）が平衡水素圧から大きく外れると反応速度が変化し、磁粉中の組織に粗大な粒が混在したり、急激な脱水素による吸熱で原料温度が低下し、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相への再結晶反応が不完全となり、保磁力が大きく低下する。そこで、水素分圧は、１０ｋＰａ以下とした。
【００２８】
この発明において、脱Ｈ2処理の温度が７００℃未満では、Ｒ水素化物相からのＨ2の離脱が起こらないか、正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相化合物の再結晶が充分進行しない。また、９００℃を越えると正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相化合物は生成するが、再結晶粒が粗大に成長し、高い保磁力が得られない。そのため、脱Ｈ2処理の温度範囲は７００℃〜９００℃とする。
また、加熱処理保持時間は、処理設備の排気能力にもよるが、上記の再結晶反応を充分に行わせるためには少なくとも５分以上保持する必要がある。しかし、一方では、二次的な再結晶反応によって結晶が粗大化すれば保磁力の低下を招くので、できる限り短時間のほうが好ましい。そのため、５分〜８時間の加熱保持で充分である。
脱Ｈ2処理は、原料の酸化防止の観点から、また処理設備の熱効率の観点からも、水素化処理時に引き続いて行うのがよいが、水素化処理後、一旦原料を冷却して、再び改めて脱Ｈ2のための熱処理を行っても良い。
【００２９】
脱Ｈ2処理後の正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物の再結晶粒径は、実質的に０．０５μｍ以下の平均再結晶粒径を得ることは困難であり、またたとえ得られたとしても磁気特性上の利点がない。一方、平均再結晶粒径が１μｍを越えると、粉末の保磁力が低下するため好ましくない。そのため、平均再結晶粒径を０．０５μｍ〜１μｍとした。
【００３０】
ボンド磁石の製造方法の限定理由
この発明において、上述の製造方法による希土類合金粉末をボンド磁石用原料として粉砕する方法は従来からの機械的粉砕方法でよい。
この発明において、ボンド磁石を製造するのに用いる粉末の平均粒度を２０μｍ〜４００μｍに限定したのは、２０μｍ未満では粉末の酸化による磁気特性の劣化の恐れがあり、また、４００μｍを越えると小型磁気部品として精密成形する際に粗大すぎて好ましくないからである。
【００３１】
この発明による永久磁石合金粉末を用いて磁石化するには、以下に示す圧縮成形、射出成形、押し出し成形、圧延成形、樹脂含浸法など公知のいずれの製造方法であってもよい。
圧縮成形の場合は、磁性粉末に熱硬化性樹脂、カップリング剤、滑剤などを添加混連した後、圧縮成形して加熱樹脂を硬化して得られる。また、樹脂の代わりにＺｎ，Ａｌ等の低融点金属を用いてもよい。
射出成形、押し出し成形、圧延成形の場合は、磁性粉末に熱可塑性樹脂、カップリング剤、滑剤などを添加混連した後、射出成形、押し出し成形、圧延成形のいずれかの方法にて成形して得られる。
樹脂含浸法においては、磁性粉末を圧縮成型後、必要に応じて熱処理した後、熱硬化性樹脂を含浸させ、加熱して樹脂を硬化させて得る。また、磁性粉末を圧縮成型後、必要に応じて熱処理した後、熱可塑性樹脂を含浸させて得る。
この発明において、ボンド磁石中の磁性粉末の重量比は、前記製法により異なるが、７０〜９９．５ｗｔ％であり、残部の０．５〜３０ｗｔ％が樹脂その他である。圧縮成型の場合、磁性粉末の重量比は９５〜９９．５ｗｔ％、射出成型の場合、磁性粉末の充填率は９０〜９５ｗｔ％、樹脂含浸法の場合、磁性粉末の重量比は、９６〜９９．５ｗｔ％が好ましい。
この発明における樹脂は、熱硬化性、熱可塑性のいずれの性質を有するものも利用できるが、熱的に安定な樹脂が好ましく、例えば、ポリアミド、ポリイミド、フェノール樹脂、弗素樹脂、けい素樹脂、エポキシ樹脂などを適宜選定できる。
【００３２】
【作用】
この発明は、Ｒ−Ｔ−（Ｍ）−Ｂ系永久磁石用希土類合金鋳塊の製造に際し、鋳塊の断面寸法比を特定することにより、正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物が８５％以上で低濃度のＲ、Ｂ領域が２０％以上存在しない鋳塊を得て、組織を実質的に柱状晶化するもので、例えば、等軸晶部でも柱状晶部と変わりない異方性を有し、所定の焼鈍によって均質化されて高磁気特性の磁石合金粉末を得ることができる。
また、この発明は、上記の鋳塊を特定雰囲気で焼鈍し、特定の昇温条件、雰囲気条件でＨ2ガス中で水素化処理し、さらに特定条件の脱Ｈ2処理後に冷却することにより、結晶粒径が微細かつ磁気異方性を有する希土類合金粉末を得て、優れた異方性と高い磁化、保磁力を有するボンド磁石を製造することが可能である。
【００３３】
【実施例】
実施例１
高周波誘導溶解法によって得られた表１に示すＮｏ．１〜８の組成の溶湯を表４に示す寸法の鉄製鋳型に鋳込むことで溶製した。
このときのＮｏ．４鋳塊の厚み方向におけるＲとＢの成分変化を図１に示す。
この鋳塊を表４に示す熱処理条件にてＡｒ雰囲気中で焼鈍して、鋳塊中の正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物の体積比を９０％以上とした。さらに、この鋳塊を、Ａｒガス雰囲気中（Ｏ2量０．５％以下）でスタンプミルにて表４に示す平均粒度に粗粉砕した後、この粗粉砕粉を管状炉に入れ、１Ｐａ以下にまで真空排気した。
その後、純度９９．９９９９％以上のＨ2ガスを導入しつつ、表４に示す水素化処理条件で処理を行った。こうして得た水素化原料を、引き続き表４に示す脱水素処理条件に従って脱水素処理を行った。排気にはロータリーポンプを用いた。
冷却後、原料温度が５０℃以下となったところで原料を取り出した。このときの磁石合金粉末の磁気特性を表４に示す。
【００３４】
実施例２
実施例１で得られた表４のＮｏ．１０の磁石合金粉末を、Ａｒガス雰囲気中（Ｏ2量０．５％以下）でスタンプミルにて１５０μｍの平均粒度の粉末に粉砕した後、２．５ｗｔ％のクレゾールノボラソク樹脂を混合し、１．２ＭＡ／ｍの磁界中で０．６ＧＰａの圧力を印加して成型した。
得られた圧粉体は１６０℃のＡｒ雰囲気中で１時間硬化させ、１０ｍｍ角の立方体ボンド磁石とした。ＢＨトレーサにより測定した磁気特性を表２に示す。
【００３５】
比較例１
表１に示す実施例１と同様の組成を有する８種類の組成の溶湯を、表５に示す寸法の鉄製鋳型に鋳込んで鋳造した。
このときのＮｏ．４鋳塊の厚み方向におけるＮｄとＢの成分変化を図２に示す。
こうして得られた鋳塊を表５に示す熱処理条件にてＡｒ雰囲気中で焼鈍して、Ａｒガス雰囲気中（Ｏ2量０．５％以下）でスタンプミルにて表５に示す平均粒度に粗粉砕した後、管状炉に入れ、１Ｐａ以下にまで真空排気した。
その後、純度９９．９９９９％以上のＨ2ガスを導入しつつ、表５に示す処理条件で水素化処理および脱水素処理を行った。この時の磁石合金粉末の磁気特性を表５に示す。
【００３６】
比較例２
比較例１で得られたＮｏ．１０の粉末を、Ａｒガス雰囲気中（Ｏ2量０．５％以下）でスタンプミルにて１５０μｍの平均粒度の粉末に粉砕した後、２．５ｗｔ％のクレゾールノボラック樹脂を混合し、１．２ＭＡ／ｍの磁界中で０．６ＧＰａの圧力を印加して成形した。得られた圧粉体は１６０℃のＡｒ雰囲気中で１時間硬化させ、１０ｍｍ角の立方体ボンド磁石とした。ＢＨトレーサにより測定した磁気特性を表３に示す。
【００３７】
【表１】
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【００３８】
【表２】
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【００３９】
【表３】
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【００４０】
【表４】
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【００４１】
【表５】
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【００４２】
【発明の効果】
この発明は、
この発明は、Ｒ−Ｔ−（Ｍ）−Ｂ系永久磁石用希土類合金鋳塊の製造に際し、鋳塊の断面寸法比を特定することにより、正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物が８５％以上で低濃度のＲ、Ｂ領域がない鋳塊を得て、組織を実質的に柱状晶化するもので、例えば、等軸晶部でも柱状晶部と変わりない異方性を有し、所定の焼鈍によって均質化されて高磁気特性の磁性粉末を得ることができる。
また、この発明は、上記の鋳塊を特定雰囲気で焼鈍し、特定の昇温条件、雰囲気条件でＨ2ガス中で水素化処理し、さらに特定条件の脱Ｈ2処理後に冷却することにより、結晶粒径が微細かつ磁気異方性を有する希土類合金粉末を得て、優れた異方性と高い磁化、保磁力を有するボンド磁石を製造することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例Ｎｏ．４鋳塊の厚み方向におけるＮｄとＢの成分（ａｔ％）変化を示すグラフである。
【図２】比較例Ｎｏ．４鋳塊の厚み方向におけるＮｄとＢの成分（ａｔ％）変化を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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