(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Y、Sc、及び原子番号５７番から７１番までのランタノイド系列元素からなる群より選択される少なくとも２種であり、Dy及びTbの少なくとも一方とNdとを必須に含むＲ  ２７．０質量％以上４０．０質量%以下、B、又はB及びCであるＡ  ０．７質量％以上２．０質量%以下、Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、In、Sn、Hf、Ta、W、Pb、及びBiからなる群より選択される少なくとも１種のＭ  ０質量％以上３．０質量％以下、及びFe、又はFe及びCoである残量ＴＭからなり、Ｒ中のDy及びTbの含有量が０．１質量％以上１０．０質量％以下である組成を有し、Nd2Fe14B型主相と粒界相とを有する組織構造であり、
前記粒界相中のFe量は１０質量％以下であり、且つ前記主相中のDy及びTbの総含有量（ａ）に対する前記粒界相中のDy及びTbの総含有量（ｂ）の比が１．０より大きいＲ−ＴＭ−Ａ−Ｍ型の希土類含有合金鋳片。
【請求項２】
平均厚さが０．０１ｍｍ以上５．０ｍｍ以下である請求項１記載の合金鋳片。
【請求項３】
Y、Sc、及び原子番号５７番から６４番、６７番から７１番までのランタノイド系列元素からなる群より選択され、Ndを含むＲ、B、又はB及びCであるＡ、Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、In、Sn、Hf、Ta、W、Pb、及びBiからなる群より選択される少なくとも１種のＭ、及びFe、又はFe及びCoであるＴＭからなる原材料を溶融する工程(I)と、
母合金片前駆体を調製するために、前記原材料溶融物を冷却固化する工程(II)と、
母合金片を得るために、工程(II)で得られた母合金片前駆体を熱処理する工程(III)と、
前記母合金片に、Dy供給源及びTb供給源の少なくとも一方を接触させる工程(IV)と、
Dy及びTbの少なくとも一方を前記母合金片中に拡散させるために、工程(IV)の後に熱処理を行なう工程(V)と、を含む請求項１記載の希土類含有合金鋳片の製造法。
【請求項４】
工程(II)において、原材料溶融物を厚さ０．０１ｍｍ以上５．０ｍｍ以下に冷却固化する請求項３記載の製造法。
【請求項５】
工程(III)の熱処理を、５００℃以上１０００℃以下で行う請求項３又は４に記載の製造法。
【請求項６】
Dy供給源又はTb供給源が、Dy金属、Tb金属、Dyのハロゲン化物、Tbのハロゲン化物、Dyの酸化物、Tbの酸化物、Dyの有機酸塩、Tbの有機酸塩、Dyの水素化物又はTbの水素化物である請求項３〜５のいずれかに記載の製造法。
【請求項７】
工程(IV)の熱処理を、５００℃以上１０００℃以下で行う請求項３〜６のいずれかに記載の製造法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、優れた残留磁束密度（Ｂｒ）及び保持力（ＨｃＪ）をバランスよく備えた焼結磁石の製造に好適な希土類含有合金鋳片、その製造法及び該合金鋳片を用いた焼結磁石に関する。
【背景技術】
【０００２】
Nd2Fe14Bを主相とする希土類含有合金系焼結磁石は、永久磁石の中で最も高性能な磁石として知られており、例えば、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ、ハイブリッド自動車用モータ等の各種モータや家電製品に使用されている。
一般に耐熱性が要求される自動車分野等に使用する焼結磁石は、高温減磁を避けるために高保磁力が要求される。この種の磁石は、主相のNd2Fe14B型相と、主相間に結晶粒界として存在するＲリッチ相（粒界相）の構成を最適に制御し、更に、NdやPrよりも資源的に希少で高価なDyを数質量％〜１０質量％程度含有させることによって、高い保磁力を得ている。
しかし、一般に磁石における残留磁束密度（Ｂｒ）と保磁力（ＨｃＪ）は、トレードオフの関係にあるために、磁石中のDyの添加量を増やしてＨｃＪを増加させるとＢｒの減少を招く。【０００３】
Ｂｒの低下を抑制しつつ、ＨｃＪを向上させるには、Nd、Prよりも磁気異方性が大きいDyやTbを、主相ではなく、粒界相に選択的に分布させることが有効である。
特許文献１は、焼結体希土類磁石の表面に、スパッタリングによりDy及び／又はTbを成膜した後、熱処理を施すことにより、該Dy及び／又はTbを希土類磁石表面の粒界相に高濃度に分布させ、高保磁力の磁石が得られることを開示する。
特許文献２又は３は、焼結体希土類磁石の表面に、DyやTbのフッ化物又は水素化物を付着させた後、熱処理を施すことにより、前述の特許文献１と同様の効果が得られることを開示する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００５−１７５１３８号公報
【特許文献２】特開２００６−３０３４３３号公報
【特許文献３】国際公開ＷＯ２００８／１２０７８４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、特許文献１〜３に記載された方法では、DyやTbが希土類磁石焼結体の表面近傍に濃化されるにすぎず、粒界相全体に高濃度に分布させることは困難である。
更に、主相よりも粒界相にDyやTbを高濃度に含有させた焼結前の、Nd2Fe14B型主相を有する希土類含有合金鋳片については従来知られていない。【０００６】
本発明の課題は、Dy及び／又はTb含有量に準じて、優れたＢｒ及びＨｃＪをバランス良く両立させうる焼結磁石の製造に有用な希土類含有合金鋳片及びそれを用いた焼結磁石を提供することにある。
本発明の別の課題は、主相よりも粒界相にDyやTbを高濃度に含有させた希土類含有合金鋳片を、簡便に且つ容易に得ることを可能にした希土類含有合金鋳片の製造法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは鋭意検討した結果、Nd2Fe14Bを主相とする希土類含有合金鋳片の製造法において、粒界相中のFe量を減じた母合金片を用い、該母合金片にDy供給源及びTb供給源の少なくとも一方を接触させた後に更に熱処理することにより、上記課題が解決しうることを見出し、本発明を完成させた。【０００８】
本発明によれば、Y、Sc、及び原子番号５７番から７１番までのランタノイド系列元素からなる群より選択される少なくとも２種であり、Dy及びTbの少なくとも一方とNdとを必須に含むＲ ２７．０質量％以上４０．０質量%以下、B、又はB及びCであるＡ ０．７質量％以上２．０質量%以下、Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、In、Sn、Hf、Ta、W、Pb、及びBiからなる群より選択される少なくとも１種のＭ ０質量％以上３．０質量％以下、及びFe、又はFe及びCoである残量ＴＭからなり、Ｒ中のDy及びTbの含有量が０．１質量％以上１０．０質量％以下である組成を有し、Nd2Fe14B型主相と粒界相とを有する組織構造であり、
前記粒界相中のFe量は１０質量％以下であり、且つ前記主相中のDy及びTbの総含有量（ａ）に対する前記粒界相中のDy及びTbの総含有量（ｂ）の比が１．０より大きいＲ−ＴＭ−Ａ−Ｍ型の希土類含有合金鋳片（以下、本発明の合金鋳片と略すことがある）が提供される。
また本発明によれば、Y、Sc、及び原子番号５７番から６４番、６７番から７１番までのランタノイド系列元素からなる群より選択され、Ndを含むＲ、B、又はB及びCであるＡ、Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、In、Sn、Hf、Ta、W、Pb、及びBiからなる群より選択される少なくとも１種のＭ、及びFe、又はFe及びCoであるＴＭからなる原材料を溶融する工程(I)と、
母合金片前駆体を調製するために、前記原材料溶融物を冷却固化する工程(II)と、
母合金片を得るために、工程(II)で得られた母合金片前駆体を熱処理する工程(III)と、
前記母合金片に、Dy供給源及びTb供給源の少なくとも一方を接触させる工程(IV)と、
Dy及びTbの少なくとも一方を前記母合金片中に拡散させるために、工程(IV)の後に熱処理を行なう工程(V)と、を含む本発明の合金鋳片の製造法が提供される。
更に本発明によれば、本発明の合金鋳片の粉砕物成形体を焼結した焼結磁石が提供される。
【発明の効果】
【０００９】
本発明の合金鋳片は、上記のとおり、特定の合金組成及び組織構造を有し、かつ、粒界相及び主相におけるDy及び／又はTbの含有量が制御されているので、Dy及び／又はTbの含有量に準じて、優れたＢｒ及びＨｃＪを両立して得られる焼結磁石の製造に有用である。
本発明の製造法は、特に、粒界相中のFe量を減じた母合金を得ることができる上記工程(III)、並びに上記工程(IV)の後に熱処理を行なう工程(V)を含むので、主相よりも粒界相にDyやTbを高濃度に含有させた本発明の合金鋳片を、簡便に且つ容易に得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】実施例１で調製した本発明に係る合金鋳片中のFeの存在状態を示すマッピング写真の写しである。
【図２】比較例１で調製した焼結磁石中のFeの存在状態を示すマッピング写真の写しである。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明のＲ−ＴＭ−Ａ−Ｍ型の希土類含有合金鋳片は、特定の組成、及び正方晶のNd2Fe14B構造の主相と該主相よりも希土類元素の含有率が高い粒界相とを有する組織構造で構成され、主相よりも粒界相にDyやTbを高濃度に含有することを特徴とする。なお、本発明の合金鋳片は、焼結前の合金であって、例えば、焼結磁石の原料として用いる場合には、磁石製造時に焼結する必要がある。従って、上述した特許文献１〜３に記載されたDy及び／又はTbを表面に接触させた熱処理前の磁石焼結体とは明らかに相違する。
【００１２】
Ｒ−ＴＭ−Ａ−Ｍ型の本発明の合金鋳片において、Ｒは、Y、Sc、及び原子番号５７番から７１番までのランタノイド系列元素からなる群より選択される少なくとも２種であり、Dy及びTbの少なくとも一方とNdとを必須に含む。原子番号５７番から７１番までのランタノイド系列元素は、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及びLuである。
本発明の合金においてＲの含有量は、２７．０質量％以上４０．０質量％以下である。その下限は好ましくは２８．０質量％であり、その上限は好ましくは３５．０質量％、より好ましくは３３．０質量％である。Ｒが２７．０質量％より少ないと、合金鋳片中のα−Fe量が多くなるおそれがある。また、Ｒが４０．０質量％より多いと、焼結磁石とした場合にＢｒが低下するおそれがある。
【００１３】
Ｒ中の必須成分であるDy及びTbの総含有量は、好ましくは０．１質量％以上１０質量％以下、より好ましくは０．３質量％以上８．０質量％以下、特に好ましくは０．３質量％以上７．０質量％以下である。後述するように、DyやTbはできるだけ粒界相中に偏在することが好ましいが、１０質量％を超えると主相中にも取り込まれて焼結磁石とした際に磁石性能を低下させるおそれがある。また、０．１質量％未満であると、その磁石性能向上効果が得られないおそれがある。
Ｒ中の必須成分であるNdの含有量は、好ましくは９．０質量％以上３９．９質量％以下、より好ましくは９．０質量％以上３９．７質量％以下である。
【００１４】
本発明の合金鋳片において、Ａは、B、又はB及びCである。ＡがCを含む場合は、Cの原子数はBの原子数より少ないことが好ましい。
本発明の合金鋳片においてＡの含有量は、０．７質量％以上２．０質量%以下であり、その上限は好ましくは１．５質量％、より好ましくは１．２質量％、さらに好ましくは１．０質量％である。Ａの含有量が上記範囲外では焼結磁石とした場合に磁石性能が低下するおそれがある。
また、Cの原子数がBの原子数より多いと、焼結磁石とした場合に炭化物が多く形成されＢｒが低下するおそれがある。
【００１５】
本発明の合金鋳片においてＭは、Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、In、Sn、Hf、Ta、W、Pb、及びBiからなる群より選択される少なくとも１種である。
本発明の合金鋳片においてＭの含有量は、０質量％以上３．０質量％以下である。焼結磁石とした場合に磁気特性及び物性を向上させるため、Ｍはこの範囲が好ましい。
好ましいＭとしては、Al、Cu及びSiの少なくとも１種が挙げられ、特に、Dy及び／又はTbの粒界相中への拡散・分布を著しく高め、ＨｃＪを著しく増大させ得る点からSiを含むことが好ましい。この際、Siの含有量は０．１質量％以上であることが好ましい。
【００１６】
本発明の合金鋳片においてＴＭは、Fe、又はFe及びCoである。
本発明の合金鋳片においてＴＭの含有量は、１００質量％から上記Ｒ、Ａ、Ｍ及び不可避成分の合計量を引いた残部である。
ＴＭがCoを含む場合のCoの含有量は、好ましくは０．１０質量％以上５．００質量％以下である。
【００１７】
本発明の合金鋳片の組織構造は、正方晶のNd2Fe14B型主相と、当該主相よりも希土類元素の含有率が高い粒界相とを有する。また、不可避的に生成する他の相を微量含有していても良い。
【００１８】
本発明の合金鋳片において前記粒界相中のFeの含有量は、１０質量％以下、好ましくは５質量％以下である。粒界相中のFe含有量の下限値は、Dy及び／又はTbを粒界相中に保持するために、少なければ少ない方が好ましく、通常１．００質量％程度である。
【００１９】
本発明の合金鋳片において、前記主相中のDy及びTbの総含有量（ａ）に対する前記粒界相中のDy及びTbの総含有量（ｂ）の比、即ち、（ｂ）／（ａ）は１．０より大きく、好ましくは１０．０以上である。（ｂ）／（ａ）が１．０以下の場合には、本発明におけるDy及び／又はTbの含有量に準じて、優れたＢｒ及びＨｃＪを両立して得られるという効果が達成し得ない恐れがある。
【００２０】
本発明の合金鋳片の平均厚さは０．０１ｍｍ以上５．０ｍｍ以下が好ましい。該平均厚さが５．０ｍｍを超えると、所望の組織構造が得られない恐れがある。
【００２１】
本発明の合金鋳片は、例えば、上記本発明の製造法により得ることができるが、この方法に限定されない。
本発明の製造法は、Y、Sc、及び原子番号５７番から６４番、６７番から７１番までのランタノイド系列元素からなる群より選択され、Ndを含むＲ、B、又はB及びCであるＡ、Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、In、Sn、Hf、Ta、W、Pb、及びBiからなる群より選択される少なくとも１種のＭ、及びFe、又はFe及びCoであるＴＭからなる原材料を溶融する工程(I)を含む。
工程(I)におけるＲ、ＴＭ、Ａ、及びＭの各含有割合は、上述の本発明の合金鋳片におけるＲ、ＴＭ、Ａ、及びＭの含有割合範囲となるように適宜決定することができる。
原材料の溶融は、公知の方法で行うことができる。例えば、坩堝等を用いて原材料を、Ar雰囲気等の不活性ガス雰囲気中で、通常、減圧下もしくは大気圧下、好ましくは１４００〜１６００℃の条件で溶融することができる。
【００２２】
本発明の製造法は、母合金片前駆体を調製するために、前記原材料溶融物を冷却固化する工程(II)を含む。
冷却固化は、例えば、公知の単ロール急冷法等のストリップキャスト法により行うことができる。鋳型による緩冷却法を選択すると初晶であるα−Ｆｅが生成するため好ましくない。
工程(II)により得られる母合金片前駆体の厚さは、０．０１ｍｍ以上５．０ｍｍ以下が好ましい。
この母合金片前駆体は、通常、粒界相が非平衡状態で凝固し、該粒界相に未析出の主相を残した状態で凝固されるので、主相が少なく粒界相の多い合金組織となる。このような粒界相には、主相成分の一つであるFeが多く含まれ、通常、粒界相中に２５質量％を超える程度含まれる。粒界相中にFeが多く存在すると、DyあるいはTb等の磁石性能の向上に寄与する重希土類を粒界相中に高い割合で存在させることが困難になる。これは、DyやTbがNdよりもFeとの親和性が高いためであり、後述する工程(IV)においてDyやTbがFeと共に粒界相から主相に移動するためである。これによって、ＨｃＪは高くなるがＢｒは低下するという不具合が発生する。そこで、本発明の製造法では次の工程(III)を行う。
【００２３】
本発明の製造法は、母合金片を得るために、工程(II)で得られた母合金片前駆体を熱処理する工程(III)を含む。
工程(III)において熱処理は、工程(II)で得られた母合金片前駆体における粒界相中のFeを主相に移動させ、粒界相中のFe含有量を低減しうる条件で行うことができる。具体的には例えば、通常５００℃以上１０００℃以下、好ましくは７００℃以上９００℃以下で、通常１分間から２０時間、好ましくは１０分間から１０時間の条件で熱処理することができる。５００℃未満では、粒界相から主相へのFe移動に長時間を要するため好ましくない。一方、１０００℃を超えると、粒界相中のFe量を制御することが困難となるので好ましくない。
雰囲気は希ガス等の不活性ガス雰囲気又は真空が好ましい。熱処理方法としては、例えば、電気加熱、あるいは高周波、赤外線等による加熱を採用することができる。
工程(III)により得られる母合金片は、粒界相中のFe量が、通常１０質量％以下であることが好ましい。
【００２４】
本発明の製造法は、前記母合金片に、Dy供給源及びTb供給源の少なくとも一方を接触させる工程(IV)を含む。
Dy供給源又はTb供給源としては、例えば、Dy金属、Tb金属、DyF3、TbF3のようなフッ化物や塩化物等のDy又はTbのハロゲン化物、Dy2O3、Tb2O3のようなDy又はTbの酸化物、オキシフロライド、炭酸塩、シュウ酸塩、酢酸塩等のDy又はTbの有機酸塩、DyH2やTbH2等のDy又はTbの水素化物が挙げられる。
Dy供給源及び／又はTb供給源の母合金片への接触は、公知の方法により行うことができる。また、母合金片への接触量は、得られる本発明の合金鋳片の上記Ｒ中に、Dy及びTbが総含有量として、０．１質量％以上１０．０質量％以下となるように適宜決定することが好ましい。
【００２５】
本発明の製造法は、Dy及びTbの少なくとも一方を前記母合金片中に拡散させるために、工程(IV)の後に熱処理を行なう工程(V)を含む。
工程(V)において、工程(IV)で接触させたDy及び／又はTbは、母合金の粒界相中に拡散する。これは、母合金において、主相より粒界相の方が融点が低く、Dy及び／又はTbが粒界相中に取り込みやすいためである。
工程(V)において熱処理温度は、５００℃以上１０００℃以下が好ましい。より好ましくは７００℃以上９００℃以下である。５００℃未満では、Dy及び／又はTbの粒界相中への拡散に長時間を要するので好ましくない。一方、１０００℃を超えると、粒界相が液化して偏析したり、主相が粗大化したり、合金の組成によっては合金そのものが融解するおそれがある。
熱処理時間は、加熱方法、雰囲気、熱処理温度等によって適宜適した時間を選定すればよいが、好ましい範囲としては１分間から２０時間であり、より好ましくは１０分間から１０時間である。
熱処理の雰囲気としては希ガス等の不活性ガス雰囲気又は真空が好ましい。また、加熱方法としては、合金を所望の温度に加熱することができれば特に限定されることなく、例えば、電気加熱、あるいは高周波、赤外線等による加熱を採用することができる。
【００２６】
本発明の焼結磁石は、本発明の合金鋳片の粉砕物成形体を焼結することにより得ることができる。
具体的には例えば、本発明の合金鋳片を、水素粉砕や機械的粉砕等の公知の方法により所望粒径に粉砕し、加圧下で所望形態の成形体を調製した後、所望の磁場中で焼結することにより得ることができる。
焼結は、公知の条件で行うことができる。例えば、希ガス等の不活性ガス雰囲気又は真空中において、温度１０５０℃以上で、１〜１０時間加熱する条件が挙げられる。
焼結後、好ましくは均質化のために公知の熱処理を行うこともできる。
【実施例】
【００２７】
以下、実施例および比較例を挙げて本発明をさらに具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されない。
実施例１
１．母合金片前駆体の作製
表１に示す組成となるように原材料を配合し、高周波溶解炉（株式会社三徳製）で溶融後、ストリップキャスト法によりＲ−ＴＭ−Ａ−Ｍ型の母合金片前駆体を作製した。具体的には、アルミナるつぼに、配合した原材料を入れ、高周波溶解炉にて溶解した。このときの鋳造条件は次の通りである。まず、原材料の溶融は、温度１５００℃、Ar雰囲気、０．５ａｔｍで行い、つづいて、水冷された銅ロールを用いてストリップキャスト法により、溶融物を薄板状に冷却固化させて母合金片前駆体とした。母合金前駆体の平均厚さは約３００μｍであった。母合金片前駆体の原材料組成を表１に示す。【００２８】
２．母合金片の作製
得られた母合金片前駆体を９００℃、Ar雰囲気、１ａｔｍで、５時間熱処理して母合金片を得た。ここで、熱処理装置として、島津メクテム社製のＳＶＳＧｇｒ２０／２０を使用した。母合金片前駆体の熱処理条件を表２に示す。【００２９】
３．Dy及び／又はTbの拡散熱処理
得られた母合金片を１０ｗｔ％DyF3／エタノール溶液に１０分間浸漬後、真空乾燥によりエタノールを除去し、母合金片表面にDyF3を塗布した。
つづいて、DyF3を塗布した母合金片を、９００℃、Ar雰囲気、１ａｔｍで、３時間熱処理を行い、Dyを粒界相中に拡散させ、実施例１のＲ−ＴＭ−Ａ−Ｍ型の合金鋳片を得た。この処理においても、上記２．に示す熱処理装置を使用した。
拡散熱処理条件を表２に示す。また、実施例１のＲ−ＴＭ−Ａ−Ｍ型の合金鋳片の組成、及び粒界相中のFe含有量を表３に示す。さらに、主相中の「Dy＋Tb含有量」（ａ）と粒界相中の「Dy＋Tb含有量」（ｂ）との比（ｂ）／（ａ）についても表３に示す。
ここで、表３に示す各元素の元素含有量の測定は、日本電子社製、ＪＸＡ−８５３０Ｆフィールドエミッション電子プローブマイクロアナライザーを使用して、ＷＤＳ（Wavelength Dispersive X-ray Spectroscopy）測定によるＺＡＦ定量により行った。その結果として、図１に、実施例１で調製した本発明に係る合金鋳片中のFeの存在状態を示す写真の写しを示す。図１において黒い部分は、Feがほとんど存在していないことを示す。【００３０】
４．焼結磁石の作製
得られたＲ−ＴＭ−Ａ−Ｍ型の合金鋳片を、室温下、水素雰囲気、１ａｔｍで、３時間の条件で水素粉砕した。次に、当該水素粉砕粉体を、さらに、圧力０．５ＭＰａの窒素ガス中でジェットミル粉砕を行い、平均粒径Ｄ５０が５．０μｍの当該合金紛体を得た。ここで、Ｄ５０はメジアン径であり、ＳＹＭＰＡＴＥＣ社製のＨＥＬＯＳ＆ＲＯＤＯＳ−Ｔ４．１を用いて測定した値である。
コスモ技研社製のＣＭ−５Ｓを用いて、得られた合金紛体５ｇを１．５Ｔ（テスラ）の磁場中、２ｔ／ｃｍ2の圧力でプレス成形し、直方体の成形体を得た。次に、１０５０℃、真空中、４時間の条件で焼結した後、さらに、５００℃、真空中で１時間時効処理して直方体形状の焼結磁石を得た。  【００３１】
５．磁石性能の評価
得られた焼結磁石のＢｒ及びＨｃＪ値を、東英工業社製のＴＲＦ−５ＢＨ−２５ａｕｔｏを用いて測定した。結果を表４に示す。【００３２】
実施例２，６，７，９，及び１０
母合金片前駆体の原材料を表１に示す組成とし、母合金片前駆体の熱処理条件、Dy又はTbの供給源、及び拡散熱処理条件を表２に示すものとし、Dy又はTbの母合金片への接触を下記に示す蒸着法に変更した以外は実施例１と同様に、母合金片、Ｒ−ＴＭ−Ａ−Ｍ型の合金鋳片、及び焼結磁石を調製した。実施例１と同様に測定及び評価した結果を表３及び表４に示す。
上記蒸着は、母合金片とDy又はTbの供給源とを近接させて熱処理装置内に配置し、加熱することにより、各供給源からDy又はTbを蒸発させ、その蒸発金属を母合金片に蒸着させる方法により行った。【００３３】
実施例３，４，５，８，及び１１
母合金片前駆体の原材料を表１に示す組成とし、母合金片前駆体の熱処理条件、Dy又はTbの供給源、及び拡散熱処理条件を表２に示すものとした以外は実施例１と同様にして、母合金片、Ｒ−ＴＭ−Ａ−Ｍ型の合金鋳片、及び焼結磁石を調製した。実施例１と同様に測定及び評価した結果を表３及び表４に示す。
上記各実施例において、Ｒ−ＴＭ−Ａ−Ｍ型の合金鋳片の粒界相中のFe量はすべて４質量％以下であった。しかし、これら母合金片前駆体の粒界相中のFe量は、熱処理を行う前であるので、表３に示す比較例と同程度の３０〜３５質量％であった。【００３４】
比較例１
実施例１と同様に母合金片前駆体を調製した後、該前駆体に対して上記４．に示す工程を行って焼結磁石を調製した。次いで、得られた焼結磁石に対して上記３．に示す拡散熱処理を行った。得られた焼結磁石に対して、実施例１と同様にＷＤＳ測定を行った。その結果として、図２に、比較例１で調製した焼結磁石中のFeの存在状態を示す写真の写しを示す。図２において黒い部分は、Feがほとんど存在していないことを示す。その後、上記５．に従って磁石性能を評価した。結果を表４に示す。【００３５】
比較例２〜４
表１において上下２段に示す２種類の組成の原材料を用いて、それぞれ２種類の母合金片前駆体を実施例１と同様に作製した。次いで、得られた上段及び下段組成の母合金片前駆体を、比較例２及び４では質量比９５：５、比較例３では質量比９０：１０で混合し、上記４．に示す方法に準じて焼結磁石を調製した。
得られた焼結磁石について、上記５．に従って磁石性能を評価した。結果を表４に示す。【００３６】
比較例５
上記２．に示す母合金片の調製を行わずに、母合金片前駆体を母合金片とした以外は、実施例１と同様にして表３に示すＲ−ＴＭ−Ａ−Ｍ型の合金鋳片を調製し、該合金鋳片を用いて実施例１と同様に焼結磁石を作製して、磁石性能を評価した。結果を表４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４から明らかなように、実施例に係るＲ−ＴＭ−Ａ−Ｍ型の合金鋳片を用いた焼結磁石は、Dy又はTbの含有量に準じた場合に、比較例の合金を用いた焼結磁石に比較して、ＢｒとＨｃＪの両磁石性能を高度に両立できることが判る。
【図１】
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【図２】
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