(57)【要約】【課題】優れた磁気特性を有する希土類系永久磁石の原料であるＲ−Ｔ−Ｂ系合金を提供すること。【解決手段】希土類系永久磁石に用いられる原料であるＲ−Ｔ−Ｂ系（但し、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうち少なくとも１種であり、ＴはＦｅを８０質量％以上含む遷移金属であり、ＢはＢを５０質量％以上含み、Ｃ、Ｎのうち少なくとも１種を０質量％以上５０質量％未満含むものである。）合金であって、前記合金中のＭｎ濃度が０．０５ｗｔ％以下であることをＲ−Ｔ−Ｂ系合金とする。【選択図】図２
2008231535.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
希土類系永久磁石に用いられる原料であるＲ−Ｔ−Ｂ系（但し、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうち少なくとも１種であり、ＴはＦｅを８０質量％以上含む遷移金属であり、ＢはＢを５０質量％以上含み、Ｃ、Ｎのうち少なくとも１種を０質量％以上５０質量％未満含むものである。）合金であって、
前記合金中のＭｎ濃度が０．０５ｗｔ％以下であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
【請求項２】
ストリップキャスト法で製造された平均厚さ０．１〜１ｍｍの薄片であることを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法であって、
ストリップキャスト法により、平均厚さ０．１〜１ｍｍの薄片とするとともに、冷却ロールへの平均溶湯供給速度を幅１ｃｍあたり毎秒１０ｇ以上とすることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法。
【請求項４】
請求項１または請求項２記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金または請求項３に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法により作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金から作製したＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉。
【請求項５】
請求項４に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉から作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金及びＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石に係り、特に、保磁力に優れたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の得られるＲ−Ｔ−Ｂ系合金およびＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石は、その高特性からＨＤ（ハードディスク）、ＭＲＩ（磁気共鳴映像法）、各種モーター等に使用されている。近年、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の耐熱性向上に加え、省エネルギーへの要望の高まりから、自動車を含めたモーター用途の比率が上昇している。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石は、主成分がＮｄ、Ｆｅ、ＢであることからＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系、あるいはＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と総称されている。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＲは、Ｎｄの一部をＰｒ、Ｄｙ、Ｔｂ等の他の希土類元素で置換したものなどである。Ｔは、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉ等の他の遷移金属で置換したものである。Ｂは、硼素であり、一部をＣまたはＮで置換できる。
【０００３】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石となるＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、磁化作用に寄与する磁性相であるＲ2Ｔ１４Ｂ相からなる主相と、非磁性で希土類元素の濃縮した低融点のＲリッチ相とが共存している合金である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金は活性な金属であることから、一般に真空又は不活性ガス中で溶解や鋳造が行われる。また、鋳造されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金塊から粉末冶金法によって焼結磁石を作製するには、合金塊を平均粒径５μｍ（ｄ５０：レーザー回折式粒度分布計による測定）程度に粉砕して合金粉末にした後、磁場中でプレス成形し、焼結炉で約１０００〜１１００℃の高温にて焼結し、その後必要に応じて熱処理、機械加工し、さらに耐食性を向上するためにメッキを施して焼結磁石とするのが普通である。
【０００４】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、Ｒリッチ相は、以下のような重要な役割を担っている。
１）融点が低く、焼結時に液相となり、磁石の高密度化、従って磁化の向上に寄与する。
２）粒界の凹凸を無くし、逆磁区のニュークリエーションサイトを減少させ、保磁力を高める。
３）主相を磁気的に絶縁し保磁力を増加する。
従って、成形した磁石中のＲリッチ相の分散状態が悪いと局部的な焼結不良、磁性の低下をまねく。このため、Ｒリッチ相は、成形した磁石中に均一に分散していることが重要である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＲリッチ相の分布は、原料であるＲ−Ｔ−Ｂ系合金の組織に大きく影響される。
【０００５】
また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の鋳造で生じる問題として、鋳造された合金中にα−Ｆｅが生成することが挙げられる。α−Ｆｅは、変形能を有し、粉砕されずに粉砕機中に残存する。このため、α−Ｆｅは、合金を粉砕する際の粉砕効率を低下させるだけでなく、粉砕前後での組成変動、粒度分布にも影響を及ぼす。さらに、α−Ｆｅが、焼結後も磁石中に残存すると、磁石の磁気特性の低下をもたらす。このため、従来から、必要に応じて高温で長時間にわたる均質化処理を行って、α―Ｆｅの消去を行っている。しかし、α−Ｆｅは包晶核として存在するため、その消去には長時間の固相拡散が必要であり、厚さ数ｃｍのインゴットで希土類量が３３％以下であると、事実上α−Ｆｅの消去は不可能であった。
【０００６】
このようなＲ−Ｔ−Ｂ系合金中にα−Ｆｅが生成する問題を解決するため、より速い冷却速度で合金塊を鋳造するストリップキャスト法（以下、「ＳＣ法」と略す。）が開発され、実用されている。ＳＣ法は、内部が水冷された銅ロール上に溶湯を流して０．１〜１ｍｍ程度の薄片を鋳造することにより、合金を急冷凝固させる方法である。ＳＣ法では、溶湯を主相Ｒ2Ｔ１４Ｂ相の生成温度以下まで過冷却するため、合金溶湯から直接Ｒ2Ｔ１４Ｂ相を生成することが可能であり、α‐Ｆｅの析出を抑制することができる。また、ＳＣ法を行なうことにより合金の結晶組織が微細化するため、Ｒリッチ相が微細に分散した組織を有する合金を生成することが可能となる。
【０００７】
Ｒリッチ相は、水素雰囲気中で水素と反応させると、膨張して脆い水素化物となる。このＲリッチ相の性質により、合金に水素化工程を行なうと、Ｒリッチ相の分散程度に見合った微細なクラックが合金に導入される。そして水素化工程を経てから得られた合金を微粉砕すると、水素化工程において生成した多量の微細クラックをきっかけに合金が壊れるため、粉砕性が極めて良好となる。このように、ＳＣ法で鋳造された合金は、内部のＲリッチ相が微細に分散しているため、粉砕、焼結後の磁石中のＲリッチ相の分散性が良好となり、磁気特性に優れた磁石となることが知られている（例えば、特許文献１参照）。
【０００８】
また、ＳＣ法により鋳造された合金薄片は、組織の均質性も優れている。組織の均質性は、結晶粒径やＲリッチ相の分散状態で比較することが出来る。ＳＣ法で作製した合金薄片では、合金薄片の鋳造用ロール側（以降、鋳型面側とする）にチル晶が発生することもあるが、全体として急冷凝固でもたらされる適度に微細で均質な組織を得ることが出来る。
以上のように、ＳＣ法で鋳造したＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、Ｒリッチ相が微細に分散し、α−Ｆｅの生成も抑制されているため、焼結磁石を作製するための優れた組織を有している。
【０００９】
また、磁石特性には、組織の均一性に加えて、微量元素の含有量が影響することが知られている。例えばＰ、Ｓ、Ｏなどといった軽量元素については、以前から磁気特性、とくに保磁力に影響を与えることが報告されている（例えば、特許文献１、特許文献２参照）。また、Ｎｉについてもある一定の条件で添加をすると保磁力が向上することが報告されている（例えば、特許文献３参照）。また、Ｍｎと磁石との関係については、基礎的な研究例としてボンド磁石用合金向けの超急冷鋳造の報告例がある（例えば、非特許文献１参照）。Ｍｎは、保磁力を向上する目的で０．０５ａｔ％を超える濃度で意識的に合金に添加されている（特許文献４）。
同様にＳｉについても一定の濃度を超えると融点が変化して特性に悪影響を及ぼす可能性がある。
【００１０】
また、磁石特性と合金の製造方法との間には、一定の関連性があるため、磁石の特性向上に伴って合金の製造方法も進歩してきている。例えば、微細構造を制御する方法（例えば、特許文献５参照）や、鋳造ロールの表面状態を所定の粗さに加工して微細構造を制御する方法（例えば、特許文献６、特許文献７参照）が知られている。
【特許文献１】特開２００６−２１０３７７号公報
【特許文献２】特開平７−１８３１４９号公報
【特許文献３】特開２００７−０４９０１０号公報
【特許文献４】特開平１−２２０８０３号公報
【特許文献５】Ｗ０２００５／０３１０２３号
【特許文献６】特開２００３−１８８００６号公報
【特許文献７】特開２００４−４３２９１号公報
【非特許文献１】Ｇ．Ｘｉｅ  ｅｔ．ａｌ、Ｍａｔｅｒ．Ｒｅｓ．Ｂｕｌ．、４２（２００７）１３１−１３６
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、近年、より一層高性能なＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石が求められ、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の保磁力などの磁気特性を更に向上させることが要求されている。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、優れた角形性および保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の原料となるＲ−Ｔ−Ｂ系合金およびＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法を提供することを目的とする。
また、上記Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金から作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉およびＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石となるＲ−Ｔ−Ｂ系合金とこれから作製される希土類永久磁石の磁気特性との関係を調べた。その結果、本発明者らは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金および希土類永久磁石中に過剰にＭｎを添加することにより、かえって特性悪化を引き起こすことを見出した。そして、本発明者らは、さらに、鋭意研究を重ね、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中のＭｎ濃度を０．０５ｗｔ％以下とすることで、このＲ−Ｔ−Ｂ系合金から作製された微粉を成形・焼結して得られたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の角形性および保磁力が優れたものとなることを確認し、本発明に至った。
【００１３】
すなわち本発明は、下記の各発明を提供するものである。
（１）希土類系永久磁石に用いられる原料であるＲ−Ｔ−Ｂ系（但し、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうち少なくとも１種であり、ＴはＦｅを８０質量％以上含む遷移金属であり、ＢはＢを５０質量％以上含み、Ｃ、Ｎのうち少なくとも１種を０質量％以上５０質量％未満含むものである。）合金であって、前記合金中のＭｎ濃度が０．０５ｗｔ％以下であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
（２）ストリップキャスト法で製造された平均厚さ０．１〜１ｍｍの薄片であることを特徴とする（１）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
【００１４】
（３）（１）または（２）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法であって、
ストリップキャスト法により、平均厚さ０．１〜１ｍｍの薄片とするとともに、冷却ロールへの平均溶湯供給速度を幅１ｃｍあたり毎秒１０ｇ以上とすることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法。
（４）（１）または（２）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金または（３）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法により作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金から作製したＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉。
（５）（４）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉から作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。
【発明の効果】
【００１５】
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、磁石特性に悪影響を及ぼす元素であるＭｎ濃度が０．０５ｗｔ％以下であるので、角形性および保磁力が高く、磁気特性に優れたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を実現できるものとなる。
また、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉およびＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金または本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法により作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金から作製したものであるので、角形性および保磁力が高く、磁気特性に優れたものとなる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
図１は、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の一例を示した写真であり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の薄片の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察した反射電子像である。なお、図１においては左側が鋳型面側となっている。
図１に示すＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、ＳＣ法で製造されたものである。このＲ−Ｔ−Ｂ系合金の組成は、質量比でＮｄ２５％、Ｐｒ６％、Ｂ１．０％、Ｃｏ０．３％、Ａｌ０．２％、Ｓｉ０．０５％、Ｍｎ０．０３％、残部Ｆｅである。
【００１７】
なお、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の組成は、上述した範囲に限定されるものではなく、Ｒ−Ｔ−Ｂ系（但し、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうち少なくとも１種であり、ＴはＦｅを８０質量％以上含む遷移金属であり、ＢはＢを５０質量％以上含み、Ｃ、Ｎのうち少なくとも１種を０質量％以上５０質量％未満含むものである。）合金であって、前記合金中のＭｎ濃度が０．０５ｗｔ％以下である合金であればどのような組成であっても良く、磁石特性に悪影響を及ぼす元素であるＳｉ濃度が０．０７ｗｔ％以下であることが好ましい。
【００１８】
また、図１に示すＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、Ｒ2Ｔ１４Ｂ相（主相）とＲリッチ相とから構成されている。図１において、Ｒリッチ相は白色で示され、Ｒ2Ｔ１４Ｂ相（主相）はＲリッチ相よりも暗い灰色で示されている。Ｒ2Ｔ１４Ｂ相は、主に柱状晶、一部等軸晶からなる。Ｒ2Ｔ１４Ｂ相の短軸方向の平均結晶粒径は１０〜５０μｍである。Ｒ2Ｔ１４Ｂ相の粒界と粒内には、Ｒ2Ｔ１４Ｂ相の柱状晶の長軸方向に沿って伸張した線状のＲリッチ相、あるいは一部が途切れるか粒状となったＲリッチ相が存在している。Ｒリッチ相は、組成比と比較してＲの濃縮された非磁性で低融点の相である。Ｒリッチ相の平均間隔は３〜１０μｍである。
【００１９】
図２（ａ）は、図１に示すＲ−Ｔ−Ｂ系合金のＥＰＭＡ（Electron Probe Micro‐Analysis：電子プローブマイクロアナライザ）の波長分散型のＸ線分光器（WDS；Wavelength Dispersive X-ray Spectrometer）によるＡｌ、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕの元素分布分析（デジタルマッピング）の結果を示したグラフであり、図２（ｂ）は、図２（ａ）の元素分布分析を行なった領域のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の反射電子像である。
図２（ａ）に示す元素分布分析の結果より、ＦｅおよびＡｌはＲ2Ｔ１４Ｂ相に多いことが分かる。また、図２（ａ）より、所定位置である０から０．０１ｍｍの手前の位置、０．０２ｍｍ付近の位置、０．０４ｍｍ付近の位置を比較すると、Ｎｄ、Ｍｎ、Ｃｕは、Ｆｅ、Ａｌの少ない領域であるＲリッチ相に多いことが分かる。
【００２０】
（Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の作製）
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を作製するには、まず、図１に示す本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金からＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉を作製する。本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、例えば、図３に示す鋳造装置を用いてＳＣ法で製造される。
まず、図３に示す耐火物ルツボ１に本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金となる原料を入れ、真空または不活性ガス雰囲気中で溶解して溶湯とする。次いで、合金の溶湯を、必要に応じて整流機構やスラグ除去機構の設けられたタンディッシュ２を介して、内部を水冷された鋳造ロール３（冷却ロール）に、幅１ｃｍあたり毎秒１０ｇ以上の平均溶湯供給速度で供給し、鋳造ロール３上で凝固させて平均厚さ０．１〜１ｍｍの薄片とする。凝固されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金５の薄片は、タンディッシュ２の反対側で鋳造ロール３から離脱して、捕集コンテナ４に捕集されて回収される。このようにして得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金５のＲリッチ相の組織状態は、捕集コンテナ４に捕集されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金５の薄片の温度を適切に調整することにより制御できる。
【００２１】
このようにして製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金５の薄片の平均厚さが０．１ｍｍ未満であると、凝固速度が過度に増加し、Ｒリッチ相の分散が細かくなりすぎる。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金５の薄片の平均厚さが１ｍｍを超えると、凝固速度低下によるＲリッチ相の分散性の低下、α−Ｆｅの析出、Ｒ２Ｔ１７相の粗大化などを招く。
【００２２】
また、上記の製造方法において、鋳造ロール３への平均溶湯供給速度は、幅１ｃｍあたり毎秒１０ｇ以上とすることができ、幅１ｃｍあたり毎秒２０ｇ以上とすることが好ましく、幅１ｃｍあたり毎秒２５ｇ以上とすることがさらに好ましく、さらに好ましくは幅１ｃｍあたり毎秒１００ｇ以下である。溶湯の鋳造ロール３への平均供給速度が毎秒１０ｇよりも低下すると、溶湯自身の粘性や鋳造ロール３の表面との濡れ性により、溶湯が鋳造ロール３上に薄く濡れ広がらずに収縮して合金の品質の変動をもたらす。また、鋳造ロール３への平均溶湯供給速度が幅１ｃｍあたり毎秒１００ｇを越えると、鋳造ロール３上での冷却が不十分となり、組織の粗大化をまねきα−Ｆｅの析出などが発生する場合がある。
【００２３】
次に、このようにして得られた本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金からなる薄片を用いて、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉を製造する。まず、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金からなる薄片に室温で水素を吸蔵させ、５００℃で減圧して水素を除去する。その後、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の薄片をジェットミルなどの粉砕機を用いて平均粒度ｄ５０＝４〜５μｍに微粉砕し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉とする。次に、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉を、例えば、横磁場中成型機などを用いてプレス成型して、真空中で１０３０〜１１００℃で焼結させることによりＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石が得られる。
【００２４】
このようにして得られたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、磁石特性に悪影響を及ぼす元素であるＭｎ濃度が０．０５ｗｔ％以下であるＲ−Ｔ−Ｂ系合金から作製したものであるので、角形性および保磁力が高く、磁気特性に優れたものとなる。
【００２５】
（実施例）
「Ｍｎ濃度０．０２ｗｔ％」
質量比で、Ｎｄ２５％、Ｐｒ６％、Ｂ１．０％、Ｃｏ０．２％、Ａｌ０．２％、Ｓｉ０．０５％、Ｍｎ０．０２％、残部Ｆｅになるように配合した原料を秤量して、図３に示す製造装置のアルミナからなる耐火物ルツボ１に入れ、アルゴンガス１気圧の雰囲気中で高周波溶解炉を用いて溶解し、合金溶湯とした。次いで、この合金溶湯を、タンディッシュ２を介して鋳造ロール３（冷却ロール）に供給して、ＳＣ法にて鋳造し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の薄片を得た。
なお、鋳造時の鋳造ロール３への平均溶湯供給速度は、幅１ｃｍあたり毎秒２５ｇであり、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金の薄片の平均厚さは０．３ｍｍであった。また、鋳造用回転ロール３の周速度は１．０ｍ／ｓであった。
【００２６】
次に、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金の薄片を用いて、以下に示すように、磁石を作製した。まず、実施例のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の薄片を水素解砕した。水素解砕は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の薄片に室温で２気圧の水素中で水素を吸蔵させた後、真空中で５００℃まで加熱して残存する水素を抜き取り、その後、ステアリン酸亜鉛を０．０７質量％添加し、窒素気流のジェットミルを用いて微粉砕する方法にて行った。微粉砕して得られた粉末のレーザー回折式測定による平均粒度は５．０μｍであった。
【００２７】
次に、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉を、１００％窒素雰囲気中で横磁場中成型機などを用いて成形圧力０．８ｔ／ｃｍ２でプレス成型して成形体を得た。そして、得られた成形体を１．３３×１０−５ｈＰａの真空中で室温から昇温し、５００℃、８００℃で一時間ずつ保持してステアリン酸亜鉛および残留水素を除去した。その後、成形体を焼結温度である１０３０℃まで昇温し、３時間保持して焼結体とした。その後、得られた焼結体をアルゴン雰囲気中で８００℃、５３０℃でそれぞれ一時間ずつ熱処理することにより、Ｍｎ濃度０．０２ｗｔ％のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を得た。
【００２８】
「Ｍｎ濃度０．０３〜０．１４ｗｔ％」
次に、Ｍｎ濃度０．０３〜０．１４ｗｔ％にしたこと以外は、Ｍｎ濃度０．０２ｗｔ％のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石と同様にして、Ｍｎ濃度０．０３〜０．１４ｗｔ％のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を得た。
【００２９】
このようにして得られたＭｎ濃度の異なるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石のＨｋ／Ｈｃｊ（角型性）およびＨｃｊ（保磁力）をＢＨカーブトレーサーで測定した。その結果を図４および図５に示す。
【００３０】
図４は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれるＭｎ濃度（ｗｔ％）と、そのＲ−Ｔ−Ｂ系合金から作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。
図４より、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれるＭｎ濃度が０．０２〜０．０５ｗｔ％の範囲では、Ｍｎ濃度が上昇するにつれて、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の角形性が低くなっており、角形性が悪化していることがわかる。また、図１より、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれるＭｎ濃度が０．０５ｗｔ％を超えるとＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の角形性が低いレベルで安定することがわかる。
【００３１】
また、図５は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれるＭｎ濃度と、そのＲ−Ｔ−Ｂ系合金から作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したものである。図５より、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれるＭｎ濃度が高くなるにつれて、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の保磁力が低下していることが分かる。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれるＭｎ濃度が０．０５ｗｔ％未満であると、１４．３以上の高い保磁力が得られることが分かる。
この原因としてＭｎ濃度が上昇するにつれて最適焼結温度がわずかに上昇し、焼結が十分に進行していないことが考えられる。一般的に焼結温度を上昇させるとＨｃｊの低下が起こることを考慮しても、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の保磁力は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれるＭｎ濃度が低いほど好ましいと結論できる。
【００３２】
図４および図５より、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中のＭｎ濃度を０．０５ｗｔ％以下とすることで、このＲ−Ｔ−Ｂ系合金から作製された微粉を成形・焼結して得られたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の角形性および保磁力が優れたものとなることが確認できた。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】図１は、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の一例を示した写真であり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の薄片の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察した反射電子像である。
【図２】図２（ａ）は、図３に示すＲ−Ｔ−Ｂ系合金のＥＰＭＡの波長分散型のＸ線分光器による元素分布分析の結果を示したグラフであり、図２（ｂ）は、図２（ａ）の元素分布分析を行なった領域のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の反射電子像である。
【図３】ストリップキャスト法の鋳造装置の模式図である。
【図４】図４は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれるＭｎ濃度と、そのＲ−Ｔ−Ｂ系合金から作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の角形性との関係を示したグラフである。
【図５】図５は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれるＭｎ濃度と、そのＲ−Ｔ−Ｂ系合金から作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の保磁力との関係を示したグラフである。
【符号の説明】
【００３４】
１…耐火物ルツボ、２…タンディッシュ、３…鋳造ロール、４…捕集コンテナ、５…Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金。
【図１】
2008231535.tif 000003
【図２】
2008231535.tif 000004
【図３】
2008231535.tif 000005
【図４】
2008231535.tif 000006
【図５】
2008231535.tif 000007