(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｒ（ＲはＹを含む希土類元素の１種以上であり、Ｓｍを必須として含む）およびＴ（Ｔは、３ｄ遷移元素の少なくとも１種であり、Ｆｅを必須として含む）を含み、鋳型を使う鋳造により製造された母合金に、焼鈍処理を施した後、窒化して、Ｒ2 Ｔ17窒化物相を含む磁石を製造する方法であって、
窒化処理前の前記母合金が実質的にＴから構成されるＴリッチ相を含み、鋳造時の冷却面から最も遠い領域において測定されたＴリッチ相の平均断面積が５〜６０μm 2 であり、母合金のＴリッチ相の平均最小幅が２〜６μm であり、焼鈍処理後の母合金の平均結晶粒径が１６０〜３００μm であることを特徴とする磁石の製造方法。
【請求項２】
母合金が板状であり、その厚さが１〜２０mmである請求項１の磁石の製造方法。
【請求項３】
Ｒ（ＲはＹを含む希土類元素の１種以上であり、Ｓｍを必須として含む）およびＴ（Ｔは、３ｄ遷移元素の少なくとも１種であり、Ｆｅを必須として含む）を含み、鋳型を使う鋳造により製造された母合金に、焼鈍処理を施した後、窒化して、Ｒ2 Ｔ17窒化物相を含む磁石を製造する方法であって、
窒化処理前の前記母合金が実質的にＴから構成されるＴリッチ相を含み、鋳造時の冷却面から最も遠い領域において測定されたＴリッチ相の平均断面積が５〜６０μm 2 であり、母合金が板状であり、その厚さが１〜２０mmであり、焼鈍処理後の母合金の平均結晶粒径が１６０〜３００μm であることを特徴とする磁石の製造方法。
【請求項４】
母合金のＲ／（Ｒ＋Ｔ）が１０．５〜１２．５原子％である請求項１〜３のいずれかの磁石の製造方法。
【請求項５】
焼鈍処理の際に、処理温度を１０００〜１２５０℃、処理時間を１〜３０時間とする請求項１〜４のいずれかの磁石の製造方法。
【請求項６】
母合金がＣｏを含み、母合金のＣｏ／（Ｒ＋Ｔ）が２０原子％以下である請求項１〜５のいずれかの磁石の製造方法。
【請求項７】
母合金のＲ中のＳｍ比率が５０原子％以上である請求項１〜６のいずれかの磁石の製造方法。
【請求項８】
母合金のＴ中のＦｅ比率が６０原子％以上である請求項１〜７のいずれかの磁石の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、Ｓｍ、ＦｅおよびＮを含む磁石を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高性能希土類磁石としては、Ｓｍ２  Ｃｏ１７系磁石やＮｄ２  Ｆｅ１４Ｂ系磁石が実用化されているが、近年、新規な希土類磁石として、Ｓｍ２  Ｆｅ１７を窒化したＳｍ２  Ｆｅ１７Ｎｘ  系磁石が提案され、現在、開発途上にある。Ｓｍ２  Ｆｅ１７Ｎｘ  系磁石は、高い飽和磁化が得られ、Ｓｍ２  Ｃｏ１７磁石の３〜４倍にも及ぶ巨大な異方性磁場を有するため、高い保磁力が得られる可能性がある。そして、キュリー温度が高いため、熱安定性に優れる。また、Ｎｄ２  Ｆｅ１４Ｂ系磁石に比べ耐食性が良好である。
【０００３】
Ｓｍ２  Ｆｅ１７Ｎｘ  系磁石は、実質的にＳｍ２  Ｆｅ１７相からなる母合金を窒化して製造する。この系の磁石では、磁石特性向上の面から、母合金の組織をＳｍ２  Ｆｅ１７単相にできる限り近づけることが重要であり、このため、窒化前の母合金の組成および組織の管理が磁石特性に直接的に影響を及ぼす。
【０００４】
Ｓｍ２  Ｆｅ１７金属間化合物は包晶反応によって形成されるため、鋳造直後の母合金は、Ｓｍ２  Ｆｅ１７相の他に、α−Ｆｅ相、ＳｍＦｅ３  相、ＳｍＦｅ２  相を多量に含む。α−Ｆｅ相は、通常、冷却面（鋳型接触面）からデンドライト（樹枝）状に延びる形状を呈するため、デンドライト相と呼ばれている。このような合金をＳｍ２  Ｆｅ１７単相に近づけるためには、焼鈍処理が有効であることが知られている（特開平２−５７６６３号公報等）。しかし、通常の焼鈍処理では、α−Ｆｅ相やＳｍＦｅ３  相が残存しやすい。α−Ｆｅ相は軟磁性を示すため、この相が残存すると磁石特性が大きく低下してしまう。α−Ｆｅ相を完全に消失させるためには、高温で長時間の焼鈍処理を施すことや、溶湯急冷法などにより母合金鋳造時の冷却速度を速くすることが有効であることが知られている（特開平３−１４１６０８号公報等）。
【０００５】
しかし、高温で長時間の焼鈍処理を施すと母合金表面からＳｍが多量に蒸発するため、母合金表面付近でＳｍが不足して新たにα−Ｆｅ相が形成されやすくなり、組成ずれも生じる。
【０００６】
また、冷却速度を速くするために母合金を薄くした場合には、当初から存在したα−Ｆｅ相は比較的容易に消失するが、母合金の単位体積あたりの表面積が大きくなっているため、Ｓｍ蒸発による組成ずれの影響が大きくなってしまう。しかし、Ｓｍの蒸発を抑えるために低温で焼鈍処理を施すと、Ｓｍ２  Ｆｅ１７結晶粒の成長が不十分となって、窒化後に十分な磁石特性が得られなくなる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、Ｓｍ２  Ｆｅ１７Ｎｘ  系磁石を製造するに際し、母合金の組織を制御することにより磁石特性を向上させることである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
このような目的は、下記（１）〜（８）の本発明により達成される。
（１）  Ｒ（ＲはＹを含む希土類元素の１種以上であり、Ｓｍを必須として含む）およびＴ（Ｔは、３ｄ遷移元素の少なくとも１種であり、Ｆｅを必須として含む）を含み、鋳型を使う鋳造により製造された母合金に、焼鈍処理を施した後、窒化して、Ｒ2 Ｔ17窒化物相を含む磁石を製造する方法であって、
窒化処理前の前記母合金が実質的にＴから構成されるＴリッチ相を含み、鋳造時の冷却面から最も遠い領域において測定されたＴリッチ相の平均断面積が５〜６０μm 2 であり、母合金のＴリッチ相の平均最小幅が２〜６μm であり、焼鈍処理後の母合金の平均結晶粒径が１６０〜３００μm であることを特徴とする磁石の製造方法。
（２）  母合金が板状であり、その厚さが１〜２０mmである上記（１）の磁石の製造方法。
（３）  Ｒ（ＲはＹを含む希土類元素の１種以上であり、Ｓｍを必須として含む）およびＴ（Ｔは、３ｄ遷移元素の少なくとも１種であり、Ｆｅを必須として含む）を含み、鋳型を使う鋳造により製造された母合金に、焼鈍処理を施した後、窒化して、Ｒ2 Ｔ17窒化物相を含む磁石を製造する方法であって、
窒化処理前の前記母合金が実質的にＴから構成されるＴリッチ相を含み、鋳造時の冷却面から最も遠い領域において測定されたＴリッチ相の平均断面積が５〜６０μm 2 であり、母合金が板状であり、その厚さが１〜２０mmであり、焼鈍処理後の母合金の平均結晶粒径が１６０〜３００μm であることを特徴とする磁石の製造方法。
（４）  母合金のＲ／（Ｒ＋Ｔ）が１０．５〜１２．５原子％である上記（１）〜（３）のいずれかの磁石の製造方法。
（５）  焼鈍処理の際に、処理温度を１０００〜１２５０℃、処理時間を１〜３０時間とする上記（１）〜（４）のいずれかの磁石の製造方法。
（６）  母合金がＣｏを含み、母合金のＣｏ／（Ｒ＋Ｔ）が２０原子％以下である上記（１）〜（５）のいずれかの磁石の製造方法。
（７）  母合金のＲ中のＳｍ比率が５０原子％以上である上記（１）〜（６）のいずれかの磁石の製造方法。
（８）  母合金のＴ中のＦｅ比率が６０原子％以上である上記（１）〜（７）のいずれかの磁石の製造方法。
【０００９】
【具体的構成】
以下、本発明の具体的構成を詳細に説明する。
【００１０】
本発明では、Ｒ（ＲはＹを含む希土類元素の１種以上であり、Ｓｍを必須として含む）およびＴ（Ｔは、３ｄ遷移元素の少なくとも１種であり、Ｆｅを必須として含む）を含む母合金を鋳造により製造し、この母合金に焼鈍処理を施した後、窒化して、Ｒ２  Ｔ１７窒化物相を含む磁石を製造する。この磁石は、上述したＳｍ２  Ｆｅ１７Ｎｘ  系磁石であり、通常、図１に示すようにボンディッド磁石に適用される。
【００１１】
＜母合金＞
本発明で用いる母合金は、Ｓｍ２  Ｆｅ１７相等のＲ２  Ｔ１７金属間化合物相と、α−Ｆｅ相等のＴリッチ相と、ＳｍＦｅ３  相等のＲリッチ相とを含む。
【００１２】
Ｒ２  Ｔ１７金属間化合物は、包晶反応によって形成される。溶融したＲ−Ｔ合金を冷却する際には、まず、初晶としてデンドライト状Ｔリッチ相が析出し、その後の冷却過程における包晶反応の進行に伴なってＲ２  Ｔ１７相が析出し、最終凝固部として、通常、Ｒリッチ相（主としてＲＴ３  相であり、通常、ＲＴ２  相も含む）が析出する。このような組織を有するＲ−Ｔ合金に焼鈍処理を施すと、Ｔリッチ相とＲリッチ相とが反応してＲ２  Ｔ１７相が生成し、Ｔリッチ相およびＲリッチ相は減少する。
【００１３】
本発明では、母合金のＴリッチ相の平均断面積が、５〜６０μｍ  ２  、好ましくは５〜４０μｍ  ２  、より好ましくは５〜３０μｍ  ２  となるように、母合金の製造条件を制御する。Ｔリッチ相は、実質的にＴから構成される相である。Ｔリッチ相の平均断面積を６０μｍ  ２  以下に抑えることにより、Ｓｍの蒸発が問題とならないような比較的低温かつ短時間の焼鈍処理でＴリッチ相をほぼ完全に消失させることができる。そして、Ｔリッチ相の平均断面積を５μｍ  ２  以上とすることにより、焼鈍処理を低温かつ短時間で行なった場合でも、焼鈍処理後に十分な大きさのＲ２  Ｔ１７結晶粒が得られる。Ｔリッチ相の平均断面積が大きすぎると、焼鈍処理によりＴリッチ相を消失させることが困難となり、高温（例えば１２５０℃超）や長時間（例えば３０時間超）の焼鈍処理が必要となるので、Ｓｍ蒸発により母合金表面付近に新たに大きなＴリッチ相が生じ、窒化後に良好な磁石特性が得られなくなる。一方、Ｔリッチ相の平均断面積が小さくなりすぎると、焼鈍処理後のＲ２  Ｔ１７結晶粒の平均粒径が十分な大きさにならず、窒化後の磁石のＨｋ  ／  ｉＨｃ  が低くなってしまう。なお、  ｉＨｃ  は保磁力であり、Ｈｋ  は、磁気ヒステリシスループの第２象限において磁束密度が残留磁束密度の９０％になるときの外部磁界強度である。Ｈｋ  が低いと高エネルギー積が得られない。Ｈｋ  ／  ｉＨｃ  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ープの第２象限における角張りの度合いを表わす。  ｉＨｃ  が同等であってもＨｋ  ／  ｉＨｃ  が小さいと反磁界の影響が大きくなるので、薄型磁石に適用する場合に問題となる。
【００１４】
Ｔリッチ相の平均最小幅は、好ましくは２〜６μｍ  、より好ましくは２〜５μｍ  である。最小幅は、断面積と断面形状とに関係する。Ｔリッチ相の消失には原子が拡散することが必要であるが、Ｔリッチ相の形状が円形に近いほど拡散距離が大きくなる。また、Ｔリッチ相の平均断面積が大きい場合にも拡散距離が大きくなる。したがって、Ｔリッチ相の平均断面積が大きい場合、すなわち６０μｍ  ２  に近い場合には、特に、Ｔリッチ相の断面形状が偏平であることが好ましい。断面積に対する最小幅の比率は円形のときに最も大きくなり、断面積が６０μｍ  ２  で断面形状が円形のとき、最小幅（直径）は約９μｍ  となる。したがって、平均最小幅を上記範囲内として、少なくとも平均断面積が大きいときの断面形状を偏平化することにより、焼鈍処理の際にＴリッチ相を迅速に消失させることができる。なお、Ｔリッチ相の最小幅は、そのＴリッチ相の最大径方向に垂直な方向の最大幅、すなわち、最大径を長辺の長さとするＴリッチ相の外接長方形の短辺の長さである。
【００１５】
Ｔリッチ相は、Ｒ−Ｔ合金の冷却面からデンドライト状に成長し、冷却速度が速いほど平均断面積は小さくなる。本発明では、冷却速度が最も遅くなる領域、すなわち、冷却面から最も遠い領域において、少なくとも１００個のＴリッチ相の断面積を測定して得た平均値が、上記範囲内にあることが必要である。母合金は、冷却速度を速くするために、通常、板状とされる。鋳造時には、少なくとも母合金の両主面（面積の最も大きな面）が金型と接触していることになる。このようにして製造された板状母合金において、冷却面から最も遠い領域は、両主面の中間点付近となる。なお、Ｔリッチ相の平均最小幅も、同様にして測定した値の平均値である。
【００１６】
Ｔリッチ相の寸法の測定は、母合金断面を鏡面研磨し、研磨面について、Ｔリッチ相が明瞭に確認できる画像、例えば、反射電子像を記録した写真を作成し、これについて行なえばよい。測定には、各種画像解析装置などを用いることができる。
【００１７】
ところで、特開平５−３２０８３２号公報には、希土類金属−鉄系永久磁石用合金鋳塊であって、主相結晶粒内に、包晶核である粒径２０μｍ  未満のα−Ｆｅおよび／またはγ−Ｆｅが微細分散されている合金鋳塊が開示されている。同公報において、α−Ｆｅおよび／またはγ−Ｆｅの粒径を２０μｍ  未満とするのは、均質化熱処理の際に均質化時間が長期化して結晶粒が粗大化することを防ぐためである。同公報には、α−Ｆｅ相および／またはγ−Ｆｅ相の平均断面積を制御する旨の記述はなく、その実施例には、特許請求の範囲で限定しているα−Ｆｅ相の粒径すら記載されていない。同公報の実施例では、単ロールを用いたストリップキャスト法により厚さ０．５ｍｍの合金鋳塊を製造している。そして、合金鋳塊に１１００℃で均質化処理を施した結果、１０時間以下でα−Ｆｅ相が消失している。しかし、α−Ｆｅ相が消失した時点での鋳塊の結晶粒径が５８μｍ  以下と小さいため、残留磁束密度が９．５ｋＧ以下と低くなっている。同公報の比較例では、金型鋳造法により厚さ３０ｍｍの合金鋳塊を製造しているが、この合金鋳塊でもα−Ｆｅ相が消失した時点での結晶粒径は１３０μｍ  以下と小さく、残留磁束密度は７．５ｋＧ以下とかえって低くなってしまっている。
【００１８】
特開平３−１４１６０８号公報には、希土類元素−鉄−窒素系磁性材料の母合金を合成する際、溶湯の冷却速度を制御すること、および焼鈍時の温度を７００〜１３００℃の範囲で変化させ、焼鈍時間は鉄を主成分とする相が磁性材料として許容できる量まで減少させ得る時間とすることによって母合金の平均結晶粒径をサブミクロンから３００μｍ  の範囲に調整する方法が開示されている。同公報の実施例では、３ｍｍ幅の鋳型を用いて鋳造した母合金に焼鈍処理を施しており、α−Ｆｅ相が消失した母合金の平均結晶粒径は、約３０〜１５０μｍ  となっている。同公報の第１図から、１２５５℃で１５〜２０時間程度の焼鈍処理により、約１５０μｍ  の平均結晶粒径が得られていることがわかる。また、鋳型の幅を１ｍｍとした場合には、α−Ｆｅ相が消失した母合金の平均結晶粒径は、約６μｍ  となっている。同公報には、α−Ｆｅ相の平均断面積を制御する旨の記述はない。
【００１９】
これらの公報から明らかなように、α−Ｆｅ相等のＴリッチ相の断面積を所定範囲に制御することは、従来提案されていない。
【００２０】
本発明で用いる母合金のＲ含有率は、好ましくは１０．５〜１２．５原子％、より好ましくは１０．６〜１１．５原子％、さらに好ましくは１０．８〜１１．３原子％とする。ただし、このＲ含有率は、Ｒ＋Ｔに対するＲの比率、すなわちＲ／（Ｒ＋Ｔ）である。Ｒ含有率が化学量論組成の１０．５原子％を下回ると、Ｔリッチ相を消失させることができなくなり、一方、Ｒ含有率が１２．５原子％を超えると、焼鈍処理後のＲリッチ相の残存が多くなりすぎ、高い磁石特性が得られにくい。より詳しく説明すると、以下のとおりである。Ｒ２  Ｔ１７金属間化合物は、化学量論組成よりもＲ含有率が少ない側では固溶限をもたないため、化学量論組成（Ｔ−１０．５原子％Ｒ）よりもＲ含有率が低い母合金では、焼鈍処理後、平衡状態にあったとしてもＴリッチ相が残存する。一方、化学量論組成よりもＲ含有率が高い場合、やはり、初晶としてデンドライト状Ｔリッチ相が析出し、最終凝固部のＲリッチ相の析出量が多くなる。Ｒ含有率が高くなるほど、焼鈍処理によるＴリッチ相の消失が容易となるが、Ｒ含有率が高すぎると、焼鈍処理後にＲリッチ相が多量に残存してしまう。Ｒリッチ相は窒化後の磁石特性を低下させるため、母合金のＲ含有率が高すぎると良好な磁石特性が得られない。
【００２１】
母合金が含むＲは、Ｙを含む希土類元素の１種以上であるが、Ｓｍを必ず用い、ＲとしてＳｍだけを用いてもよい。Ｒ中のＳｍ比率は、好ましくは５０原子％以上、より好ましくは７０原子％以上とする。Ｒ中のＳｍ比率が低すぎると、結晶磁気異方性が低くなってしまう。Ｓｍ以外のＲとしては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等の１種以上を用いることが好ましい。
【００２２】
Ｒを除いた残部が実質的にＴである。Ｔは、３ｄ遷移元素の少なくとも１種であるが、Ｆｅを必ず用い、ＴとしてＦｅだけを用いてもよい。Ｔ中のＦｅ比率は、好ましくは６０原子％以上、より好ましくは７０原子％以上とする。Ｔ中のＦｅ比率が低すぎると、飽和磁束密度が著しく低くなってしまう。Ｆｅ以外の３ｄ遷移元素としては、Ｃｏ、Ｎｉ、ＭｎおよびＣｒの少なくとも１種が好ましく、特にＣｏが好ましい。Ｃｏは、初晶として析出するＴリッチ相の成長を抑制する。しかし、Ｃｏ含有率が高くなりすぎると、窒化後の磁気特性が低くなってしまうばかりでなく、Ｒ−Ｃｏ系の種々の金属間化合物（ＲＣｏ５  、ＲＣｏ２  等）が生成されやすくなり、窒化後の磁石特性がいっそう低くなってしまう。このため、母合金のＣｏ含有率は、好ましくは０〜２０原子％、より好ましくは３〜１８原子％、さらに好ましくは５〜１５原子％とする。なお、この場合のＣｏ含有率とは、Ｃｏ／（Ｒ＋Ｔ）である。
【００２３】
なお、母合金には、これらの他、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｂａ、Ｓｒ等の少なくとも１種が含まれていてもよいが、磁石特性の低下を抑えるためには、これらの元素の合計含有率は７原子％以下であることが好ましい。
【００２４】
母合金を鋳造する方法は特に限定されず、通常の鋳造法であってよいが、板状の母合金が得られる鋳型を用いることが好ましい。この場合、母合金の厚さ（主面間の距離）は、好ましくは１〜２０mm、より好ましくは３〜２０mm、さらに好ましくは４〜２０mmである。母合金の組織は、組成と冷却速度に大きく依存する。冷却速度に影響を及ぼす因子としては、鋳塊化する際の出湯温度、鋳型の材質およびその熱容量、母合金の厚さ、鋳型の母合金と接触する面に塗布される離型剤の種類などが挙げられるが、特に、母合金の厚さは、厚さ方向における組織の均一性に大きく影響するため、重要である。母合金が薄すぎると量産性が乏しくなり、また、単位体積あたりの表面積が大きくなるので、焼鈍処理時のＳｍ蒸発による組成ずれの影響が大きくなる。一方、母合金が厚すぎると、厚さ方向中央付近でＴリッチ相の断面積が大きくなりすぎ、焼鈍処理によりＴリッチ相を消失させることが困難となる。
【００２５】
＜焼鈍処理＞
鋳造により製造された母合金には、焼鈍処理が施される。焼鈍処理により、Ｔリッチ相とＲリッチ相とが反応してＲ２  Ｔ１７相が生成し、Ｔリッチ相およびＲリッチ相は減少する。
【００２６】
焼鈍処理の際の処理温度（保持温度）は、Ｒ２  Ｔ１７金属間化合物の包晶温度以下であればよいが、好ましくは１０００〜１２５０℃、より好ましくは１０５０〜１２００℃である。そして、処理時間（温度保持時間）は、好ましくは１〜３０時間、より好ましくは５〜２０時間である。処理温度が高すぎたり処理時間が長すぎたりすると、母合金表面付近でのＳｍ蒸発量が多くなりやすい。一方、処理温度が低すぎたり処理時間が短すぎたりすると、焼鈍処理の効果が不十分となりやすい。
【００２７】
焼鈍処理は、不活性ガス雰囲気等の非酸化性雰囲気、還元性雰囲気、真空中等で行なうことが好ましい。
【００２８】
焼鈍処理後には、実質的にＲ２  Ｔ１７相から構成される結晶粒が明瞭に観察されるようになる。焼鈍処理後の平均結晶粒径は、好ましくは１６０〜３００μｍ  、より好ましくは１８０〜２５０μｍ  である。焼鈍処理後の平均結晶粒径は、窒化後の磁石特性と極めて関係が深い。平均結晶粒径が小さすぎると、粉砕後に多結晶粒子の比率が高くなって十分な配向が困難となり、窒化後のＨｋ  ／  ｉＨｃ  が低くなる。一方、平均結晶粒径が大きすぎると、粉砕性が悪くなって粒度分布がブロードとなりやすくなるため、Ｈｋ  ／  ｉＨｃ  が低くなる。
【００２９】
この場合の平均結晶粒径は、いわゆる切片法により求めた値である。この切片法では、以下のようにして平均結晶粒径を求める。まず、測定対象の試料断面に、それぞれ任意の長さのｍ本の直線を引く。各直線は、結晶粒界を起点とし、他の結晶粒界が終点となるように引く。直線Ｌｉ  （ｉ＝１〜ｍ）の長さをｌｉ  とし、直線Ｌｉ  が横切った結晶粒の数をｎｉ  とすれば、平均結晶粒径はΣｌｉ  ／Σｎｉ  である。なお、平均結晶粒径を求めるに際し、Σｎｉ  は１００個以上であることが好ましい。
【００３０】
＜粗粉砕、窒化処理および微粉砕＞
焼鈍処理後の母合金には、窒化処理が施される。均質な窒化合金とするためには、窒化前に粗粉砕を行なうことが好ましい。粗粉砕後の平均粒径は、好ましくは２００μｍ  以下、より好ましくは１００μｍ  以下、さらに好ましくは５０μｍ  以下である。平均粒径の下限は特にないが、粒径が小さくなるにしたがって酸素含有量が増加して窒化後の飽和磁束密度を低下させるため、粗粉砕後の平均粒径は、３μｍ  以上であることが好ましい。
【００３１】
窒化処理は、窒素ガスを含む雰囲気中で母合金に熱処理を施すことにより行なう。窒素ガスを含む雰囲気としては、例えば、窒素ガス単独、窒素ガス＋水素ガス、アンモニアガス＋水素ガス、アンモニアガス＋不活性ガスなどが好ましい。窒化処理の際の処理温度は、好ましくは３００〜７００℃、処理時間は、好ましくは０．５〜１００時間である。
【００３２】
なお、窒化を容易にするために、窒化処理前の母合金に水素吸蔵処理を施してもよい。
【００３３】
窒化処理により、Ｒ２  Ｔ１７窒化物（Ｒ２  Ｔ１７Ｎｘ  ）相が形成される。ｘの値は特に限定されないが、好ましくはｘ＝２．５〜３．４、より好ましくはｘ＝２．８〜３．２である。ｘが小さすぎると、キュリー温度の上昇、保磁力の向上および飽和磁束密度の向上が不十分であり、ｘが大きすぎると残留磁束密度が低下する。
【００３４】
窒化処理後、必要に応じて微粉砕を行なう。ボンディッド磁石に適用する場合には、平均粒径０．５〜５．０μｍ  まで微粉砕することが好ましい。
【００３５】
＜ボンディッド磁石＞
ボンディッド磁石は、磁石粉末をバインダで結合して作製される。本発明により製造された磁石粉末は、圧縮成形を用いるコンプレッションボンディッド磁石にも、射出成形を用いるインジェクションボンディッド磁石のいずれにも適用することができる。バインダとしては、各種樹脂、各種金属等のいずれであってもよい。樹脂バインダの種類は特に限定されず、エポキシ樹脂やナイロン等の各種熱硬化性樹脂や各種熱可塑性樹脂から目的に応じて適宜選択すればよい。金属バインダの種類も特に限定されないが、亜鉛を用いることが好ましい。また、磁石粉末に対するバインダの使用量や成形時の圧力等の各種条件にも特に制限はなく、通常の範囲から適当に選択すればよい。
【００３６】
【実施例】
以下、本発明の具体的実施例を示し、本発明をさらに詳細に説明する。
【００３７】
＜実施例１＞
それぞれ純度９９．９％以上のＳｍおよび電解鉄を高周波溶解した合金溶湯を銅製鋳型に鋳込み、表１に示す母合金を製造した。ただし、厚さ０．６ｍｍの母合金Ｎｏ．  １−３および１−４は、単ロール法により製造した。各母合金を主面に垂直な断面が露出するように切断して鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡により断面の反射電子像写真を撮影した。撮影領域は、母合金Ｎｏ．  １−１および１−２では厚さ方向中央付近とし、母合金Ｎｏ．  １−３および１−４では冷却面の反対側の表面付近とした。母合金Ｎｏ．  １−１の反射電子像写真を図２に、母合金Ｎｏ．  １−２の反射電子像写真を図３に示す。図２および図３では、黒色の領域がＴリッチ相であり、白色の領域がＲリッチ相であり、これら以外の中間の明度の領域がＲ２  Ｔ１７相である。得られた写真から３００μｍ  ×３００μｍ  の領域を選んで画像解析装置（旭化成社製ＩＰ−１０００）により解析し、Ｔリッチ相の面積率、その平均断面積、その平均最小幅を測定した。測定対象のＴリッチ相は、７００個以上であった。なお、面積率は、測定領域の面積に対するＴリッチ相の占める面積の比率である。結果を表１に示す。
【００３８】
次に、母合金にＡｒガス雰囲気中で焼鈍処理を施した。処理温度および処理時間を表１に示す。なお、母合金Ｎｏ．  １−３と１−４とは同一の合金であり、焼鈍処理の条件が異なるだけである。焼鈍処理後に、母合金断面のＴリッチ相の存在を、走査型電子顕微鏡の反射電子像により調べた。表１には、Ｔリッチ相が消失していたものを○、残存していたものを×として示した。また、焼鈍処理後の母合金断面を３％ナイタール溶液（３％硝酸＋アルコール）でエッチングしてＲ２  Ｔ１７結晶粒の粒界を明瞭にした後、光学顕微鏡により写真を撮影し、この写真を用いて前述した切片法により平均結晶粒径を求めた。前述したΣｎｉ  は、１００個以上とした。結果を表１に示す。
【００３９】
次に、母合金を平均粒径３８μｍ  以下まで粉砕した後、水素ガス雰囲気中で２５０℃にて４時間熱処理を施して水素を吸蔵させ、さらに、窒素ガス雰囲気中で４５０℃にて６０時間加熱することにより窒化処理を施した。窒化処理後にガス分析法により調べた結果、各母合金は３．０〜３．４重量％の窒素を吸収していることが確認された。次に、湿式ボールミルにより平均粒径２．０μｍ  まで微粉砕し、磁石粉末とした。この平均粒径は、フィッシャー社製サブ・シーブ・サイザーにより測定した。
【００４０】
これらの磁石粉末について、ＶＳＭにより残留磁束密度Ｂｒ  およびＨｋ  ／  ｉＨｃ  を測定した。結果を表１に示す。
【００４１】
【表１】
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【００４２】
表１に示される結果から、本発明の効果が明らかである。母合金Ｎｏ．  １−１と１−２とではＴリッチ相の面積率は同じであるが、母合金Ｎｏ．  １−２ではＴリッチ相の平均断面積が大きく、母合金Ｎｏ．  １−１と同条件の焼鈍処理を施してもＴリッチ相は消失してしない。すなわち、Ｔリッチ相を消失させるために重要なのは、Ｔリッチ相の全体量ではなく平均断面積であることがわかる。
【００４３】
母合金Ｎｏ．  １−２では、焼鈍処理後も軟磁性のＴリッチ相が残存しているため、窒化後のＨｋ  ／  ｉＨｃ  が低くなってしまっている。また、厚さ０．６ｍｍの母合金Ｎｏ．  １−３では、Ｔリッチ相の平均断面積が５μｍ  ２  未満であり、このため、焼鈍後の平均結晶粒径が著しく小さくなってしまい、窒化後のＨｋ  ／  ｉＨｃ  が小さくなっている。
【００４４】
母合金Ｎｏ．  １−２のＴリッチ相を消失させるためには、１２５０℃で４０時間の焼鈍処理が必要であった。しかし、この焼鈍処理後には、母合金Ｎｏ．  １−２の表面付近に、Ｓｍ蒸発による厚さ約２００μｍ  のＴリッチ相の生成が認められ、組成はＦｅ−１０．９原子％Ｓｍとなってしまっていた。
【００４５】
母合金Ｎｏ．  １−４では、前述した特開平３−１４１６０８号公報の実施例と同等の条件で焼鈍処理を行なったため、平均結晶粒径が１５０μｍ  と大きくなっているが、平均結晶粒径が１６０μｍ  を超える母合金Ｎｏ．  １−１に比べＨｋ  ／  ｉＨｃ  が著しく小さくなってしまっている。しかも、母合金Ｎｏ．  １−４では焼鈍処理が高温・長時間であったため、表面付近に厚さ約８０μｍ  のＴリッチ相の生成が認められた。
【００４６】
＜実施例２＞
母合金の組成を表２に示すものとした他は実施例１と同様にして磁石粉末を製造した。これらの母合金および磁石粉末についての測定結果を、表２に示す。
【００４７】
【表２】
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【００４８】
表２に示されるように、Ｒ含有量がＳｍ２  Ｆｅ１７のＲ含有量（１０．５原子％）を下回る母合金Ｎｏ．  ２−５では、Ｔリッチ相の平均断面積が６０μｍ  ２  を超えており、焼鈍処理後もＴリッチ相は消失していない。Ｃｏを添加した母合金Ｎｏ．  ２−３および２−４では、Ｓｍ含有量が同じ母合金Ｎｏ．  ２−２よりもＴリッチ相の平均断面積が小さくなっている。
【００４９】
＜ボンディッド磁石＞
実施例１および実施例２で製造した磁石粉末をそれぞれエポキシ樹脂と混合した後、プレス成形し、さらに硬化のための熱処理を施してコンプレッションボンディッド磁石とした。エポキシ樹脂は磁石粉末１００重量部に対し２重量部とした。プレス成形の圧力保持時間は１０秒間とし、印加圧力は１２ｔ／ｃｍ２  とした。樹脂硬化のための熱処理は、１２０℃にて１時間行なった。これらのボンディッド磁石では、用いた磁石粉末に応じた磁気特性が得られた。
【００５０】
【発明の効果】
本発明では、Ｓｍ２  Ｆｅ１７Ｎｘ  系磁石の製造に用いるＲ−Ｔ母合金のＴリッチ相の断面積を制御する。これにより、Ｓｍ蒸発に起因する母合金表面付近での新たなＴリッチ相の生成や組成ずれがほとんど生じないような低温・短時間の焼鈍処理でＴリッチ相を完全に消失させることができる。また、本発明を応用することにより、焼鈍処理前の母合金のＴリッチ相の断面積を測定して、焼鈍処理後に使用可能かどうかが判断できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の磁石の製造工程の一例を示すフローチャートである。
【図２】結晶構造を示す図面代用写真であって、本発明に用いる母合金の断面の組織構造を示す反射電子像の写真である。
【図３】結晶構造を示す図面代用写真であって、従来の母合金の断面の組織構造を示す反射電子像の写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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