(57)【要約】 【課題】ストリップキャスト法で作製された原料合金の結晶組織をより均一なものとすることにより、この原料合金から得られる粉砕粉末を微細かつ粒度分布を狭くすることにより、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることを目的とする。【解決手段】Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物からなる結晶粒を有し、Ｐ及び／又はＳの含有量が１００〜９５０ｐｐｍであるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用原料合金。この原料合金は、Ｒ：２５〜３５ｗｔ％、Ｂ：０．５〜４ｗｔ％、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種を０．０２〜０．６ｗｔ％、Ｃｏ：０．５〜４ｗｔ％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することが好ましい。なお、Ｒは希土類元素から選択される１種又は２種以上の元素、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む遷移金属元素から選択される１種又は２種以上の元素である。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物からなる結晶粒を有し、
Ｐ及び／又はＳの含有量が１００〜９５０ｐｐｍであることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用原料合金。
ただし、Ｒは希土類元素から選択される１種又は２種以上の元素、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む遷移金属元素から選択される１種又は２種以上の元素である。
【請求項２】
Ｐ及び／又はＳの含有量が２００〜７５０ｐｐｍであることを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用原料合金。
【請求項３】
Ｐ及び／又はＳの含有量が３００〜７００ｐｐｍであることを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用原料合金。
【請求項４】
前記原料合金は、Ｒ：２５〜３５ｗｔ％、Ｂ：０．５〜４ｗｔ％、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種を０．０２〜０．６ｗｔ％、Ｃｏ：５ｗｔ％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用原料合金。
【請求項５】
Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物からなる結晶粒を主相とする焼結体からなり、
前記焼結体中にＰ及び／又はＳが１０〜２２０ｐｐｍ含有することを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
ただし、Ｒは希土類元素から選択される１種又は２種以上の元素、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む遷移金属元素から選択される１種又は２種以上の元素である。
【請求項６】
前記焼結体中に含有されるＰ及び／又はＳが５０〜２００ｐｐｍであることを特徴とする請求項５に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
【請求項７】
前記焼結体中に含有されるＰ及び／又はＳが５０〜１８０ｐｐｍであることを特徴とする請求項５に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
【請求項８】
前記焼結体は、Ｒ：２５〜３５ｗｔ％、Ｂ：０．５〜４ｗｔ％、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種を０．０２〜０．６ｗｔ％、Ｃｏ：５ｗｔ％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項５に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
【請求項９】
前記焼結体中に含有されるＯが３０００ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項５に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
【請求項１０】
Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物からなる結晶粒を主相とする焼結体からなるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法であって、
Ｐ及び／又はＳの含有量が１００〜９５０ｐｐｍであって、かつストリップキャスト法により作製された原料合金を所定粒度の粉末まで粉砕する工程と、
前記粉末を磁場中で成形して成形体を作製する工程と、
前記成形体を焼結することによりＰ及び／又はＳの含有量が１０〜２２０ｐｐｍの前記焼結体を得る工程と、
を備えることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
ただし、Ｒは希土類元素から選択される１種又は２種以上の元素、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む遷移金属元素から選択される１種又は２種以上の元素である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造に用いられる原料合金、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石及びその製造方法に関するものである。ここで、Ｒは希土類元素から選択される１種又は２種以上の元素、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む遷移金属元素から選択される１種又は２種以上の元素である。
【背景技術】
【０００２】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の基本的な製造工程は、原料合金の作製、得られた原料合金の粉砕、粉砕された合金粉末の磁場中成形、焼結及び時効処理を含んでいる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を向上させるため、各製造工程において種々の試みがなされている。例えば、焼結体中の酸素量を低下するために、製造工程における雰囲気の酸素量を低減する、複数（典型的には２種類）の原料合金を用いる等、である。その中で、以下説明するように、原料母合金の組織を改善することによる磁気特性の向上が検討されている。
【０００３】
従来、原料合金は、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作製されていた。
インゴット法により作製された合金では、α−Ｆｅの生成が避けられず、その結果合金の粉砕効率が著しく低下し、最終的に得られる磁石特性も低いものであった。この問題を解決するため、インゴット法で得られた合金を溶体化処理することでα−Ｆｅを消失させることが知られているが、溶体化処理を行うことにより、生産性の低下と製造コストの上昇を招いていた。
【０００４】
これに対し、急冷凝固法の一種であるストリップキャスト法（例えば、特開平５−２２２４８８号公報（特許文献１）、特開平５−２９５４９０号公報（特許文献２））により作製された合金では、α−Ｆｅがほとんど生成されない。また、短軸方向の結晶粒径が２０〜３０μｍで、長軸方向は最大で３００μｍ程度と比較的微細な結晶組織が得られる。
【０００５】
【特許文献１】特開平５−２２２４８８号公報
【特許文献２】特開平５−２９５４９０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
ストリップキャスト法で作製された原料合金は、以上のように微細な組織を有するものの、この原料合金を一定の条件下で粉砕しても、粉砕された粉末の粒度分布にばらつきが生ずる。粒度分布にばらつきのある粉砕粉末を磁場中成形、焼結して得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の結晶組織も不均一となり、磁気特性、特に保磁力が低くなり、さらに保磁力のばらつきが大きくなるという問題が生じていた。
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、ストリップキャスト法で作製された原料合金の結晶組織をより均一なものとすることにより、この原料合金から得られる粉砕粉末を微細かつ粒度分布を狭くすることにより、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
ストリップキャスト法による原料合金の組織を均一にするためには、ストリップキャスト法で作製される薄帯がより均一に冷却される必要がある。つまり、ロールに供給される溶湯の厚さが厚ければ、その厚さ方向における冷却能が相違して、均一な冷却、換言すれば均一な組織を得ることが容易でなくなる。溶湯をより薄くしてロールに供給するために、溶湯状態の合金の粘度が重要と考えた。つまり、溶湯の粘度が低ければロールに供給される合金を薄くすることが可能となり、その結果として組織の均一なストリップキャストによる原料合金を提供することができる。そして、溶湯の粘度低下のためには、Ｐ（燐）及びＳ（硫黄）が有効である。そしてさらに、Ｐ（燐）及びＳ（硫黄）は、原料合金の時点で相当量含有していても、焼結の過程で磁気特性に悪影響を与えない程度に減少できることが判明した。このように、Ｐ及び／又はＳは、本発明の目的達成にとって有効な元素である。
【０００８】
すなわち本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用原料合金（以下、単に原料合金）は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物からなる結晶粒を有し、Ｐ及び／又はＳの含有量が１００〜９５０ｐｐｍであることを特徴としている。ここで、Ｒは希土類元素から選択される１種又は２種以上の元素、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む遷移金属元素から選択される１種又は２種以上の元素である。なお、Ｒ及びＴの内訳は以下も同様とする。
本発明の原料合金において、Ｐ及び／又はＳの含有量は２００〜７５０ｐｐｍであること、さらに３００〜７００ｐｐｍであることが好ましい。
本発明の原料合金において、Ｒ：２５〜３５ｗｔ％、Ｂ：０．５〜４ｗｔ％、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種を０．０２〜０．６ｗｔ％、Ｃｏ：５ｗｔ％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成とすることが好ましい。また、この組成にさらにＺｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上：２ｗｔ％以下を含有させることも好ましい。
【０００９】
本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物からなる結晶粒を主相とする焼結体からなり、この焼結体中にＰ及び／又はＳが１０〜２２０ｐｐｍ含有することを特徴とする。焼結体中に含有されるＰ及び／又はＳは、５０〜２００ｐｐｍであることが好ましく、５０〜１８０ｐｐｍであることがさらに好ましい。
本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成は、基本的には、原料合金と同様となるが、焼結体中に含有されるＯ（酸素）は、３０００ｐｐｍ以下であることが高い磁気特性を得る上で好ましい。Ｏを３０００ｐｐｍ以下とする場合には、Ｚｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上：２ｗｔ％以下を含有させることが好ましい。
【００１０】
以上の本発明の原料合金を用いることにより、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物からなる結晶粒を主相とする焼結体からなるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法であって、Ｐ及び／又はＳの含有量が１００〜９５０ｐｐｍであって、かつストリップキャスト法により作製された原料合金を所定粒度の粉末まで粉砕する工程と、得られた粉末を磁場中で成形して成形体を作製する工程と、この成形体を焼結することによりＰ及び／又はＳの含有量が１０〜２２０ｐｐｍの焼結体を得る工程と、を備えるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法が提供される。
このＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、原料合金における好ましいＰ及び／又はＳの含有量、焼結体における好ましいＰ及び／又はＳの含有量は、上述の通りである。また、焼結体中に含有されるＯ（酸素）は、３０００ｐｐｍ以下であることが高い磁気特性を得る上で好ましいことも同様である。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、ストリップキャストによる原料合金に含有されるＰ及び／又はＳの量を１００〜９５０ｐｐｍとすることにより、当該原料合金の組織が均一かつ微細になり、ひいては磁場中成形の対象となる微粉砕粉を微細かつシャープな粒度分布とすることができる。その結果として、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性、特に保磁力を向上することができる。また、Ｐ及びＳは、焼結によりその含有量が減少して１０〜２２０ｐｐｍとなり、高い残留磁束密度を得ることもできる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明による原料合金は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物からなる結晶粒を有し、Ｐ及び／又はＳの含有量が１００〜９５０ｐｐｍである。本発明においてＰ及び／又はＳは、溶湯の粘度を低下させることにより得られる原料合金の組織を均一かつ微細にする効果を奏する。そのため、その後の微粉砕で得られる微粉砕粉の粒径が小さく、かつ粒度分布がシャープとなる。この結果、この微粉砕粉を用いて得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性、特に保磁力を増大させ、またＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力のばらつきを抑えることができる。
【００１３】
ここで、溶湯の粘度が下がれば薄帯状の合金の厚さを薄くすることができる。ストリップキャスト法において、溶湯は回転するロールに触れると、ロールとの接触面から温度が低下し、柱状に結晶が成長する。ロールに接触する合金が厚いと冷却に時間がかかり、ロールとの非接触面側は結晶が水平方向に成長してしまう。このため、ロールから離れるほど幅が増す形状、すなわちラッパ状に柱状の結晶が形成される。このような形状の結晶が形成されると粉砕粉の粒径が均一にならない、また、粒径が大きくなる、という問題が生じるものと解される。
【００１４】
本発明において、原料合金のＰ及び／又はＳの含有量が１００ｐｐｍ未満では溶湯の粘度低下の効果が十分に発揮されないために保磁力向上の効果を得ることができない。一方、Ｐ及び／又はＳの含有量が多くなりすぎると原料合金の組織が微細になりすぎて、微粉砕後の粒径がそれに応じたものとなる。その結果、磁場中成形時の配向が不十分となり、残留磁束密度劣化が懸念される。したがって、本発明の原料合金はＰ及び／又はＳの含有量を１００〜９５０ｐｐｍとする。原料合金に含まれるＰ及び／又はＳの好ましい含有量は２００〜７５０ｐｐｍ、さらに好ましい含有量は３００〜７００ｐｐｍである。
【００１５】
本発明における原料合金は、Ｒ：２５〜３５ｗｔ％、Ｂ：０．５〜４ｗｔ％、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種：０．０２〜０．６ｗｔ％、Ｚｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上：２ｗｔ％以下、Ｃｏ：５ｗｔ％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することが好ましい。以下、各元素について言及する。
本発明による原料合金は、Ｒを２５〜３５ｗｔ％含有する。
ここで、Ｒは前述したように、Ｙを含む概念を有しており、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｙｂ、Ｌｕ及びＹから選択される１種又は２種以上の元素である。Ｒの中では、Ｎｄが資源的に豊富で比較的安価であることから、Ｒとしての主成分をＮｄとすることが好ましい。また、重希土類元素の含有は異方性磁界を増加させるために、保磁力を向上させる上で有効である。よって、本発明の原料合金において、重希土類元素を含有させることもできる。重希土類元素としては、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｇｄ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ及びＹの１種又は２種以上を用いることができるが、Ｄｙ及び／又はＴｂを用いるのが好ましい。
【００１６】
Ｒの量が２５ｗｔ％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相となるＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒の生成が十分ではない。このため、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、Ｒの量が３５ｗｔ％を超えると主相を構成するＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒の体積比率が低下し、残留磁束密度が低下する。またＲの量が３５ｗｔ％を超えるとＲ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、Ｒの量は２５〜３５ｗｔ％とする。好ましいＲの量は２６〜３３ｗｔ％、さらに好ましいＲの量は２７〜３２ｗｔ％である。
【００１７】
重希土類元素を含む場合は、重希土類元素を含んでＲを２５〜３５ｗｔ％とする。そして、この範囲において、重希土類元素の量は０．１〜８ｗｔ％が好ましい。重希土類元素は、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好ましい。つまり、高い残留磁束密度を得たい場合には重希土類元素量を０．１〜３．５ｗｔ％とし、高い保磁力を得たい場合には重希土類元素量を３．５〜８ｗｔ％とすることが好ましい。
【００１８】
本発明による原料合金は、ホウ素（Ｂ）を０．５〜４％含有する。Ｂが０．５ｗｔ％未満の場合には高い保磁力のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができない。但し、Ｂが４ｗｔ％を超えるとＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の残留磁束密度が低下する傾向がある。したがって、上限を４ｗｔ％とする。好ましいＢの量は０．５〜１．５ｗｔ％、さらに好ましいＢの量は０．８〜１．２ｗｔ％である。
【００１９】
本発明による原料合金は、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種を０．０２〜０．６ｗｔ％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Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の高保磁力化、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、好ましいＡｌの量は０．０３〜０．３ｗｔ％、さらに好ましい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、Ｃｕの量は０．０１〜０．３ｗｔ％、好ましくは０．０２〜０．２ｗｔ％、さらに好ましいＣｕの量は０．０３〜０．１５ｗｔ％である。
【００２０】
本発明の原料合金は、Ｃｏを５ｗｔ％以下含有することができる。ＣｏはＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のキュリー温度の向上及び耐食性の向上に効果がある。また、Ｃｕと複合添加することにより、高い保磁力が得られる時効処理温度範囲が拡大するという効果をも有する。しかし、過剰の添加はＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石における保磁力の低下を招くとともに、コストを上昇させるため５ｗｔ％以下とする。好ましいＣｏの含有量は０．２〜４ｗｔ％、さらに好ましいＣｏの含有量は０．２〜１．５ｗｔ％である。
【００２１】
本発明による原料合金は、Ｚｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上を２ｗｔ％以下含有することができる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性向上を図るために酸素含有量を低減する際に、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆは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、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上は酸素量が低い場合にその効果が顕著になる。Ｚｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上の好ましい量は０．０５〜１．５ｗｔ％、さらに好ましい量は０．１〜０．５ｗｔ％である。
【００２２】
本発明の原料合金を用いて作製されるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物からなる結晶粒を主相とし、その他に粒界相を備えている。この粒界相は、主相よりもＮｄ量がリッチであるためにＮｄリッチ相と呼ばれる相、ＢがリッチであるためにＢリッチ相と呼ばれる相、Ｒと酸素との化合物からなる酸化物相等のいくつかの相を含んでいる。そして、本発明の原料合金を用いて作製されるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｐ及び／又はＳを１０〜２２０ｐｐｍ含有することが好ましい。前述したように、原料合金に含まれるＰ及び／又はＳは焼結により減少するものの、原料合金において１００ｐｐｍ以上含有していると焼結体のＰ及び／又はＳを１０ｐｐｍ未満に減少することは困難である。一方、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において２２０ｐｐｍを超えるＰ及び／又はＳを含有していると残留磁束密度の低下が著しい。好ましいＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＰ及び／又はＳの含有量は５０〜２００ｐｐｍ、より好ましいＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＰ及び／又はＳの含有量は５０〜１８０ｐｐｍである。
【００２３】
また、本発明の原料合金を用いて作製されるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、その酸素量を３０００ｐｐｍ以下とすることが好ましい。酸素量が多いと非磁性成分である酸化物相が増大して、磁気特性を低下させる。そこで、焼結体中に含まれる酸素量を３０００ｐｐｍ以下、好ましくは２０００ｐｐｍ以下、さらに好ましくは１０００ｐｐｍ以下とする。但し、単純に酸素量を低下させたのでは、粒成長抑制効果を有していた酸化物相が不足し、焼結時に十分な密度上昇を得る過程で異常な粒成長が容易に起こる。そこで、そのように低酸素含有量とする場合には、焼結過程での主相結晶粒の異常成長を抑制する効果を発揮するＺｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上を、原料合金中に所定量含有させることが好ましい。
【００２４】
次に、本発明による原料合金を用いたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法の好ましい形態について説明する。
原料金属を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、原料合金を得ることができる。原料合金を得るための原料金属としては、希土類金属あるいは希土類合金、純鉄、フェロボロン、さらにはこれらの合金等を使用することができる。この際、得られる原料合金のＰ及び／又はＳの含有量が１００〜９５０ｐｐｍとなるように原料金属を選定する必要がある。Ｐ及び／又はＳは、原料金属、例えば純鉄中に不純物として含有される元素であるため、原料金属の不純物レベルを選定することにより本発明の原料合金を得ることができる。原料金属の不純物レベルを選定することなく、適宜、Ｐ及び／又はＳを添加することにより本発明のＰ及び／又はＳの含有量を得ることもできる。要するに、溶湯として必要な量のＰ及び／又はＳを含有していればよい。
【００２５】
原料合金が作製された後、これらの原料合金は粉砕される。粉砕工程には、粗粉砕工程と微粉砕工程とがある。まず、各母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好ましい。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。また、水素吸蔵を行った後に、水素を放出させることにより、機械的な手段を用いることなく、粗粉砕を行うこともできる。高磁気特性を得るために、粉砕処理（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ることが好ましい。そうすることにより、焼結体に含まれる酸素量を３０００ｐｐｍ以下に制御することができる。
【００２６】
水素吸蔵は、原料合金を常温下で水素含有雰囲気に曝すことにより行うことができる。水素吸蔵反応は発熱反応であるため、温度上昇に伴って吸蔵水素量が低下することを防止するために、反応容器を冷却する等の手段を適用してもよい。水素吸蔵された原料合金は、例えば粒界に沿って亀裂が生じる。
【００２７】
水素吸蔵が終了した後に、水素吸蔵が行われた原料合金を加熱保持する脱水素処理が施される。この処理は、磁石として不純物となる水素を減少させることを目的として行われる。加熱保持の温度は、２００℃以上、好ましくは３５０℃以上とする。保持時間は、保持温度との関係、原料合金の厚さ等によって変わるが、少なくとも３０分以上、好ましくは１時間以上とする。脱水素処理は、真空中又はＡｒガスフローにて行う。なお、脱水素処理は必須の処理ではない。
【００２８】
粗粉砕工程後、微粉砕工程に移る。微粉砕は、主にジェットミルが用いられ、粒径数百μｍ程度の粗粉砕粉を平均粒径３〜５μｍになるまで粉砕される。本発明の原料合金を用いることにより、微細かつ粒度分布幅の狭い微粉砕粉を得ることができる。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を加速し、粗粉砕粉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。微粉砕時に、ステアリン酸亜鉛等の添加剤を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。
【００２９】
次いで、微粉砕された合金粉末を、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。磁場中成形における成形圧力は０．３〜３ｔｏｎ／ｃｍ２の範囲とすればよい。成形圧力は成形開始から終了まで一定であってもよく、漸増または漸減してもよく、あるいは不規則変化してもよい。成形圧力が低いほど配向性は良好となるが、成形圧力が低すぎると成形体の強度が不足してハンドリングに問題が生じるので、この点を考慮して上記範囲から成形圧力を選択する。磁場中成形で得られる成形体の最終的な相対密度は、通常、５０〜６０％である。また、印加する磁場は、１２〜２０ｋＯｅ程度とすればよい。また、印加する磁場は静磁場に限定されず、パルス状の磁場とすることもできる。また、静磁場とパルス状磁場を併用することもできる。
【００３０】
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、１０００〜１２００℃で１〜１０時間程度焼結すればよい。この焼結工程で原料合金に含まれていたＰ及び／又はＳは低減する。この低減する量の制御は明らかでないところがあるが、焼結温度が高いほど、また焼結時間が長いほど、Ｐ及び／又はＳの低減量が増える傾向にあることを確認している。
焼結後、得られた焼結体に時効処理を施すことができる。時効処理は、保磁力を制御する上で重要である。時効処理を２段に分けて行なう場合には、８００〜９００℃近傍、６００〜７００℃近傍での所定時間の保持が有効である。
【実施例１】
【００３１】
高純度のＦｅ原料を用意した。ストリップキャスト法により、２６．５ｗｔ％Ｎｄ−５．９ｗｔ％Ｄｙ−０．２５ｗｔ％Ａｌ−０．５ｗｔ％Ｃｏ−０．０７ｗｔ％Ｃｕ−１ｗｔ％Ｂ−ｂａｌ．Ｆｅの組成を有する原料合金を作製した。このとき、Ｐ（リン）およびＳ（硫黄）を適宜添加し、異なるＰ、Ｓ量の原料合金を作製した。
次いで、室温にて原料合金に水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気中で６００℃×１時間の脱水素を行う水素粉砕処理を行った。水素粉砕処理が施された合金に、粉砕性の向上並びに成形時の配向性の向上に寄与する潤滑剤を０．０５〜０．１ｗｔ％混合した。潤滑剤の混合は、例えばナウターミキサ等により５〜３０分間ほど行う程度でよい。その後、一定の条件で微粉砕を行い、平均粒径４〜５μｍの微粉砕粉を得た。なお、微粉砕はジェットミルで行った。すべての組成試料に対し、同条件で微粉砕を行った。レーザー回折式粒度分布測定装置により測定した微粉砕粉の粒度を図１に、また、図２に原料合金におけるＰ及びＳの含有量とＤ５０の関係を示す。なお、Ｄ１０とは測定した微粉砕粉の粒度分布の累積体積が１０％となる粒径、Ｄ５０とは累積体積が５０％となる粒径、Ｄ９０とは累積  体積が１０％となる粒径をいう。
【００３２】
得られた微粉砕粉を磁場中成形した。磁場中成形は、１５ｋＯｅの磁場中で１．４ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力で行った。得られた成形体を真空中で１０８０℃まで昇温し４時間保持して焼結を行った。次いで得られた焼結体に８００℃×１時間と５６０℃×１時間（ともにＡｒ雰囲気中）の２段時効処理を施した。
得られた焼結体の組成を、Ｐ及びＳの含有量を含め蛍光Ｘ線分析により測定した。その結果、Ｐ及びＳの含有量は図１に示す通りである。また、焼結体の合金元素の組成は、２６．２ｗｔ％Ｎｄ−５．８ｗｔ％Ｄｙ−０．２５ｗｔ％Ａｌ−０．５ｗｔ％Ｃｏ−０．０７ｗｔ％Ｃｕ−１ｗｔ％Ｂ−ｂａｌ．Ｆｅであった。また、焼結体を所定の形状に研磨加工後、磁気特性を測定した。その結果を図１に示す。また、図３に焼結体におけるＰ及びＳの含有量と保磁力（ｉＨｃ）の関係を、さらに図４に焼結体におけるＰ及びＳの含有量と残留磁束密度（Ｂｒ）の関係を示す。
【００３３】
図１に示すように、原料合金に含まれていたＰ及びＳは、焼結を経ることにより相当減少することがわかる。
また、図１及び図２より、原料合金中のＰ及びＳの含有量が増加すると、微粉砕粉の粒径が小さくなる。また、Ｐ及びＳの含有量が増加すると、Ｄ９０−Ｄ１０の差が小さくなり、微粉砕粉の粒度分布が狭くシャープになることがわかる。
次に、図１及び図３より、焼結体におけるＰ及びＳの含有量、換言すれば原料合金におけるＰ及びＳの含有量が増加すると保磁力（ｉＨｃ）が増加する。一方、図１及び図４より、焼結体におけるＰ及びＳの含有量が増加すると残留磁束密度（Ｂｒ）は一定もしくは微増し、２２０ｐｐｍを超えると急激に低下した。
【００３４】
以上説明したように、Ｐ及びＳは、原料合金においてその含有量が多いほど、微細かつ粒度分布の狭い微粉砕粉を得ることができる。また、焼結体に含まれるＰ及びＳが所定量以上になると、磁気特性、特に残留磁束密度（Ｂｒ）が低下する。しかるに、原料合金中に含まれるＰ及びＳは、焼結を経ることにより減少するため、本発明では、微細かつ粒度分布の狭い微粉砕粉を得つつ、高い磁気特性のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。
【実施例２】
【００３５】
合金の組成を２８．６ｗｔ％Ｎｄ−０．２ｗｔ％Ｄｙ−０．０５ｗｔ％Ａｌ−０．２ｗｔ％Ｃｏ−０．０３ｗｔ％Ｃｕ−１ｗｔ％Ｂ−０．０８ｗｔ％Ｚｒ−ｂａｌ.Ｆｅとし、さらに粉砕処理（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、かつ焼結温度を１０７０℃とした以外は実施例１と同様にして焼結体を作製した。その過程で、実施例１と同様に微粉砕粉の粒度を測定した。また、得られた焼結体について実施例１と同様に測定を行った。その結果を図５に示す。また、図６に原料合金におけるＰ及びＳの含有量とＤ５０の関係を、図７に焼結体におけるＰ及びＳの含有量と保磁力（ｉＨｃ）の関係を、さらに図８に焼結体におけるＰ及びＳの含有量と残留磁束密度（Ｂｒ）の関係を示す。なお、得られた焼結体の合金元素の組成は、２８．３ｗｔ％Ｎｄ−０．２ｗｔ％Ｄｙ−０．０５ｗｔ％Ａｌ−０．２ｗｔ％Ｃｏ−０．０３ｗｔ％Ｃｕ−１ｗｔ％Ｂ−０．０８ｗｔ％Ｚｒ−ｂａｌ．Ｆｅであり、Ｏ含有量は７７０ｐｐｍであった。
【００３６】
この実施例２においても、原料合金に含まれていたＰ及びＳは、焼結を経ることにより相当減少することがわかる。また、原料合金中のＰ及びＳの含有量が増加すると、微粉砕粉の粒径が小さくなるとともに、Ｄ９０−Ｄ１０の差が小さくなり、微粉砕粉の粒度分布が狭くシャープになることがわかる。
さらに、焼結体におけるＰ及びＳの含有量、換言すれば原料合金におけるＰ及びＳの含有量が増加すると保磁力（ｉＨｃ）は増加するが、残留磁束密度（Ｂｒ）は一定もしくは微増し、２２０ｐｐｍを超えると急激に低下した。
【実施例３】
【００３７】
合金の組成を２７．２ｗｔ％Ｎｄ−４．９ｗｔ％Ｐｒ−０．２ｗｔ％Ｄｙ−０．２５ｗｔ％Ａｌ−４．０ｗｔ％Ｃｏ−０．３ｗｔ％Ｃｕ−１．３ｗｔ％Ｂ−０．２５ｗｔ％Ｚｒ−ｂａｌ.Ｆｅとし、さらに粉砕処理（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、焼結温度を１０２０℃とした以外は実施例１と同様にして焼結体を作製した。得られた焼結体について実施例１と同様に測定を行った。その結果を図９に示す。また、図１０に原料合金におけるＰ及びＳの含有量とＤ５０の関係を、図１１に焼結体におけるＰ及びＳの含有量と保磁力（ｉＨｃ）の関係を、さらに図１２に焼結体におけるＰ及びＳの含有量と残留磁束密度（Ｂｒ）の関係を示す。なお、得られた焼結体の合金元素の組成は、２６．９ｗｔ％Ｎｄ−４．８ｗｔ％Ｐｒ−０．２ｗｔ％Ｄｙ−０．２５ｗｔ％Ａｌ−４．０ｗｔ％Ｃｏ−０．３ｗｔ％Ｃｕ−１．３ｗｔ％Ｂ−０．２５ｗｔ％Ｚｒ−ｂａｌ．Ｆｅであり、Ｏ含有量は９７０ｐｐｍであった。
【００３８】
図９〜図１２より、この実施例３においても、実施例１及び実施例２と同様の傾向を示すことが確認できた。
【図面の簡単な説明】
【００３９】
【図１】実施例１における原料合金の仕様、磁気特性の結果を示す図表である。
【図２】実施例１の原料合金におけるＰ及びＳの含有量とＤ５０の関係を示すグラフである。
【図３】実施例１の焼結体におけるＰ及びＳの含有量と保磁力（ｉＨｃ）の関係を示すグラフである。
【図４】実施例１の焼結体におけるＰ及びＳの含有量と残留磁束密度（Ｂｒ）の関係を示すグラフである。
【図５】実施例２における原料合金の仕様、磁気特性の結果を示す図表である。
【図６】実施例２の原料合金におけるＰ及びＳの含有量とＤ５０の関係を示すグラフである。
【図７】実施例２の焼結体におけるＰ及びＳの含有量と保磁力（ｉＨｃ）の関係を示すグラフである。
【図８】実施例２の焼結体におけるＰ及びＳの含有量と残留磁束密度（Ｂｒ）の関係を示すグラフである。
【図９】実施例３における原料合金の仕様、磁気特性の結果を示す図表である。
【図１０】実施例３の原料合金におけるＰ及びＳの含有量とＤ５０の関係を示すグラフである。
【図１１】実施例３の焼結体におけるＰ及びＳの含有量と保磁力（ｉＨｃ）の関係を示すグラフである。
【図１２】実施例３の焼結体におけるＰ及びＳの含有量と残留磁束密度（Ｂｒ）の関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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