(57)【要約】  本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料に関し、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料はＲｘＴｙＴｍｑＢｚであり；その中で、１３≦ｘ≦１５．５、０．５≦ｑ≦３、０．８５≦ｚ≦１、ｙ＝１００−ｘ−ｑ−ｚであり；その中で、ＲはＬＲａＨＲ１−ａであり、ＬＲはＰｒとＮｄとＰｒＮｄのうちの一つまたはいくつかの組み合わせであり、ＨＲはＤｙとＴｂのうち一つまたは二つの組み合わせであり、０．９５≦ａ≦１；その中で、ＴはＦｅとＣｏのうちの一つまたは二つの組み合わせであり；その中で、Ｔｍは遷移金属である。またＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法に関する。その利点は、希土類膜がマグネトロンスパッタリング装置によって合金シート上にめっきされ、長期拡散熱処理が不要であり、「コア−シェル」構造が得られ、磁石の保磁力を大幅に改善し、従来のプロセスと比較して、重希土類の含有量が同じ場合、その調製方法によるＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の保磁力と磁気エネルギー積は高い。【選択図】図３
2021532565.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＲｘＴｙＴｍｑＢｚであるＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料であって、
ここで、１３≦ｘ≦１５．５、０．５≦ｑ≦３、０．８５≦ｚ≦１、ｙ＝１００−ｘ−ｑ−ｚ；
ここで、ＲはＬＲａＨＲ１−ａであり、ＬＲはＰｒとＮｄとＰｒＮｄのうちの一つまたはいくつかの組み合わせであり、ＨＲはＤｙとＴｂのうち一つまたは二つの組み合わせであり、０．９５≦ａ≦１；
ここで、ＴはＦｅとＣｏのうちの一つまたは二つの組み合わせであり；
ここで、Ｔｍは遷移金属である、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料。
【請求項２】
上記のＴｍはＺｒ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｓｉのうちの一つまたはいくつかの組み合わせであることを特徴とする請求項１の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料。
【請求項３】
上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の主相粒子は「コア−シェル」構造であることを特徴とする請求項１の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料。
【請求項４】
上記のシェル内のＨＲの濃度は、上記のコア内のＨＲの濃度より大きいことを特徴とする請求項３の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料。
【請求項５】
Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法であって、請求項１〜５の任意の一つの上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料を調製するためのＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法は
ＲｘＴｙＴｍｑＢｚに従って原材料を準備し、ここで、１３≦ｘ≦１５．５、０．５≦ｑ≦３、０．８５≦ｚ≦１、ｙ＝１００−ｘ−ｑ−ｚであるステップＳ１と；
上記の原材料を溶融鋳造用の真空溶解装置に加えて、第１の合金シートを得るステップＳ２と；
上記の第１の合金シート上に重希土類膜をめっきして、第２の合金シートを得るステップＳ３と；
上記の第２の合金片を粗く粉砕し、研磨して微粉を得るステップＳ４と；
上記の微粉を造粒及びプレス成形して生の圧粉体を得るステップＳ５と；
上記の生の圧粉体に拡散焼結および多段階焼戻し処理を施して、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料を得るステップＳ６を含む、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項６】
上記のステップＳ１において、上記のＲはＬＲａＨＲ１−ａであり、ＬＲはＰｒ、Ｎｄ、ＰｒＮｄのうちの一つまたはいくつかの組み合わせであり、ＨＲはＤｙ、Ｔｂのうちの一つまたは二つの組み合わせである；
ここで、０．９５≦ａ≦１であることを特徴とする請求項５の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項７】
上記のＴｍは遷移金属であり、上記のＴｍはＺｒ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｓｉのうちの一つまたはいくつかの組み合わせであることを特徴とする請求項５の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項８】
上記のステップＳ２において、上記の原材料は不活性ガス下で溶融される；
上記の原材料は、溶融後に１４００〜１５００℃で鋳造されることを特徴とする請求項６の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項９】
上記の不活性ガスはＡｒまたはＨｅであることを特徴とする請求項８の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項１０】
上記の第１の合金シートの厚さは２００〜３００μｍであることを特徴とする請求項５の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項１１】
上記のステップＳ３において、上記の重希土類膜の材料は、ＤｙとＴｂのいずれかの一つまたは二つの組み合わせであることを特徴とする請求項５の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項１２】
上記のステップＳ３において、上記の重希土類膜の厚さは０〜３μｍであることを特徴とする請求項５の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項１３】
上記のステップＳ３において、上記のマグネトロンスパッタリング装置を用いて、上記の重希土類膜を上記の第１の合金シート上にめっきすることを特徴とする請求項５の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項１４】
上記のステップＳ３において、上記のマグネトロンスパッタリング装置に使用されるターゲット材料は、Ｔｂ、Ｄｙ、およびＨＲＥ−Ｘ合金のうちのいずれかの一つであることを特徴とする請求項１３の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項１５】
上記のＨＲＥ−Ｘ合金において、上記のＨＲＥは、Ｔｂ、Ｄｙのうちのいずれかの一つまたは二つの組み合わせである；
上記のＸは、ＦｅとＣｕのうちのいずれかの一つまたはいくつかの組み合わせであることを特徴とする請求項１４の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項１６】
上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の主相粒子は「コア−シェル」構造である；
ここで、上記のシェルのＨＲの濃度は、上記のコアのＨＲの濃度よりも大きいことを特徴とする請求項６の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項１７】
上記のステップＳ４において、更に、
上記の第２の合金シートを粗く粉砕して粗粉を得、上記の粗粉砕条件は、Ｈ２とＡｒの混合ガスが十分に反応した後、３５０〜５００℃で脱水素するステップＳ４１と；
上記のステップＳ４１で得られた粗粉を研磨して微粉を得、上記の研磨条件はＮ２とＯ２の混合ガス中での高速研磨であり、粒径は１〜４μｍであるステップＳ４２とを含むことを特徴とする請求項５の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項１８】
上記のステップＳ５において、更に、
上記の微粉を有機物と混合して攪拌して混合物を得るステップＳ５１と；
上記のステップＳ５１の上記の混合物をＮ２に入れて磁場配向成形を行い、生の圧粉体を得るステップＳ５２とを含むことを特徴とする請求項５のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項１９】
上記のステップＳ６において、上記の拡散焼結の条件は上記の生の圧粉体を１０００〜１０５５℃で６〜１０の時間に保温することであることを特徴とする請求項５の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【請求項２０】
上記のステップＳ６において、上記の多段階焼戻し処理の条件は、
第１段階の焼戻し処理：温度は８５０〜９５０℃で、保温時間は２〜３ｈであり；
第２段階の焼戻し処理：温度は４５０〜５８０℃で、保温時間は１〜５ｈであることを特徴とする請求項５の上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は希土類磁性材料を調製する技術分野に関し、特に、Ｒ−Ｔ−Ｂを含む永久磁石材料およびその調製方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ＮｄＦｅＢ永久磁石材料は第３世代の希土類永久磁石材料として、高い磁気エネルギー積を有する。永久磁石モータの小型化、軽量化、高効率化を促進することができる。現在、永久磁石モータはすでに電気自動車、ハイブリッドカー、省エネのエアコンのコンプレッサーなどの分野で使用されている。これらの分野で、永久磁石の作業環境温度は比較的高く、常に１２０〜２００℃である。したがって、磁性体の保磁力を高めるようにするだけで、高温における作業要求を満たすことができる。
【０００３】
伝統的なＮｄＦｅＢ磁性体を焼結する調製プロセスは速硬、水素破壊、ジェットミリング、磁場配向、焼結焼戻しなどである。この方法の中で、磁性体の保磁力を高める主な方法は原料に希土類を添加することである。この方法は簡単で生産的に操作しやすいが、高保磁力グレードの磁性体を大量に添加すると、磁性体の残留磁気が悪化し、例えば従来市販の４２ＳＨグレード磁性体には２−３ｗｔ％Ｄｙの添加が必要となる。通常、単位重量あたりのＤｙが追加され、保磁力が２ｋＯｅ増加し、残留磁気が０．２〜０．３ｋＧｓ低下する。このため、このプロセスにつながった別の主な問題は、４８ＭＧＯｅ以上の磁気エネルギー積と２０ｋＯｅ以上の保磁力を持つ磁性体のような高性能で高保磁力の磁性体を製造できないことである。これにより、ＮｄＦｅＢ磁石の応用が軽量と高効率性が要求されるデバイスに制限される。重希土類を大量に追加すると、残留磁気と保磁力の矛盾のバランスが取れなくなるだけでなく、永久磁石のコストも増加する。
【０００４】
現在、業界における粒界拡散技術の開発は、上記の欠点を効果的に回避し、希土類永久磁石研究の分野でホットスポットとなっている。粒界拡散技術は、磁性体で蒸発（Ｈ．Ｓｅｐｅｈｒｉ−Ａｍｉｎ，Ｔ．Ｏｈｋｕｂｏ，ａｎｄ  Ｋ．Ｈｏｎｏ，Ｇｒａｉｎ  ｂｏｕｎｄａｒｙ  ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ  ａｎｄ  ｃｈｅｍｉｓｔｒｙ  ｏｆ  Ｄｙ−ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ  ｐｒｏｃｅｓｓｅｄ  Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ  ｓｉｎｔｅｒｅｄ  ｍａｇｎｅｔｓ  ＪＯＵＲＮＡＬ  ＯＦ  ＡＰＰＬＩＥＤ  ＰＨＹＳＩＣＳ  １０７，０９Ａ７４５  ２０１０）、マグネトロンスパッタリング（ＢｉｎｇｈｕｉＷｕ，  Ｘｕｅｆｅｎｇ  Ｄｉｎｇ  ，  ＱｉｎｇｋｅＺｈａｎｇ  ｅｔ．ａｌ，  Ｔｈｅ  ｄｕａｌ  ｔｒｅｎｄ  ｏｆ  ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ  ｏｆ  ｈｅａｖｙ  ｒａｒｅ  ｅａｒｔｈ  ｅｌｅｍｅｎｔｓ  ｄｕｒｉｎｇ  ｔｈｅ  ｇｒａｉｎ  ｂｏｕｎｄａｒｙ  ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ  ｐｒｏｃｅｓｓ  ｆｏｒ  ｓｉｎｔｅｒｅｄ  Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ  ｍａｇｎｅｔｓ，  Ｓｃｒｉｐｔａ  Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ  １４８（２０１８）２９−３２）、表面コーティング（Ｄｅｓｈａｎ  ＬＩ，  Ｓｈｕｎｊｉ  ＳＵＺＵＫＩ，  Ｔａｋａｓｈｉ  ＫＡＷＡＳＡＫＩ  ｅｔ．ａｌ，Ｇｒａｉｎ  Ｉｎｔｅｒｆａｃｅ  Ｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ  ａｎｄ  Ｍａｇｎｅｔｉｃ  Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ  ｏｆ  Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ  Ｓｉｎｔｅｒｅｄ  Ｍａｇｎｅｔｓ，Ｊａｐａｎｅｓｅ  Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ａｐｐｌｉｅｄ  Ｐｈｙｓｉｃｓ  Ｖｏｌ．４７，Ｎｏ．１０，２００８，ｐｐ．７８７６−７８７８）などの特別なプロセスを使用し、ＤｙまたはＴｂを先に磁性体の表面に付着させてから低温熱拡散処理を行う。粒界拡散処理により、磁生体の保磁力を６〜１０ｋＯｅ増加させ、残留磁気が低下せず、磁気エネルギー積が４８ＭＧＯｅ以上、保磁力が約２５ｋＯｅ以上の磁性体を作製することができ、同時に重希土類の量が少ない。現在、この技術は、インバーターエアコンのコンプレッサーモーターで使用される１．５〜３ｍｍ厚の永久磁石など、いくつかのより薄い製品に適用されている。しかし、この方法にはいくつかの制限がある。この技術は、すべてすでに焼結された高密度の磁性体を使用して完了する。表面に重希土類源を配置した後、長期間の拡散時効処理が必要であり、全磁性体の製造プロセスのサイクルが長くなる。重希土類は表面から粒界に沿って内部に拡散するため、拡散深さが制限され、よってシート磁性体しか作製できず、また磁性体の保磁力の一貫性が悪くなることにつながる。
【０００５】
したがって、使用される重希土類の量を削減する高性能で高保磁力の永久磁石材料およびその調製方法が必要である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明の目的は、既存技術の不足に対して、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料およびその調製方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の第１の目的は、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料を提供することである。
【０００８】
Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料はＲｘＴｙＴｍｑＢｚであり；  
ここで、１３≦ｘ≦１５．５、０．５≦ｑ≦３、０．８５≦ｚ≦１、ｙ＝１００−ｘ−ｑ−ｚであり；  
ここで、ＲはＬＲａＨＲ１−ａであり、ＬＲはＰｒとＮｄとＰｒＮｄのうちの一つまたはいくつかの組み合わせであり、ＨＲはＤｙとＴｂのうち一つまたは二つの組み合わせであり、０．９５≦ａ≦１であり；  
ここで、ＴはＦｅとＣｏのうちの一つまたは二つの組み合わせであり；  
ここで、Ｔｍは遷移金属である。
【０００９】
好ましくは、Ｔｍは、Ｚｒ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｓｉのうちの一つまたはいくつかの組み合わせである。
【００１０】
好ましくは、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の主相粒子は「コア−シェル」構造である。
【００１１】
好ましくは、シェルにあるＨＲの濃度は、コアのＨＲの濃度より大きい。
【００１２】
本発明の第２の目的は、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料を調製する方法を提供することである。  
【００１３】
Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料を調製する方法は、  
ＲｘＴｙＴｍｑＢｚに従って原材料を準備し、ここで、１３≦ｘ≦１５．５、０．５≦ｑ≦３、０．８５≦ｚ≦１、ｙ＝１００−ｘ−ｑ−ｚであるステップＳ１と；  
上記の原材料を溶融鋳造用の真空溶解装置に加えて、第１の合金シートを得るステップＳ２と；  
上記の第１の合金シート上に重希土類膜をめっきして、第２の合金シートを得るステップＳ３と；  
上記の第２の合金片を粗く粉砕し、研磨して微粉を得るステップＳ４と；  
上記の微粉を造粒及びプレス成形して生の圧粉体を得るステップＳ５と；  
上記の生の圧粉体に拡散焼結および多段階焼戻し処理を施して、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料を得るステップＳ６を含む。
【００１４】
好ましくは、ステップＳ１において、上記のＲはＬＲａＨＲ１−ａであり、ＬＲはＰｒ、Ｎｄ、ＰｒＮｄのうちの一つまたはいくつかの組み合わせであり、ＨＲはＤｙ、Ｔｂのうちの一つまたは二つの組み合わせである；
ここで、０．９５≦ａ≦１。
【００１５】
好ましくは、上記のＴｍは遷移金属であり、上記のＴｍはＺｒ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｓｉのうちの一つまたはいくつかの組み合わせである。好ましくは、ステップＳ２において、原材料は不活性ガス下で溶融される；
上記の原材料は、溶融後に１４００〜１５００℃で鋳造される。
【００１６】
好ましくは、上記の不活性ガスはＡｒまたはＨｅである。
【００１７】
好ましくは、上記の第１の合金シートの厚さは２００〜３００μｍである。
【００１８】
好ましくは、上記のステップＳ３において、上記の重希土類膜の材料は、ＤｙとＴｂのいずれかの一つまたは二つの組み合わせである。
【００１９】
好ましくは、上記のステップＳ３において、上記の重希土類膜の厚さは０〜３μｍである。
【００２０】
好ましくは、上記のステップＳ３において、上記のマグネトロンスパッタリング装置を用いて、上記の重希土類膜を第１の合金シート上にめっきする。
【００２１】
好ましくは、上記のステップＳ３において、上記のマグネトロンスパッタリング装置に使用されるターゲット材料は、Ｔｂ、Ｄｙ、およびＨＲＥ−Ｘ合金のうちのいずれかの一つである。
【００２２】
好ましくは、上記のＨＲＥ−Ｘ合金において、上記のＨＲＥは、Ｔｂ、Ｄｙのうちのいずれかの一つまたは二つの組み合わせである；  
上記のＸは、ＦｅとＣｕのうちのいずれかの一つまたはいくつかの組み合わせである。
【００２３】
好ましくは、上記のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の主相粒子は「コア−シェル」構造である；  
ここで、シェルのＨＲの濃度は、コアのＨＲの濃度よりも大きい。
【００２４】
好ましくは、上記のステップＳ４において、更に、  
上記の第２の合金シートを粗く粉砕して粗粉を得、上記の粗粉砕条件は、Ｈ２とＡｒの混合ガスが十分に反応した後、３５０〜５００℃で脱水素するステップＳ４１と；  
上記のステップＳ４１で得られた粗粉を研磨して微粉を得て、上記の研磨条件はＮ２とＯ２の混合ガス中での高速研磨であり、粒径は１〜４μｍであるステップＳ４２とを含む。
【００２５】
好ましくは、上記のステップＳ５において、更に、  
上記の微粉を有機物と混合して攪拌して混合物を得るステップＳ５１と；  
上記のステップＳ５１の上記の混合物をＮ２に入れて磁場配向成形を行い、生の圧粉体を得るステップＳ５２とを含む。
【００２６】
好ましくは、上記のステップＳ６において、上記の拡散焼結の条件は上記の生の圧粉体を１０００〜１０５５℃で６〜１０の時間に保温することである。
【００２７】
好ましくは、上記のステップＳ６において、上記の多段階焼戻し処理の条件は、
第１段階の焼戻し処理：温度は８５０〜９５０℃で、保温時間は２〜３ｈであり；  
第２段階の焼戻し処理：温度は４５０〜５８０℃で、保温時間は１〜５ｈである。
【発明の効果】
【００２８】
本発明は、上記の技術的な解決策を採用して、従来技術と比較して以下の技術効果を有する：
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料及びその調製方法は、マグネトロンスパッタリング装置を用いて合金シート上に重希土類膜をめっきし、粗粉砕、微粉研磨、配向成形、拡散焼結および多段階焼戻し処理などの工程を経て焼結ＮｄＦｅＢ磁性体を得る。粒界拡散と比較して、全体の調製プロセスは比較的簡単であり、長期間の拡散熱処理を採用する必要がなく、「コア−シェル」構造を得ることができ、磁生体の保磁力を大幅に増加させた同時に、拡散深さの制限を受けない。従来の技術と比較して、同じ重希土類含有量の場合、より高い保磁力と磁気エネルギー積が得られる。これは、重希土類膜がコーティングされたキャストピースが粉砕された後に、重希土類が均一に分布し、焼結された重希土類元素は磁生体の表面から内部に拡散し、各Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ主相結晶の周囲に沿って重希土類リッチなシェル層を形成するためである。これにより、抗磁化核の形成を有効に抑制できるほか、重希土類の主相に過剰侵入を回避でき、同時に「コア−シェル」構造を有する硬磁性相粒子を形成できる。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】本発明に係る一つの実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製プロセスを示すフローチャートである。
【図２】本発明に係る一つの実施形態のマグネトロンスパッタリング装置の概略図である。
【図３】本発明に係る実施例２のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の後方散乱電子像である。
【図４】本発明に係る対照例１の永久磁石材料の後方散乱電子像である。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
以下、本発明の実施形態の図面に参照して、本発明の実施形態における技術方案を明確かつ完全に説明するが、記載された実施形態は、本発明の一部の実施形態のみであり、全ての実施形態ではないことは明らかである。本発明の実施形態に基づいて、当業者が創造的な労働を行わずに得られた他のすべての実施形態は、本発明の保護の範囲に属する。
【００３１】
説明すべきは、本発明の実施形態および実施形態の特徴は、矛盾がない限り、互いに組み合わせることができる。
【００３２】
以下に図および具体的な実施形態を結合して、本発明をさらに説明するが、本発明を限定するものではない。
【００３３】
実施例１  
図１に示すように、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法は、  
ＲｘＴｙＴｍｑＢｚに従って原材料を準備し、ここで、１３≦ｘ≦１５．５、０．５≦ｑ≦３、０．８５≦ｚ≦１、ｙ＝１００−ｘ−ｑ−ｚであるステップＳ１と；  
上記の原材料を溶融鋳造用の真空溶解装置に加えて、第１の合金シートを得るステップＳ２と；  
上記の第１の合金シート上に重希土類膜をめっきして、第２の合金シートを得るステップＳ３と；  
上記の第２の合金片を粗く粉砕し、研磨して微粉を得るステップＳ４と；  
上記の微粉を造粒及びプレス成形して生の圧粉体を得るステップＳ５と；  
上記の生の圧粉体に拡散焼結および多段階焼戻し処理を施して、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料を得るステップＳ６を含む。
【００３４】
上記のステップはＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料を得るための基礎ステップである。  
【００３５】
ここで、ステップＳ１において、ＲはＬＲａＨＲ１−ａであり、ＬＲはＰｒ、Ｎｄ、ＰｒＮｄのうちの一つまたはいくつかの組み合わせであり、ＨＲはＤｙ、Ｔｂのうちの一つまたは二つの組み合わせであり、０．９５≦ａ≦１。  
【００３６】
ここで、Ｔｍは遷移金属であり、ＴｍはＺｒ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｓｉのうちの一つまたはいくつかの組み合わせである。
【００３７】
更に、ステップＳ２において、原材料は不活性ガス下で溶融される。
【００３８】
更に、原材料は溶融後に１４００〜１５００℃で鋳造される。
【００３９】
更に、不活性ガスはＡｒまたはＨｅである。
【００４０】
更に、第１の合金シートの厚さは２００〜３００μｍである。
【００４１】
更に、ステップＳ３において、重希土類膜の材料は、ＤｙとＴｂのいずれかの一つまたは二つの組み合わせである。
【００４２】
更に、ステップＳ３において、重希土類膜の厚さは０〜３μｍである。
【００４３】
更に、ステップＳ３において、マグネトロンスパッタリング装置を用いて、上記の重希土類膜を第１の合金シート上にめっきする。
【００４４】
更に、ステップＳ３において、マグネトロンスパッタリング装置に使用されるターゲット材料は、Ｔｂ、Ｄｙ、およびＨＲＥ−Ｘ合金のうちのいずれかの一つあるいはいくつかの組み合わせである。
【００４５】
ここで、ＨＲＥ−Ｘ合金において、ＨＲＥは、Ｔｂ、Ｄｙのうちのいずれかの一つまたは二つの組み合わせである；  
Ｘは、ＦｅとＣｕのうちのいずれかの一つまたはいくつかの組み合わせである。
【００４６】
更に、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の粒子は「コア−シェル」構造である。
【００４７】
更に、図２に示すように、マグネトロンスパッタリング装置は、順次に設けられた洗浄室１と、コーティング室２と、一級冷却室３と二級冷却室４とを備え、コーティング室２内の第１の合金シート５の上に重希土類膜をめっきするためにコーティング室２の内部の上方に重希土類またはその合金ターゲット６がある。洗浄室１、コーティング室２、一級冷却室３、二級冷却室４には、それぞれ第１の合金シート５を搬送するための駆動ローラー軸７が設けられている。
【００４８】
更に、ステップＳ４において、  
第２の合金シートを粗く粉砕して粗粉を得、上記の粗粉砕条件は、Ｈ２とＡｒの混合ガスが十分に反応した後、３５０〜５００℃で脱水素するステップＳ４１と；  
ステップＳ４１で得られた粗粉を研磨して微粉を得、研磨条件はＮ２とＯ２の混合ガス中での高速研磨であり、粒径は１〜４μｍであるステップＳ４２とを更に含む。
【００４９】
更に、ステップＳ４１では、２００〜４５０℃のＨ２とＡｒの混合ガスで水素吸収が行われる。
【００５０】
更に、ステップＳ４１では、４２０〜５００℃で脱水素が行われる。
【００５１】
更に、ステップＳ５において、  
微粉を有機物と混合して攪拌して混合物を得るステップＳ５１と；
ステップＳ５１の混合物をＮ２に入れて磁場配向成形を行い、生の圧粉体を得るステップＳ５２とを更に含む。
【００５２】
ここで、有機物質を使用する作用は、微粉の酸化を防ぐことである。
【００５３】
更に、ステップＳ５２において、生の圧粉体の配向磁場は１．５〜２Ｔであり、生の圧粉体の密度は３．５〜４．１ｇ／ｃｍ３である。
【００５４】
更に、配向成形プロセスでは、圧力の方向は磁場の方向に平行で、または圧力の方向は磁場の方向に垂直である。
【００５５】
更に、ステップＳ６において、拡散焼結の条件は生の圧粉体を１０００〜１０５５℃で６〜１０の時間に保温することである。
【００５６】
更に、ステップＳ６において、多段階焼戻し処理の条件は、
第１段階の焼戻し処理：温度は８５０〜９５０℃で、保温時間は２〜３ｈであり；  
第２段階の焼戻し処理：温度は４５０〜５８０℃で、保温時間は１〜５ｈである。
【００５７】
実施例２  
本実施例は、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の具体的な実施例である。
【００５８】
本実施形態の調製方法は以下の通りである。
【００５９】
ステップＳ１では、表１の比率に従って原材料を調製した。
【００６０】
【表１】
2021532565.tif 000003
【００６１】
ステップＳ２では、調製した原材料を真空溶解装置に投入して、溶解鋳造し、第１の合金シートを得た。
【００６２】
ここで、原材料をＡｒまたはＨｅで溶解した後、１４６０〜１４７０℃で１ｍ／ｓの線速度を有する水冷銅ロールに鋳造して、厚さ約３００μｍの第１の合金シートを得た。
【００６３】
ステップＳ３では、表２のめっき条件に従って、第１の合金シートに重希土類膜をめっきして、第２の合金シートを得た。
【００６４】
【表２】
2021532565.tif 000004
【００６５】
ステップＳ３では、具体的なステップは次のとおりである。
【００６６】
第１の合金シート５を、洗浄室１に送り、第１の合金シート５の表面をイオン洗浄して、洗浄された第１の合金シート５を、コーティング室２に送り、一定のターゲットスパッタリング電流及び時間を設定して、重希土類膜を第１の合金シート５にめっきし、そして一級冷却室３および二級冷却室４に順次送って冷却した。
【００６７】
ステップＳ４では、第２の合金シートを順次に粗く粉砕し、研磨することにより、微粉を得た。
【００６８】
ここで、粗粉砕の条件は、Ｈ２とＡｒの混合ガスで２００〜４５０℃で水素を吸収し、そして４５０℃で脱水素により、約２００〜５００μｍの粗粉が得られた。
【００６９】
ここで、研磨後の微粉の粒度は表３に示す。
【００７０】
【表３】
2021532565.tif 000005
【００７１】
ステップＳ５では、微粉を順次に造粒し、プレス成形することにより、生の圧粉体を得た。
【００７２】
ステップＳ６では、生の圧粉体に拡散焼結および多段階焼戻し処理を施すことにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料を得た。
【００７３】
具体的には、拡散焼結の条件は表４に示す。
【００７４】
【表４】
2021532565.tif 000006
【００７５】
拡散焼結過程において、ＤｙまたはＴｂは粒子間を移動し、永久磁石材料の主相であるＮｄ２Ｆｅ１４Ｂと置換反応をし、その反応式はＨＲＥ＋Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ→（Ｎｄ、ＨＲＥ）２Ｆｅ１４Ｂ＋Ｎｄであり、よって重希土類は均一に分布されて優れた「コア−シェル」構造を形成している。また、本実施形態では、拡散焼結過程は低温焼結過程である。
【００７６】
多段階焼戻し処理は二級焼戻し処理であり、条件は以下のようで、  
第１段階の焼戻し処理：温度は９００℃で、保温時間は２時間であり；  
第２段階の焼戻し処理：温度は５００℃で、保温時間は４時間である。
【００７７】
実施例３  
本実施形態は、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の対照例である。
【００７８】
対照例の調製方法は、  
表１の合金２と合金５の割合で原材料を準備するステップＳ１と；  
調製した原材料を真空溶解装置に投入して、溶解鋳造し、第１の合金シートを得るステップＳ２とを含む。
【００７９】
ここで、原材料をＡｒまたはＨｅで溶解し、その後、１４６０〜１４７０℃で１ｍ／ｓの線速度を有する水冷銅ロールに鋳造することにより、厚さ約３００μｍの第１の合金シートを得た。
【００８０】
対照例はステップＳ３に進まなかった。
【００８１】
ステップＳ４では、第２の合金シートが順次に粗く粉砕され、研磨され、微粉が得られる。
【００８２】
ここで、粗粉砕の条件は、Ｈ２とＡｒの混合ガスで２００〜４５０℃で水素を吸収し、それに続く４５０℃で脱水素することにより、約２００〜５００μｍの粗粉を得た。
【００８３】
ここで、粉砕後の微粉の粒度は表５に示す。
【００８４】
【表５】
2021532565.tif 000007
【００８５】
ステップＳ５では、微粉が順次造粒され、プレス成形されて生の圧粉体が得られる。
【００８６】
ステップＳ６では、生の圧粉体に拡散焼結および多段階焼戻し処理が施されて、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料が得られる。
【００８７】
具体的には、拡散焼結の条件は表６に示す。
【００８８】
【表６】
2021532565.tif 000008
【００８９】
また、本実施形態では、拡散焼結過程は低温焼結過程である。
【００９０】
多段階焼戻し処理は二級焼戻し処理であり、その条件は以下のようで、  
第１段階の焼戻し処理：温度は９００℃であり、保温時間は２時間であり、  
第２段階の焼戻し処理：温度は５００℃であり、保温時間は４時間である。
【００９１】
実施例４  
本例は、実施例２の実験例と実施例３の対照例の性能検出である。
【００９２】
ヒステリシスループアナライザーを用いて、１５個の実験例と２つの対照例について性能測定を行った。プラズマ分光計を用いて、１５個の実験例と２つの対照例について元素分析を行った。測定結果は表７に示す。
【００９３】
【表７】
2021532565.tif 000009
【００９４】
上記の表から分かるように、重希土類膜を第１の合金シートにめっきすることにより、永久磁石材料の保磁力を有効に改善でき、それに残留磁気の低下は０．２ｋＧｓ以内である。
【００９５】
合金２を例として説明し、実験例２、７、１０、１５および対照例１から、０．５μｍＤｙをめっきした場合、保磁力が２．８４ｋＯｅ増加し、残留磁気が０．０８ｋＧｓ減少した；Ｄｙ−Ｆｅをめっきした場合、保磁力は４．６６ｋＯｅ増加し、残留磁気は０．１８ｋＧｓ減少した；Ｔｂをめっきした場合、保磁力は７．４８ｋＯｅ増加し、残留磁気は０．１６ｋＧｓ減少した；Ｔｂ−Ｃｕをめっきした場合、保磁力は９．０６ｋＯｅ増加し、残留磁気は０．１９ｋＧｓ減少した。以上のことから、Ｔｂターゲットによる増加した保磁力の幅は比較的大きいが、残留磁気は０．２ｋＧｓ未満しか減少しないことが分かる。
【００９６】
合金５を例として説明し、実験例５、１３と対照例２から、Ｄｙをめっきするとき、保磁力が２．０８ｋＯｅ増加し、残留磁気が０．０９ｋＧｓ減少した；Ｔｂをめっきするとき、保磁力は６．６３ｋＯｅ向増加し、残留磁気が０．１４ｋＧｓ減少したことが分かる。
【００９７】
また、実験例１と対照例１を比較すると、Ｄｙ含有量が類似している場合、実験例１の磁性体の残留磁気と保磁力とはすべて対照例１より高いことがわかった。その原因は、コーティングと拡散焼結を行ったため、重希土類の分布を変え、残留磁気と保磁力を増加させたことにある。
【００９８】
図３と図４は、それぞれ実験例２と対照例１の永久磁石材料の後方散乱電子像であり、その中に、グレーエリアは２−１４−１相粒子であり、グレーのコントラストは電子濃度である。図３には、＋１位置のライトグレー、＋２位置のダークグレー、ライトグレーは高電子濃度、ダークグレーは低電子濃度の２種類のグレーコントラストがあり、すなわち、重希土類の分布が不均一で、「コア−シェル」構造を呈しているが、図４には、グレーのコントラストが１種類しかなく、すなわち、重希土類の分布は均一であることを表わしている。図３から、重希土類は主に粒界に分布していることがわかる。つまり、シェル内の重希土類の濃度は、コア内の重希土類の濃度よりも高い。すなわち、「コア−シェル」構造のシェルに分布しており、よって、粒界の磁気結晶異方性場を増加させ、粒界の減磁の確率を低下させて、永久磁石材料の保磁力を増加させた。
【００９９】
上記の測定結果から、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の調製方法により、マグネトロンスパッタリング装置により第１の合金シートに一層の希土類膜がめっきされ、第２の合金シートを得、そして第２の合金シートが粗粉砕され、重希土類が均一に分布されて、拡散焼結過程で重希土類が粉末粒子の外側から内側に拡散され、すべてのＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ主相粒子の周囲に重希土類リッチなシェル層を形成することが分かる。それによって、「コア−シェル」構造を持つ硬磁性相粒子が形成し、抗磁化コアの形成を効果的に抑制できるほか、重希土類の主相への過剰な侵入を回避でき、Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料の保磁力が大幅に増加し、高磁気エネルギー積と高保磁力のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石材料を得ることができる。
【０１００】
上記はただ本発明の好ましい実施形態に過ぎず、本発明の実施形態の方式及び範囲を限定することを意図するものではなく、当業者は、本発明の説明書と付図の内容により作られた均等の置換と明らかな変形は、すべて本発明の範囲内に含まれるべきであることを理解すべきである。
【符号の説明】
【０１０１】
１…洗浄室、２…コーティング室、３…一級冷却室、４…二級冷却室、５…第１の合金シート、６…重希土類またはその合金ターゲット、７…駆動ローラー軸。
【図１】
2021532565.tif 000010
【図２】
2021532565.tif 000011
【図３】
2021532565.tif 000012
【図４】
2021532565.tif 000013
【国際調査報告】
2021532565.tif 000014
2021532565.tif 000015
2021532565.tif 000016
2021532565.tif 000017