(57)【要約】      （修正有）【課題】異常粒成長を抑制しつつ磁気特性（残留磁束密度Ｂｒ、保磁力Ｈｃｊまたは角形比Ｈｋ／Ｈｃｊ）を向上させたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石を得るためのＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を提供する。【解決手段】Ｒは１種以上の希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素、Ｂはホウ素であるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金１である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を厚み方向に沿って切断した一の断面において、最小径が１０μｍ以上、最大径が３０μｍ以上３００μｍ以下である主相Ａ２１ａが存在する。主相Ａ２１ａはＲ２Ｔ１４Ｂ相からなる。断面全体に対する前記主相Ａ２１ａの面積割合が２％以上６０％以下である。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金であって、
Ｒは１種以上の希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素、Ｂはホウ素であり、
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を厚み方向に沿って切断した一の断面において、最小径が１０μｍ以上、最大径が３０μｍ以上３００μｍ以下である主相Ａを含み、
前記主相ＡはＲ２Ｔ１４Ｂ相からなり、
前記断面全体に対する前記主相Ａの面積割合が２％以上６０％以下であるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
【請求項２】
前記一の断面において、ボイドを含む請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
【請求項３】
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を厚み方向に沿って切断した一の断面全体に対する最大径が５μｍ以上である前記ボイドの面積割合が０％より大きく０．１％以下である請求項２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
【請求項４】
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を厚み方向に沿って切断した一の断面において、
前記主相Ａの内部にはボイドを含まない請求項１〜３のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石合金。
【請求項５】
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を厚み方向に沿って切断した一の断面において、
前記主相Ａの内部には最大径が５μｍ未満であるボイドを含み、最大径が５μｍ以上であるボイドを含まない請求項１〜３のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石合金。
【請求項６】
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を厚み方向に沿って切断した一の断面において、
前記主相Ａが、その最大径の方向と前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の厚み方向とのなす角が０°以上４５°以下である特定角主相Ａ１を含む請求項１〜５のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石合金。
【請求項７】
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を厚み方向に沿って切断した一の断面において、前記主相Ａに対する前記特定角主相Ａ１の面積割合が５０％以上である請求項６に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
【請求項８】
請求項１〜７のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を粉砕してＲ−Ｔ−Ｂ系希土類合金粉末を得る工程、
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類合金粉末を成形してＲ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石成形体を得る工程、および、
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石成形体を焼結する工程を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金およびＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は、優れた磁気特性を有することが知られている。現在では、さらなる磁気特性の向上および角形比の向上が望まれている。特に角形比を向上させるためには、異常粒成長の抑制が重要である。
【０００３】
従来、異常粒成長の抑制は、原料合金の粉砕条件を精密に制御することで粉砕粒度を制御することにより行っていた。しかし、粉砕条件の制御を精密にすることには限界がある。
【０００４】
また、原料合金組織を制御することで粉砕粒度を制御して異常粒成長を抑制することも試みられた。原料合金組織を制御したことが記載されている例として、特許文献１が挙げられる。特許文献１には、Ｍ−Ｂ系化合物、Ｍ−Ｂ−Ｃｕ系化合物、Ｍ−Ｃ系化合物（ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆのうち１種又は２種以上）のうち少なくとも２種と、更にＲ酸化物とが合金組織中に分散し析出していることを特徴とする希土類磁石原料合金が記載されている。  
【０００５】
特許文献１では異常粒成長を抑制させるような合金を提供するものの、合金中にＲ酸化物が存在していることにより、保磁力の起源となるＲリッチ相が十分に生成せず、前記合金を用いて作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の保磁力をこれ以上向上させられないという問題点があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００６−２１０８９３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、異常粒成長を抑制しつつ磁気特性（残留磁束密度Ｂｒ、保磁力Ｈｃｊまたは角形比Ｈｋ／Ｈｃｊ）を向上させたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石を得るためのＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を得ることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記の目的を達成するために、本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、
Ｒは１種以上の希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素、Ｂはホウ素であるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金であり、
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を厚み方向に沿って切断した一の断面において、最小径が１０μｍ以上、最大径が３０μｍ以上３００μｍ以下である主相Ａを含み、
前記主相ＡはＲ２Ｔ１４Ｂ相からなり、
前記断面全体に対する前記主相Ａの面積割合が２％以上６０％以下である。
【０００９】
本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、上記の構成を有することにより、本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を用いて製造されるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の磁気特性を向上させ、さらに角形比を向上させることができる。
【００１０】
本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、前記一の断面において、ボイドを含んでもよい。
【００１１】
本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を厚み方向に沿って切断した一の断面全体に対する最大径が５μｍ以上である前記ボイドの面積割合が０％より大きく０．１％以下であってもよい。
【００１２】
本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を厚み方向に沿って切断した一の断面において、
前記主相Ａの内部にはボイドを含まなくてもよい。
【００１３】
本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を厚み方向に沿って切断した一の断面において、
前記主相Ａの内部には最大径が５μｍ未満であるボイドを含んでもよく、最大径が５μｍ以上であるボイドを含まなくてもよい。
【００１４】
本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を厚み方向に沿って切断した一の断面において、
前記主相Ａが、その最大径の方向と前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の厚み方向とのなす角θが０°以上４５°以下である特定角主相Ａ１を含んでいてもよい。
【００１５】
本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を厚み方向に沿って切断した一の断面において、前記主相Ａに対する前記特定角主相Ａ１の面積割合が５０％以上であってもよい。
【００１６】
本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法は、上記のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を粉砕してＲ−Ｔ−Ｂ系希土類合金粉末を得る工程、
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類合金粉末を成形してＲ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石成形体を得る工程、および、
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石成形体を焼結する工程を有する。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】実施例１におけるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）画像である。
【図２】実施例２におけるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金のＳＥＭ画像である。
【図３】実施例３におけるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金のＳＥＭ画像である。
【図４】実施例４におけるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金のＳＥＭ画像である。
【図５】主相Ａの最大径の方向とＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の厚み方向とのなす角θを表す概略図である。
【図６】尖度について説明するためのグラフである。
【図７】歪度について説明するためのグラフである。
【図８】粉砕粒度と各粉砕粒度の粒子の検出頻度との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明に係る実施形態を説明する。
【００１９】
図１は本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金（１）を厚み方向に沿って切断した一の断面のＳＥＭ画像である。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金（１）は、図１に示すように主相（２１）および粒界相（２３）からなる。
【００２０】
また、後述するロール接触面（１ａ）および開放面（１ｂ）が図中に示されている。本実施形態に係る厚み方向とは、ロール接触面（１ａ）と開放面（１ｂ）とが対向する方向である。例えば、ロール接触面（１ａ）と開放面（１ｂ）とが平面であり平行である場合は、厚み方向とは両方の面に垂直な方向となる。
【００２１】
そして、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金（１）には、図１に示すように、最小径が１０μｍ以上、最大径が３０μｍ以上３００μｍ以下である主相（以下主相Ａ（２１ａ）とする）が存在する。
【００２２】
なお、主相の最大径とは、主相の外周上にある任意の２点の距離の最大値である。主相の最小径とは、平行な２本の直線で主相を挟んだときの２直線間の距離の最小値である。
【００２３】
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金（１）は、主相Ａ（２１ａ）がＲ２Ｔ１４Ｂ相からなる。さらに、前記断面全体に対する主相Ａ（２１ａ）全体の面積割合が２％以上６０％以下である。
【００２４】
これに対し、粒界相（２３）は、主にＲリッチ相からなる。なお、本願におけるＲリッチ相は、Ｒの含有量が３５質量％以上である。なお、Ｒリッチ相におけるＲの含有量に上限は存在せず、Ｒリッチ相がＲのみからなっていてもよい。すなわち、Ｒの含有量が１００質量％であってもよい。
【００２５】
図１に示すように、主相Ａ（２１ａ）は他の主相（２１）と比較して大きく細長い形状の主相である。したがって、主相Ａ（２１ａ）が他の主相（２１）に混在しているＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金（１）は不均一な合金であると考えられる。しかし、そのような不均一なＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金（１）を用いることで、粉砕粒度を好適に制御し、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石において異常粒成長の発生を抑制し、磁気特性（残留磁束密度Ｂｒ、保磁力Ｈｃｊまたは角形比）を向上させることができることを本発明者らは見出した。
【００２６】
逆に、主相Ａ（２１ａ）が存在しない合金、または主相Ａ（２１ａ）の断面積が小さすぎる合金を用いると、焼結時に異常粒成長の発生を抑制しにくくなり、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の角形比が低下しやすくなる。また、主相Ａ（２１ａ）よりもさらに最大径の大きな主相（２１）が存在する合金や、主相Ａの断面積が大きすぎる合金を用いると、Ｒリッチ相である粒界相（２３）の分布が不均一になりすぎ、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の保磁力が低下しやすくなる。
【００２７】
また、図１に示すように、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金（１）にはボイド（２５）が存在していてもよい。
【００２８】
また、断面全体に対する最大径が５μｍ以上であるボイドの面積割合が０％より大きく０．１％以下であってもよい。
【００２９】
さらに、主相Ａ（２１ａ）の内部にはボイドが全く存在していなくてもよい。また、主相Ａ（２１ａ）の内部には最大径が５μｍ未満であるボイドが存在し、最大径が５μｍ以上であるボイドが全く存在していなくてもよい。
【００３０】
主相Ａ（２１ａ）の内部にボイドが全く存在しないか、最大径が５μｍ未満であるボイドのみが存在している場合には、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の角形比を向上させることができる。さらに耐食性を向上させることができる。
【００３１】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金（１）内に最大径が５μｍ以上のボイドが少なく、特に主相Ａ（２１ａ）内に最大径が５μｍ以上のボイドが少ないことにより、粉砕後に得られる微粉の粒径の尖度および歪度を好適な範囲に制御しやすくなる。具体的には、微粉の粒径の尖度は−１．０以上であることが好ましい。微粉の粒径の歪度は−１．５以上１．５以下であることが好ましい。
【００３２】
逆に言えば、最大径が５μｍ以上のボイドが多いと粉砕により得られる微粉の粒径の分布が大きく変化してしまう。特に、最大径が５μｍ以上のボイドが主相Ａ（２１ａ）内に多いと微粉の粒径の分布を変化させる効果が大きくなってしまう。
【００３３】
ここで、尖度とは、データの分布の山の尖りと裾の広がりとを測る尺度である。図６には、尖度を変化させた分布曲線（６１，６３，６５）を記載した。尖度が大きい方から順に分布曲線（６１），分布曲線（６３），分布曲線（６５）となる。図６に示すように、尖度が大きいほど分布曲線の山の尖りが大きく、裾の広がりが小さい。尖度が小さいほど分布曲線の山の尖りが小さく、裾の広がりが大きい。なお、正規分布では尖度が０となる。
【００３４】
尖度は、下記式１により求められる。なお、サンプルサイズをｎ、各データｘｉ（ｉ＝１，２，・・・，ｎ）の平均をｘ、標本標準偏差をｓとする。
【００３５】
【数１】
2018170483.tif 000003
【００３６】
また、歪度とは、データの分布の左右非対称性を図る尺度である。図７には、歪度を変化させた分布曲線（７１，７３，７５）を記載した。分布曲線（７１）は歪度が負の値、分布曲線（７３）は歪度が０、分布曲線（７５）は歪度が正の値である。図７に示すように歪度が負の値である場合には、山が右にずれて裾が左にずれる。歪度が正の値である場合には、山が左にずれて裾が右にずれる。また、歪度の絶対値が大きいほど分布曲線の山および裾のずれが大きくなる。なお、正規分布では歪度が０となる。
【００３７】
歪度は、下記式２により求められる。なお、サンプルサイズをｎ、各データｘｉ（ｉ＝１，２，・・・，ｎ）の平均をｘ、標本標準偏差をｓとする。
【００３８】
【数２】
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【００３９】
粒径の尖度および歪度が上記の好ましい範囲内である微粉を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石を製造することにより、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の磁気特性（残留磁束密度Ｂｒ、保磁力Ｈｃｊまたは角形比）、特に角形比を向上させやすくなる。
【００４０】
また、図５に示すように、主相Ａ（２１ａ）の一部が主相Ａ（２１ａ）の最大径の方向とＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金（１）の厚み方向とのなす角θが０°以上４５°以下である特定角主相Ａ１であってもよい。角θとは、具体的には図５に示すθである。図５において主相Ａ（２１ａ）を通る点線が主相Ａ（２１ａ）の最大径の方向である。
【００４１】
さらに、主相Ａに対する特定角主相Ａ１の面積割合が５０％以上であってもよい。特定角主相Ａ１の面積割合が５０％以上であることにより、焼結後に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の結晶配向度を向上させることができ、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の残留磁束密度Ｂｒを向上させることができる。さらに抗折強度を向上させることができる。
【００４２】
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶からなる主相を含む。ＲおよびＴの種類には特に制限はない。例えば、Ｒは１種以上の希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素であってよい。Ｂはホウ素であり、ホウ素の一部が炭素で置換されていてもよい。
【００４３】
Ｒの種類には特に制限はないが、ＮｄまたはＮｄおよびＰｒであってよい。
【００４４】
Ｒの含有量は２５質量％以上５０質量％以下であってよく、２５質量％以上４０質量％以下であってもよい。
【００４５】
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金におけるＢの含有量は０．５質量％以上２質量％以下であってよく、０．８質量％以上１．１質量％以下であってもよい。
【００４６】
Ｔとして含まれるＣｏの含有量は０．５質量％以上６０質量％以下であってよい。また、Ｔとして含まれるＦｅの含有量は実質的な残部であってよい。Ｆｅ又はＦｅおよびＣｏ以外の遷移金属元素を含んでもよい。
【００４７】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金がさらにＡｌ、ＣｕまたはＺｒから選択される１種または２種以上を含有してもよい。
【００４８】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、不可避的不純物を、０．００１質量％以上０．５質量％以下程度含んでいてもよい。
【００４９】
＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法＞
次に、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法を説明するが、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法は以下に示す方法に限定されない。
【００５０】
以下、ストリップキャスト法による製造方法を説明する。
【００５１】
まず、原料金属を準備する。原料金属の種類には特に制限はなく、最終的に目的とする組成の合金が得られるように選択すればよい。
【００５２】
次に原料金属を加熱し、溶解させることで合金溶湯を得る。加熱する方法には特に制限はなく、例えば高周波加熱を行ってもよい。加熱の際に、合金溶解温度をＴｍ（℃）として、（Ｔｍ＋１５０）℃以上、（Ｔｍ＋２５０）℃以下で加熱することが好ましい。なお、合金溶解温度Ｔｍ（℃）は最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の組成により異なるが、例えば１１５０℃以上１３５０℃以下である。なお、高周波加熱時の雰囲気には特に制限はない。アルゴン雰囲気などの不活性ガス雰囲気が例示される。
【００５３】
加熱温度が低いほど、主相一つ当たりの面積が大きくなりやすい。加熱温度が高いほど主相一つ当たりの面積が小さくなりやすい。
【００５４】
次に、合金溶湯をタンディッシュ経由で冷却ロールに流し込む。この際に、冷却ロールから離脱する合金鋳片の温度が５００℃以上７００℃以下になるように冷却ロールの温度や回転速度などを制御することが好ましい。合金鋳片の温度が高いほど主相Ａが生成しやすくなるが、温度が高すぎると主相Ａよりも大きな主相の生成を抑制しにくくなる。
【００５５】
次に、合金鋳片を回収部にて回収する。回収した合金鋳片は温度を制御された回収部にて特定の時間保持される。その後、回収部を冷却することで、合金薄帯形状のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金（以下、合金薄帯と呼ぶ）を得ることができる。なお、一連の冷却時における雰囲気には特に制限はなく、アルゴン雰囲気などの不活性ガス雰囲気が例示される。
【００５６】
合金薄帯の厚さには特に制限はないが、１００μｍ以上５００μｍ以下が好ましい。合金薄帯の厚さは合金溶湯の傾注量、タンディッシュの幅等により調整することができる。
【００５７】
回収部の温度には特に制限はないが、７００℃以上８００℃以下とすることが好ましい。回収部の温度が高いほどボイドの発生を抑制しやすくなる。回収部の温度が低いほど主相Ａよりも大きな主相の生成を抑制しやすくなる。
【００５８】
保持時間には特に制限はないが、５分以上３０分以下とすることが好ましい。保持時間が長いほどボイドの発生を抑制しやすくなる。保持時間が短いほど主相Ａよりも大きな主相の生成を抑制しやすくなる。なお、溶解時および冷却時において合金内に取り込まれた雰囲気ガスのうち逃し切れなかった雰囲気ガスがボイドになっていると考えられる。
【００５９】
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結用磁石合金の断面観察は、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金について、厚さ方向に沿って切断した断面について、ＳＥＭを用いて１００μｍ×１００μｍ以上、１０００μｍ×１０００μｍ以下の面積の測定領域を観察した。図１〜図３に示すように、合金薄帯の厚さが測定領域の一辺の長さ未満である場合がある。
【００６０】
なお、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金において、厚み方向の二つの表面のうち、前記冷却ロールに接していた側がロール接触面（１ａ）であり、前記冷却ロールに接していなかった側が開放面（１ｂ）である。ここで、ロール接触面（１ａ）は開放面（１ｂ）と比べて急速に冷却される。このため、主相Ａはロール接触面（１ａ）の側が細くなりやすく、開放面（１ｂ）の側が広くなりやすくなると考えられる。そして、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金が不均一になりやすくなると考えられる。
【００６１】
＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法＞
次に、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法を説明するが、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法は以下に示す方法に限定されない。
【００６２】
［粉砕工程］
まず、作製したＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を粉砕し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類合金粉末を得る（粉砕工程）。粉砕工程は、２段階で実施してもよく、１段階で実施してもよい。粉砕の方法には特に限定はない。例えば、各種粉砕機を用いる方法で実施される。例えば、粉砕工程を粗粉砕工程および微粉砕工程の２段階で実施し、粗粉砕工程は例えば水素粉砕処理を行うことが可能である。具体的には、原料合金に対して室温で水素を吸蔵させた後に、Ａｒガス雰囲気下で３００℃以上７００℃以下、３０分以上１０時間以下で脱水素を行うことが可能である。
【００６３】
また、微粉砕工程は、粗粉砕後の粉末に対して、例えばオレイン酸アミド、ステアリン酸亜鉛などを添加したのちに、例えばジェットミル、ボールミル、振動ミル等を用いて行うことができる。得られる微粉砕粉末（原料粉末）の粒径には特に制限はない。例えば、粒径（Ｄ５０）が１μｍ以上１０μｍ以下の微粉砕粉末（原料粉末）となるように微粉砕を行うことができる。
【００６４】
［成形工程］
成形工程では、粉砕工程により得られた微粉砕粉末（原料粉末）を所定の形状に成形し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石成形体を得る。成形方法には特に限定はないが、本実施形態では、微粉砕粉末（原料粉末）を金型内に充填し、磁場中で加圧する。
【００６５】
成形時の加圧は、７０ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下で行うことが好ましい。印加する磁場は、９００ｋＡ／ｍ以上であることが好ましい。微粉砕粉末（原料粉末）を成形して得られる成形体の形状は特に限定されるものではなく、例えば直方体、平板状、柱状等、所望とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の形状に応じて任意の形状とすることができる。
【００６６】
［焼結工程］
焼結工程は、成形体を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結し、焼結体を得る工程である。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、成形体に対して、例えば、真空中または不活性ガスの存在下、９００℃以上１２００℃以下、１時間以上１０時間以下で加熱する処理を行うことにより焼結する。これにより、高密度の焼結体（焼結磁石）が得られる。
【００６７】
［時効処理工程］
時効処理工程は、焼結工程後の焼結体（焼結磁石）に対して、焼結温度よりも低い温度で加熱することにより行う。時効処理の温度および時間には特に制限はないが、例えば６００℃以上９００℃以下で０．５時間以上３時間以下、行うことができる。
【００６８】
また、時効処理工程は１段階で行ってもよく、２段階で行ってもよい。また、時効処理工程は省略してもよい。時効処理工程を２段階で行う場合には、例えば１段階目を７００℃以上９００℃以下で０．５時間以上３時間以下とし、２段階目を５００℃以上７００℃以下で０．５時間以上３時間以下としてもよい。また、１段階目と２段階目とを連続して行ってもよく、１段階目の後に一度室温近傍まで冷却してから再加熱して２段階目を行ってもよい。
【００６９】
以上の工程により得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、めっき、樹脂被膜、酸化処理または化成処理などの表面処理を施してもよい。これにより、耐食性をさらに向上させることができる。
【実施例】
【００７０】
次に、本発明を具体的な実施例に基づきさらに詳細に説明するが、本発明は、以下の実施例に限定されない。
【００７１】
本実施例では、ストリップキャスト法により各実施例および比較例の合金を得た。具体的な方法を以下に記載する。
【００７２】
原料金属として、Ｎｄ、電解鉄、低炭素フェロボロン合金を準備した。そして、Ｎｄ３２．０質量％、Ｂ１．０質量％、残部がＦｅとなる組成の母合金が得られるように各原料金属を秤量した。そして、アルミナるつぼ中で高周波加熱を行った。高周波加熱の際に、合金溶解温度をＴｍとして、表１に示す高周波加熱温度で加熱、溶解することで合金溶湯を得た。なお、合金溶解温度Ｔｍは各実施例および比較例で異なるが、全ての実施例および比較例で合金溶解温度Ｔｍが１１５０℃以上１３５０℃以下の範囲内であった。本実施例では高周波加熱中に放射温度計測定を行うことにより特定した。
【００７３】
次に、合金溶湯をタンディッシュ経由で冷却ロールに流し込んだ。この際に、冷却ロールから離脱する合金鋳片の温度が表１に示す温度になるように冷却ロールの温度や回転速度等を制御した。なお、実施例１〜３は実験条件が同一であり、同一の実験条件で実験結果がばらついていることを表している。
【００７４】
合金鋳片を回収する回収部の温度を表１に示す温度に制御し、表１に示す保持時間だけ合金鋳片を回収部に保持した。その後、回収部に不活性ガスを導入して冷却して厚さ２５０μｍ前後の合金薄帯（Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金）を得た。
【００７５】
【表１】
2018170483.tif 000005
【００７６】
得られた合金薄帯について、厚さ方向に沿って切断した。実施例１〜３の断面について、ＳＥＭを用いて２７０μｍ×４００μｍの測定領域を観察した結果が図１〜図３である。図１〜図３に示すように、合金薄帯の厚さが２３０μｍ未満である場合がある。なお、図１〜図３のスケールバーは５０μｍである。
【００７７】
また、図４のＳＥＭ画像は実施例４の断面について、ＳＥＭを用いて観察したものである。図４のＳＥＭ画像は図１〜図３と異なり、ロール接触面の近傍を観察したものである。実施例４では、ボイドが粒界に存在し、主相内部には存在していないことが確認できる。なお、図４のスケールバーは１０μｍである。
【００７８】
表２には、各実施例および比較例における主相の最小径の最大値、最大径の最小値および最大径の最大値を記載した。最小径の最大値が１０μｍ未満である場合、最大径の最小値が３００μｍ超である場合、または、最大径の最大値が３０μｍ未満である場合には、主相Ａが存在しない。なお、最大径の最小値とは、最大径が３０μｍ以上である主相の中での最小値を指す。最大径が３０μｍ以上である主相がない場合には、最大径の最小値を無しとしている。
【００７９】
さらに、主相Ａの有無、ボイドの有無、主相Ａ内のボイドの有無、主相Ａ内のボイドの最大径、および特定角主相Ａ１の有無はＳＥＭ画像を目視にて観察した。主相Ａの面積割合、最大径５μｍ以上のボイドの面積割合、および、特定角主相Ａ１の面積割合はＳＥＭ画像より算出した。結果を表２に示す。
【００８０】
また、主相Ａが存在する全実施例および比較例において、主相ＡがＲ２Ｔ１４Ｂ相からなり、粒界相がＲリッチ相からなることはＳＥＭの反射電子像のコントラストおよびＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光）による組成分析により確認した。
【００８１】
なお、実施例６では、最大径５μｍ以上のボイドが存在することはＳＥＭ画像を目視にて観察することで確認できたが、面積割合は０．０１％未満であった。
【００８２】
【表２】
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【００８３】
次に、得られた合金薄帯に対して室温で１時間、水素ガスをフローさせて水素を吸蔵させた。次いで雰囲気をＡｒガスに切り替え、５００℃で１時間、脱水素処理を行い、合金薄帯を水素粉砕した。
【００８４】
次いで、水素粉砕後の粉末に対し、重量比で１．５％のオレイン酸アミドを粉砕助剤として添加し、混合した。
【００８５】
次いで、衝突板式のジェットミル装置を用いて窒素気流中で微粉砕して微粉を得た。そして、微粉の尖度および歪度を測定した。微粉の尖度および歪度はレーザー回折型粒度分布計により粒度分布を測定して算出した。結果を表３に示す。また、実施例１、比較例１および比較例２については、微粉の粉砕粒度を横軸に、各微粉の検出頻度を縦軸としたグラフを図８に示す。
【００８６】
図８では、実施例１と比較して比較例１では尖度および歪度が高い様子が視覚的に表されている。また、実施例１と比較して比較例２では尖度および歪度が低い様子が視覚的に表されている。
【００８７】
得られた微粉を磁界中で成形して成形体を作製した。このときの印加磁場は１２００ｋＡ／ｍの静磁界である。また、成形時の加圧力は１２０ＭＰａとした。なお、磁界印加方向と加圧方向とを直交させるようにした。この時点での成形体の密度を測定したところ、全ての成形体の密度が４．１０Ｍｇ／ｍ３以上４．２５Ｍｇ／ｍ３以下の範囲内であった。
【００８８】
次に、前記成形体を焼結し、焼結磁石を得た。焼結条件は、１０２０℃で２時間保持とした。焼結雰囲気は真空中とした。このとき焼結密度は７．５０Ｍｇ／ｍ３以上７．５５Ｍｇ／ｍ３以下の範囲にあった。また、焼結磁石の形状は１０ｍｍ×１０ｍｍ×１１ｍｍの直方体形状であった。その後、Ａｒ雰囲気、大気圧中で、第一時効温度Ｔ１＝８００℃で２時間の第一時効処理を行い、さらに、第二時効温度Ｔ２＝５００℃で２時間の第二時効処理を行った。
【００８９】
得られた焼結磁石について、異常粒成長の有無を観察した。異常粒成長の有無は焼結磁石を切断した断面を、ＳＥＭを用いて観察した。さらに、ＢＨトレーサーで、残留磁束密度Ｂｒ、保磁力Ｈｃｊおよび角形比Ｈｋ／Ｈｃｊの評価を行った。結果を表３に示す。なお、本実施例では、残留磁束密度Ｂｒは１４１０ｍＴ以上を良好として、１４２０ｍＴ以上を更に良好とした。保磁力Ｈｃｊは１１５０ｋＡ／ｍ以上を良好とした。角形比Ｈｋ／Ｈｃｊは９５％以上を良好とし、９７％以上を更に良好とした。
【００９０】
【表３】
2018170483.tif 000007
【００９１】
表１〜表３より、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法を適切に制御した実施例１〜１０では、主相Ａが存在し、主相Ａの面積比率が２％以上６０％以下であった。その結果、微粉の尖度および歪度が好適な値となった。当該微粉を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は、異常粒成長が発生せず、残留磁束密度、保磁力および角形比が良好となった。
【００９２】
これに対し、高周波加熱温度が高く、合金鋳片の温度も高い比較例１はＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に主相Ａが存在しなかった。その結果、微粉の歪度が好適な範囲を外れ、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は異常粒成長が発生し、角形比が著しく低下した。
【００９３】
合金鋳片の温度が高い比較例２はＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に主相Ａが存在しなかった。その結果、微粉の尖度が好適な範囲を外れ、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は異常粒成長が発生し、角形比が著しく低下した。
【００９４】
合金鋳片の温度が低く、回収部での保持時間が長い比較例３は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に主相Ａが存在しなかった。その結果、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は保磁力が著しく低下した。
【００９５】
高周波加熱の温度が高い比較例４は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に主相Ａが存在したが、主相Ａの面積比率が低すぎた。その結果、微粉の歪度が好適な範囲を外れ、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は異常粒成長が発生し、角形比が著しく低下した。
【００９６】
高周波加熱の温度が低く、回収部の温度が高い比較例５は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に主相Ａが存在したが、主相Ａの面積比率が高すぎた。その結果、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は保磁力が著しく低下した。
【符号の説明】
【００９７】
１・・・Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金
１ａ・・・ロール接触面
１ｂ・・・開放面
２１・・・主相
２１ａ・・・主相Ａ（特定角主相Ａ１）
２３・・・粒界相
２５・・・ボイド
６１，６３，６５，７１，７３，７５・・・分布曲線
【図１】
2018170483.tif 000008
【図２】
2018170483.tif 000009
【図３】
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【図４】
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【図５】
2018170483.tif 000012
【図６】
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【図７】
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【図８】
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