(57)【要約】【課題】急冷合金を原料とする希土類磁石の保磁力を向上させる。【解決手段】本発明の希土類焼結磁石は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石である。粒界相は、主相の表面を薄く覆う非晶質層部分と、非晶質層部分によって挟まれた領域に存在する非磁性結晶層部分とを含む新規な構成を有し、逆磁区の発生を抑制する。【選択図】　図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石であって、
前記粒界相は、前記主相の表面を薄く覆う非晶質層部分と、前記非晶質層部分によって挟まれた領域に存在する非磁性結晶層部分とを含んでいる希土類焼結磁石。
【請求項２】
任意断面において、前記非磁性結晶層部分が前記粒界相中に占める面積の割合が２０％以上である請求項１に記載の希土類焼結磁石。
【請求項３】
前記主相の平均粒径は、１．５μｍ以上２０μｍ以下である請求項１または２に記載の希土類焼結磁石。
【請求項４】
前記非磁性結晶層部分は遷移金属元素を含んでいる請求項１から３のいずれかに記載の希土類焼結磁石。
【請求項５】
ＭｎおよびＳｉの含有濃度が、それぞれ、１質量％以下に調節されている請求項１から４のいずれかに記載の希土類焼結磁石。
【請求項６】
前記粒界相の平均厚さは、１ｎｍ以上１００ｎｍ以下である請求項１から５のいずれかに記載の希土類焼結磁石。
【請求項７】
原料合金は急冷合金である請求項１から６のいずれかに記載の希土類焼結磁石。
【請求項８】
Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石の製造方法であって、
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金の粉末を用意する工程と、
前記粉末を１０００℃以上１１００℃以下の温度Ｔ１で焼結することによって焼結体を形成する工程と、
前記焼結体を温度Ｔ１から５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、前記焼結体の温度を４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２にまで低下させる工程と、
前記焼結体に対する温度Ｔ２での熱処理を、０．０１時間以上１００時間以下の間、実行する工程と、
を含む希土類焼結磁石の製造方法。
【請求項９】
Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石の製造方法であって、
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金の粉末を用意する工程と、
前記粉末を１０００℃以上１１００℃以下の温度Ｔ１で焼結することによって焼結体を形成する工程と、
前記焼結体を温度Ｔ１から冷却することにより、前記焼結体の温度を４００℃を下回る温度に低下させる工程と、
前記焼結体を加熱することにより、４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２よりも高い温度Ｔ３まで前記焼結体の温度を上昇させる工程と、
前記焼結体を温度Ｔ３から５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、前記焼結体の温度を温度Ｔ２にまで低下させる工程と、
前記焼結体に対する温度Ｔ２での熱処理を０．０１時間以上１００時間以下の間実行する工程と、
を含む希土類焼結磁石の製造方法。
【請求項１０】
Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石の製造方法であって、
Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する化合物からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する非晶質の粒界相とを有する焼結体を用意する工程と、
前記焼結体を４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２よりも高い温度Ｔ３に加熱した後、５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、前記焼結体の温度を４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２にまで低下させ、その温度での熱処理を０．０１時間以上１００時間以下の間実行する工程と、
を含む希土類焼結磁石の製造方法。
【請求項１１】
前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金の粉末を用意する工程は、
原料合金の溶湯を１０２℃／秒以上２×１０４℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することによって急冷合金を作製する工程と、
前記急冷合金を粉砕する工程と
を包含する請求項８または９に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
【請求項１２】
前記原料合金の溶湯は、ストリップキャスト法によって冷却される請求項１１に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
【請求項１３】
前記急冷合金を粉砕する工程は、水素処理によって前記急冷合金を脆化する工程を含んでいる請求項１１または１２に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石および当該磁石用合金粉末、ならびにその製造方法に関する。ここで、Ｒは希土類元素、Ｆｅは鉄、Ｂはホウ素であり、本明細書における「希土類」とは、周期表３Ａ族のうち、スカンジウム（Ｓｃ）およびイットリウム（Ｙ）にランタノイドを加えた１７元素の総称を言い、希土類元素Ｒは、この希土類に含まれる少なくとも１種の元素である。
【０００２】
【従来の技術】
希土類焼結磁石は、希土類磁石用合金（原料合金）を粉砕して形成した合金粉末をプレス成形した後、焼結工程および時効熱処理工程を経て作製される。現在、希土類焼結磁石としては、サマリウム・コバルト系磁石と希土類・鉄・ホウ素系磁石の二種類が各分野で広く用いられている。なかでも希土類・鉄・ホウ素系磁石（以下、「Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石」と称する。）は、種々の永久磁石の中で最も高い磁気エネルギー積を示し、価格も比較的安いため、各種電子機器へ積極的に採用されている。Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する化合物からなる主相と、この主相の粒界部分に位置する粒界相とを有している。なお、Ｆｅの一部は、Ｃｏなどの遷移金属元素と置換されていても良いし、Ｂの一部はＣ（炭素）によって置換されていも良い。簡単化のため、このような元素置換が部分的に行われた磁石も、本明細書では「Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石」と称することにする。
【０００３】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石用の原料合金粉末は、原料合金の粗粉砕を行う第１粉砕工程と、原料合金の微粉砕を行う第２粉砕工程とを含む方法によって作製されることがある。その場合、第１粉砕工程では、水素吸蔵現象を利用し、原料合金を脆化させ、例えば数百μｍ以下のサイズに粗く粉砕した後、第２粉砕工程では、粗粉砕された合金（粗粉砕粉）をジェットミル装置などによって平均粒径が数μｍ程度のサイズに細かく粉砕する。このような粉砕方法は、特許文献１に開示されている。
【０００４】
原料合金自体の作製方法には大きく分けて２種類ある。第１の方法は、原料合金の溶湯を鋳型に入れ、比較的ゆっくりと冷却するインゴット鋳造法である。第２の方法は、合金の溶湯を単ロール、双ロール、回転ディスク、または回転円筒鋳型などに接触させることにより急速に冷却し、合金溶湯からインゴット合金よりも薄い凝固合金を作製するストリップキャスト法や遠心鋳造法に代表される急冷法である。ストリップキャスト法は、例えば特許文献２に記載されている。
【０００５】
このような急冷法による場合、合金溶湯の平均冷却速度は１０２℃／秒以上２×１０４℃／秒以下の範囲にある。従って、本明細書では、合金溶湯を１０２℃／秒以上２×１０４℃／秒以下の平均冷却速度で急冷して作製した合金を「急冷合金」と称することとする。ストリップキャスト法などの急冷法によって作製される急冷合金の厚さは、０．０３ｍｍ以上１０ｍｍ以下の範囲にある。合金溶湯は冷却ロールの接触した面（ロール接触面）から凝固し、ロール接触面から厚さ方向に結晶が柱状に成長してゆく。その結果、上記急冷合金は、短軸方向サイズが０．１μｍ以上１００μｍ以下で長軸方向サイズが５μｍ以上５００μｍ以下のＲ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する結晶相（以下、「Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶相」と略記する場合がある）と、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ結晶相の粒界部分に分散して存在するＲリッチ相（希土類元素Ｒの濃度が相対的に高い相）などを含有する微細結晶組織を有するようになる。Ｒリッチ相は希土類元素Ｒの濃度が比較的に高い非磁性相であり、その厚さ（任意断面における粒界相の幅に相当する）は１０μｍ以下である。
【０００６】
急冷合金は、従来のインゴット鋳造法（金型鋳造法）によって作製された合金（インゴット合金）に比較して、相対的に短時間で冷却されているため、組織が微細化され、結晶粒径が小さい。また、結晶粒が微細に分散して粒界の面積が広く、Ｒリッチ相は粒界内を薄く広がっているため、Ｒリッチ相の分散性にも優れる。
【０００７】
このような急冷合金を前述の方法で粉砕した後、粉末をプレス装置で圧縮成形し、粉末の成形体を作製する。この成形体を焼結することにより、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石を得ることができる。
【０００８】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金の粉末成形体は、例えば１０００〜１１００℃の温度で焼結される。焼結過程は、粉末中に含まれる比較的融点の低いＲリッチ相が液相に変化することで促進される。１０００〜１１００℃という高温領域で焼結が進行することによって焼結体が形成された後、引き続いて焼結体の冷却が行われる。このとき、焼結磁石の特性を高めるには、平均冷却速度を１００℃／分以上に早めることによって、液相化していた粒界相を非晶質化することが行われている。焼結体温度を焼結温度から室温にまで低下させる際に、冷却速度を調節することや付加的な熱処理を行うことは、例えば、特許文献３〜１３に記載されている。
【０００９】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の保磁力発現機構はニュークリエーション型であるため、粒界相の状態が保磁力に強く影響する。従来より、焼結直後の平均冷却速度が遅すぎると、粒界相が完全に結晶化してしまい、保磁力が低下することが知られている。すなわち、保磁力の高い焼結磁石を量産するためには、粒界相を完全に非晶質化する必要があり、焼結体を室温レベルにまで冷却する際の平均冷却速度を１００℃／分以上にすることが行われている。
【００１０】
特にＣｏを原料合金に添加した場合は、焼結後の平均冷却速度が遅いと、Ｎｄ（Ｆｅ１−ｘＣｏｘ）２などの強磁性化合物（ｘ＝０．５〜０．７）が粒界相中に析出するため、保磁力が低下してしまうことがある。こうして生成された強磁性化合物は、９００℃を超える高温熱処理を加えることによって非磁性化される場合があるが、このような高温熱処理を行えば、焼結体の粒成長が進行するため、結果的に保磁力が低下してしまうことになる。
【００１１】
一方、従来より、磁石特性を改善する目的で、焼結体に対する４００〜５００℃程度の熱処理（時効処理）が行われている。焼結直後における焼結体の粒界には微細な凹凸が存在し、保磁力の向上を妨げているが、このような焼結体に対して４００〜５００℃程度の熱処理を行えば、粒界相と主相の界面がスムーズなものに変化するため、保磁力が向上する。
【００１２】
【特許文献１】
特公平６−６７２８号公報
【特許文献２】
米国特許第５，３８３，９７８号明細書
【特許文献３】
特開昭６０−７７９６１号公報
【特許文献４】
特開昭６０−１８２１０７号公報
【特許文献５】
特開昭６０−１８４６２６号公報
【特許文献６】
特開昭６１−８７８２５号公報
【特許文献７】
特開昭６１−８１６０５号公報
【特許文献８】
特開昭６１−２５２６０４号公報
【特許文献９】
特開昭６１−２６４１３３号公報
【特許文献１０】
特開平１−２３２７０４号公報
【特許文献１１】
特公平２−１６３６８号公報
【特許文献１２】
特許第２７２００４０号明細書
【特許文献１３】
特許第２９４８２２３号明細書
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、急冷合金から作製した粉末の成形体を焼結した場合は、４００〜５００℃程度の熱処理を付加的に行っても保磁力の改善効果は十分ではなく、更に高い保磁力を達成するためには、粒界相の詳細な分析と改質が求められている。
【００１４】
本発明はかかる諸点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、遷移金属の強磁性化合物が析出しやすい急冷合金を用いながら保磁力の向上した希土類焼結磁石およびその製造方法を提供することにある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明の希土類焼結磁石は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石であって、前記粒界相は、前記主相の表面を薄く覆う非晶質層部分と、前記非晶質層部分によって挟まれた領域に存在する非磁性結晶層部分とを含んでいる。
【００１６】
好ましい実施形態では、任意断面において前記非磁性結晶層部分が前記粒界相中に占める面積の割合が２０％以上である。
【００１７】
好ましい実施形態において、前記主相の平均粒径は、１．５μｍ以上２０μｍ以下である。
【００１８】
好ましい実施形態において、前記非磁性結晶層部分は遷移金属元素を含んでいる。
【００１９】
好ましい実施形態において、ＭｎおよびＳｉの含有濃度が１質量％以下に調節されている。
【００２０】
好ましい実施形態において、前記粒界相の平均厚さは、１ｎｍ以上１００ｎｍ以下である。
【００２１】
好ましい実施形態において、原料合金は急冷合金である。
【００２２】
本発明による希土類焼結磁石の製造方法は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石の製造方法であって、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金の粉末を用意する工程と、前記粉末を１０００℃以上１１００℃以下の温度Ｔ１で焼結することによって焼結体を形成する工程と、前記焼結体を温度Ｔ１から５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、前記焼結体の温度を４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２にまで低下させる工程と、前記焼結体に対する温度Ｔ２での熱処理を０．０１時間以上１００時間以下の間実行する工程とを含む。
【００２３】
本発明による他の希土類焼結磁石の製造方法は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石の製造方法であって、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金の粉末を用意する工程と、前記粉末を１０００℃以上１１００℃以下の温度Ｔ１で焼結することによって焼結体を形成する工程と、前記焼結体を温度Ｔ１から冷却することにより、前記焼結体の温度を４００℃を下回る温度に低下させる工程と、前記焼結体を加熱することにより、４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２よりも高い温度Ｔ３まで前記焼結体の温度を上昇させる工程と、前記焼結体を温度Ｔ３から５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、前記焼結体の温度を温度Ｔ２にまで低下させる工程と、前記焼結体に対する温度Ｔ２での熱処理を０．０１時間以上１００時間以下の間実行する工程とを含む。
【００２４】
本発明による更に他の希土類焼結磁石の製造方法は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石の製造方法であって、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する化合物からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する非晶質の粒界相とを有する焼結体を用意する工程と、前記焼結体を４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２よりも高い温度Ｔ３に加熱した後、５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、前記焼結体の温度を４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２にまで低下させ、その温度での熱処理を０．０１時間以上１００時間以下の間実行する工程とを含む。
【００２５】
前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金の粉末を用意する工程は、原料合金の溶湯を１０２℃／秒以上２×１０４℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することによって急冷合金を作製する工程と、前記急冷合金を粉砕する工程とを包含する。
【００２６】
好ましい実施形態において、前記原料合金の溶湯は、ストリップキャスト法によって冷却される。
【００２７】
好ましい実施形態において、前記急冷合金を粉砕する工程は、水素処理によって前記急冷合金を脆化する工程を含んでいる。
【００２８】
【発明の実施の形態】
本発明者は、急冷合金粉末の成形体を焼結した後に焼結体を冷却する過程を制御すること（制御冷却）によって、従来得られなかった新規な構造を有する粒界相を形成し、それによって保磁力の向上が可能になることを見出し、本発明を想到するに至った。
【００２９】
まず、図１（ａ）から（ｃ）を参照しながら、本発明の基本的な特徴を説明する。
【００３０】
図１（ａ）は、従来の焼結工程における典型的な温度プロファイルを示している。図示する例では、焼結温度Ｔ１が１０８０℃であり、温度Ｔ１での保持時間が６時間である。温度Ｔ１における６時間の熱処理により、粉末成形体は焼結し、焼結体が形成される。この時点での焼結体温度はＴ１であり、粒界部分は液相状態にある。この後、急冷によって焼結体温度はＴ１から急速に低下させられる。このときの平均冷却速度は通常１００℃／分以上、典型的には１５０℃／分程度に設定され、焼結体の粒界相は非晶質化する。図２（ａ）は、非晶質化した粒界相を有する従来の希土類焼結磁石の組織構造を模式的に示す断面図である。
【００３１】
図１（ｂ）は、本発明で採用する焼結および制御冷却の温度プロファイルの一例を示している。本発明では、１０００℃以上１１００℃以下の温度Ｔ１で所定時間の焼結を行った後、温度Ｔ１から５０℃／分以下（好ましくは３０℃／分以下）の平均冷却速度で徐冷し、焼結体の温度を４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２に低下させる。そして、その温度Ｔ２での熱処理を所定時間行った後、室温レベルにまで冷却する。温度Ｔ２で熱処理後の平均冷却速度は、１００℃／分を超える速度で急速に行ってもよい。
【００３２】
図１（ｂ）に示す例では、温度Ｔ１は１０８０℃、温度Ｔ２は６３０℃であり、温度Ｔ１から温度Ｔ２への冷却に６時間かけている。このときの平均冷却速度は１．２５℃／分である。また、温度Ｔ２での熱処理は１２時間実行している。
【００３３】
急冷合金粉末を焼結した後、このようにゆっくりと冷却することにより、焼結体の粒界部分は、図２（ｂ）に示すような構造を有するものとなる。すなわち、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相の表面を薄く覆う非晶質層部分（厚さ：例えば０．１ｎｍ〜１０ｎｍ）と、非晶質層部分によって挟まれた領域に存在する結晶層部分（厚さ：例えば１ｎｍ〜１０ｎｍ）とを含む構造（層状構造）を有する粒界相が形成される。非晶質層部分は、希土類元素を相対的に多く含む領域であり、結晶層部分は遷移金属を含む非磁性領域である。上記の非晶質層部分および結晶層部分の厚さは、結晶粒界の三重点近傍を除いた領域における厚さであり、粒界相の平均厚さは、例えば１．２ｎｍ以上３０ｎｍ以下となる。三重点近傍における厚さは、それぞれ、１０００ｎｍに達する場合があり、三重点を考量すると、粒界相全体の平均厚さは、１ｎｍ以上１００ｎｍ以下となる。
【００３４】
焼結後に急冷を行った場合は、図２（ａ）に示すように、粒界相が非晶質化するとともに、例えばＮｄＣｏ２などの遷移金属の強磁性化合物または強磁性元素が析出する。特に、本発明のように粉末を急冷合金から作製した場合は、遷移金属の強磁性化合物が粒界相中に析出しやすい。ストリップキャスト法などによって作製される急冷合金では、原料合金の溶湯が凝固するまでの時間が短いため、溶湯中に含まれていた遷移金属の分布が完全な平衡状態に達する前に凝固が完了してしまう。その結果、遷移金属が粒界相中に多く存在し、強磁性の化合物を形成しやすくなる。
【００３５】
一方、本発明によれば、急冷合金粉末を用いて焼結体を作製しているにもかかわらず、冷却過程の温度プロファイルを適切に制御することにより、粒界相中に存在する遷移金属を粒界相中央部に位置する非磁性化合物として濃縮することができ、その結果、磁石の保磁力を向上させることができる。特に、本発明では、粒界相の全てが結晶化しておらず、主相の表面を薄い非晶質層が覆っているため、逆磁区の発生が抑えられ、従来の粒界相を備えた焼結磁石よりも高い保磁力が発現すると考えられる。
【００３６】
なお、温度Ｔ１から温度Ｔ２まで焼結体を単調に冷却する変わりに、温度Ｔ１での焼結と温度Ｔ２での熱処理の間に、図１（ｃ）に示すような再過熱処理を行ってもよい。
【００３７】
図１（ｃ）は、本発明で採用する他の焼結工程の熱処理プロファイル例を示している。この例では、焼結後、いったん４００℃を下回る低い温度（典型的には室温レベル）まで焼結体温度を低下させる。このときの平均冷却速度は従来のように１００℃／分を超えてもよい。次に、温度Ｔ２を超える温度Ｔ３（８００℃以上１０００℃以下の範囲に設定される）まで焼結体を再加熱し、所定の時間保持した後、５０℃／分以下の平均冷却速度で焼結体を冷却（制御冷却）し、焼結体温度をＴ２に低下させ、温度Ｔ２て所定時間保持する。図１（ｃ）の例では、温度Ｔ３は７５０℃であり、温度Ｔ３での保持時間は８時間、温度Ｔ２は６３０℃であり、温度Ｔ２での保持時間は１２時間である。
【００３８】
図１（ｃ）に示す温度プロファイルのうち、再過熱処理を行う前の焼結に関する部分は、図１（ａ）に示す温度プロファイルと同様であるため、焼結後、４００℃を下回る低い温度（典型的には室温レベル）まで焼結体温度を低下させた時点では、焼結体の粒界相の全体が非晶質化しており、従来の焼結体と同様の状態にある。図１（ｃ）の例では、このような焼結体に対して、再加熱処理および制御冷却処理を連続的に行うことにより、粒界相の構成を、上述した構造（非晶質層部分に囲まれた領域に非磁性結晶部分が存在する構造）に変化させることができる。言い換えると、このような再加熱処理を、市場に出回っている焼結磁石に対して行うことにより、その焼結磁石の粒界相の構造を変化させ、本発明の焼結磁石を得ることが可能にある。
【００３９】
８００℃〜１０００℃の再加熱処理を行っている間に焼結体の粒界部分は液相化し、原子が拡散する。そして、その後の徐冷過程で粒界相の中央部に非磁性の結晶部分が成長する。このとき、粒界相中に存在した遷移金属は粒界相中央部の非磁性結晶中に取り込まれるため、保磁力低下の原因となる強磁性化合物は形成されなくなる。更に、その後の温度Ｔ２での熱処理により、強磁性化合物の非磁性化が更に進行し、非磁性化合物が安定化すると考えられる。
【００４０】
このような再加熱処理および制御冷却の過程で生じている現象と同様の現象が、図１（ｂ）に示す熱処理（制御冷却過程）でも生じていると考えられる。両者の間にある相違点は、一度非晶質化した粒界相を液相化するか否かの点にある。
【００４１】
なお、図２（ｂ）に示す粒界相と主相との界面はスムーズではないが、更に、４３０℃以上６００℃以下の範囲での公知の時効処理を行うことにより、主相と粒界相との界面の形状をスムーズにすることが可能である。図２（ｃ）は、時効処理後における粒界相およびその近傍を模式的に示している。このような時効処理によって界面が整合すると、更に保磁力が向上することになる。
【００４２】
以下、図面を参照しながら、本発明の好ましい実施形態を説明する。
【００４３】
［原料合金］
まず、図３に示す単ロール式ストリップキャスター（急冷装置）を用いて、所望の組成を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石用合金の原料合金を用意する。図３の急冷装置は、その内部を真空状態もしくは不活性ガス雰囲気での減圧状態にすることができる急冷室１を有しており、急冷室１の内部には、合金原料を溶解し、合金溶湯２を形成するための溶解炉３と、溶解炉３から供給される合金溶湯２を急冷・凝固させるための冷却ロール５と、溶解炉３から冷却ロール５に合金溶湯３を導くシュート（タンディッシュ）４と、凝固して冷却ロール５から剥離した薄帯状の合金７を回収するための回収容器８とが設けられている。
【００４４】
溶解炉３は、合金原料を溶融することによって作製した溶湯２をシュート４に対して略一定の供給量で供給することができる。この供給量は、溶解炉３を傾ける動作を制御することなどによって、任意に調節することができる。
【００４５】
冷却ロール５は、その外周面が銅などの熱伝導性の良好な材料から形成されており、例えば直径３０ｃｍ〜１００ｃｍで幅が１５ｃｍ〜１００ｃｍの寸法を有する。冷却ロール５の冷却はロール内部に通水することによって行なわれる。冷却ロール５は、不図示の駆動装置によって所定の回転速度で回転することができる。この回転速度を制御することによって、冷却ロール５の周速度を任意に調節することができる。この急冷装置による平均冷却速度は、冷却ロール５の回転速度などを選択することにより、例えば１０２℃／秒〜２×１０４℃／秒の範囲で制御可能である。
【００４６】
シュート４の先端部は、冷却ロール５の最頂部とロールの中心とを結ぶ線に対してある程度の角度θを持った位置に配置される。シュート４上に供給された合金溶湯２は、シュート４の先端部から冷却ロール５に供給される。
【００４７】
シュート４は、セラミックス等で構成され、溶解炉３から所定の流量で連続的に供給される合金溶湯２を一時的に貯湯するようにして流速を遅延し、合金溶湯２の流れを整流することができる。
【００４８】
シュート４を用いることによって、冷却ロール５の胴長方向（軸線方向）において、一定幅にわたって略均一な厚さに広げた状態で、合金溶湯２を供給することができる。シュート４は上記機能に加え、冷却ロール５に達する直前の合金溶湯２の温度を調整する機能をも有する。シュート４上における合金溶湯２の温度は、液相線温度よりも１００℃以上高い温度であることが望ましい。合金溶湯２の温度が低すぎると、急冷後の合金特性に悪影響を及ぼす初晶が局所的に核発生し、これが凝固後に残存してしまうことがあるからである。シュート４上での溶湯滞留温度は、溶解炉３からシュート４に注ぎ込む時点での溶湯温度やシュート３自体の熱容量などを調節によって制御することができるが、必要に応じてシュート加熱設備（不図示）を設けても良い。
【００４９】
上記の急冷装置を用いて、例えばＮｄ：３３質量％、Ｄｙ：１．０質量％、Ｃｏ：１．０質量％、Ｂ：１．０質量％、残部Ｆｅおよび不可避不純物（ＭｎおよびＳｉは０．１質量％以下）からなる組成の合金を溶融し、合金溶湯を形成する。この合金溶湯を１３５０℃に保持した後、冷却ロールの表面と接触させ、合金溶湯を急冷し、厚さ約０．１〜５ｍｍのフレーク状合金鋳塊を得た。このときの急冷条件は、ロール周速度約１〜３ｍ／秒、平均冷却速度１０２〜２×１０４℃／秒とした。
【００５０】
こうして作製した急冷合金鋳片を、次の水素粉砕前に１〜１０ｍｍの大きさのフレーク状に粉砕する。なお、ストリップキャスト法による原料合金の製造方法は、例えば米国特許第５，３８３，９７８号明細書にも開示されている。
【００５１】
［第１粉砕工程］
上記のフレーク状に粗く粉砕された原料合金鋳片を複数の原料パック（例えばステンレス鋼製）に充填し、ラックに搭載する。この後、原料パックが搭載されたラックを水素炉の内部へ挿入する。次に、水素炉の蓋体を閉じて、水素脆化処理（以下、「水素粉砕処理」と称する場合がある）工程を開始する。水素粉砕処理は、例えば図４に示す温度プロファイルに従って実行する。図４の例では、まず真空引き過程Ｉを０．５時間実行した後、水素吸蔵過程ＩＩを２．５時間実行する。水素吸蔵過程ＩＩでは、炉内に水素ガスを供給し、炉内を水素雰囲気にする。そのときの水素圧力は、２００〜４００ｋＰａ程度が好ましい。
【００５２】
続いて、０〜３Ｐａ程度の減圧下で脱水素過程ＩＩＩを５．０時間実行した後、アルゴンガスを炉内に供給しつつ、原料合金の冷却過程ＩＶを５．０時間実行する。
【００５３】
冷却過程ＩＶにおいて炉内の雰囲気温度が比較的に高い段階（例えば、１００℃を超えるとき）では、常温の不活性ガスを水素炉の内部に供給し、冷却する。その後、原料合金温度が比較的低いレベルに低下した段階（例えば、１００℃以下のとき）で、常温よりも低い温度（例えば室温マイナス１０℃程度）に冷却した不活性ガスを水素炉１０内部に供給することが冷却効率の観点から好ましい。アルゴンガスの供給量は、１０〜１００Ｎｍ３／ｍｉｎ程度にすればよい。
【００５４】
原料合金の温度が２０〜２５℃程度にまで低下したら、ほぼ常温（室温よりも低いが、室温との差が５℃以下の範囲の温度）の不活性ガスを水素炉内部に送風し、原料の温度が常温レベルに達するのを待つことが好ましい。こうすることによって、水素炉の蓋体を開放した際に、炉内部で結露が生じる事態を避けることができる。結露によって炉内部に水分が存在していると、真空引き工程でその水分が凍結・気化するため、真空度を上昇させにくくなり、真空引き過程Ｉに要する時間が長くなってしまうので好ましくない。
【００５５】
水素粉砕後の粗粉砕合金粉末を水素炉から取り出す際、粗粉砕粉が大気と接触しないように、不活性雰囲気下で取り出し動作を実行することが好ましい。そうすれば、粗粉砕粉が酸化・発熱することが防止され、磁石の磁気特性が向上するからである。次に、粗粉砕された原料合金は複数の原料パックに充填され、ラックに搭載される。
【００５６】
上記水素処理によって、希土類合金は例えば０．１ｍｍ〜数ｍｍ程度の大きさに粉砕され、その平均粒径は５００μｍ以下となる。水素粉砕後、脆化した原料合金をロータリクーラなどの冷却装置によって、より細かく解砕するともに冷却することが好ましい。比較的高い温度状態のまま原料を取り出す場合は、ロータリクーラなどによる冷却処理の時間を相対的に長くすれば良い。
【００５７】
水素粉砕により作製した粗粉砕粉の表面には、Ｎｄ等の希土類元素が多く露出しており、非常に酸化されやすい状態にある。次の微粉砕工程の前に、ステアリン酸亜鉛を粉砕補助剤として０．０４質量％程度添加する。
【００５８】
［第２粉砕工程］
次に、第１粉砕工程で作製された粗粉砕粉に対してジェットミル装置を用いて微粉砕を実行する。本実施形態では、超微粉除去に適したサイクロン分級機が粉砕機に接続されている。
【００５９】
以下、図５を参照しながら、ジェットミル装置を用いて行う微粉砕工程（第２粉砕工程）を詳細に説明する。
【００６０】
図示されるジェットミル装置１０は、第１粉砕工程で粗く粉砕された希土類合金（被粉砕物）を供給する原料投入機１２と、原料投入機１２から投入された被粉砕物を粉砕する粉砕機１４と、粉砕機１４で被粉砕物を粉砕して得られた粉体を分級するサイクロン分級機１６と、サイクロン分級機１６によって分級された所定の粒度分布を有する粉末を集める回収タンク１８とを備えている。
【００６１】
原料投入機１２は、被粉砕物を収容する原料タンク２０と、原料タンク２０からの被粉砕物の供給量をコントロールするモータ２２と、モータ２２に接続されたスパイラル状の供給機（スクリューフィーダ）２４とを有している。
【００６２】
粉砕機１４は、縦長の略円筒状の粉砕機本体２６を有しており、粉砕機本体２６の下部には、不活性ガス（例えば窒素）を高速で噴出させるノズルを取り付けるための複数のノズル口２８が設けられている。粉砕機本体２６の側部には、粉砕機本体２６内に被粉砕物を投入するための原料投入パイプ３０が接続されている。
【００６３】
原料投入パイプ３０には、供給する被粉砕物を一旦保持し粉砕機１４内部の圧力を閉じ込めるためのバルブ３２が設けられており、バルブ３２は、一対の上バルブ３２ａと下バルブ３２ｂとを有している。供給機２４と原料投入パイプ３０とはフレキシブルパイプ３４によって連結されている。
【００６４】
粉砕機１４は、粉砕機本体２６の内部上方に設けられた分級ロータ３６と、粉砕機本体２６の外部上方に設けられモータ３８と、粉砕機本体２６の上方に設けられた接続パイプ４０とを有している。モータ３８は分級ロータ３６を駆動し、接続パイプ４０は分級ロータ３６で分級された粉体を粉砕機１４の外部に排出する。
【００６５】
粉砕機１４は、支持部となる複数の脚部４２を備えている。粉砕機１４の外周近傍には基台４４が配設され、粉砕機１４は、脚部４２によって基台４４上に載置される。本実施形態では、粉砕機１４の脚部４２と基台４４との間には、ロードセルなどの重量検出器４６が設けられる。この重量検出器４６からの出力に基づいて、制御部４８はモータ２２の回転数を制御し、それによって被粉砕物の投入量をコントロールすることができる。
【００６６】
サイクロン分級機１６は、分級機本体６４を有し、分級機本体６４の内部には、排気パイプ６６が上方から挿入されている。分級機本体６４の側部には、分級ロータ３６で分級された粉体を導入する導入口６８が設けられ、導入口６８はフレキシブルパイプ７０によって接続パイプ４０と接続されている。分級機本体６４の下部には取出口７２が設けられ、この取出口７２に所望の微粉砕粉末の回収タンク１８が接続されている。
【００６７】
フレキシブルパイプ３４および７０は、樹脂もしくはゴムなどによって構成されたもの、または剛性の高い材料を蛇腹状もしくはコイル状に構成することによって柔軟性を持つように構成されたものであることが好ましい。このような柔軟性のあるパイプ３４および７０を用いると、原料タンク２０、供給機２４、分級機本体６４、および回収タンク１８の重量変化が粉砕機１４の脚部４２には伝達されない。そのため、脚部４２に設けた重量検出器４６によって重量を検出すれば、粉砕機１４内に滞留した被粉砕物の重量やその変化量を正確に検知でき、粉砕機１４内に供給する被粉砕物の量を正確に制御することができる。
【００６８】
次に、上記のジェットミル装置１０による粉砕方法を説明する。
【００６９】
まず、被粉砕物を原料タンク２０に投入する。原料タンク２０内の被粉砕物は、供給機２４によって粉砕機１４へ供給される。このとき、モータ２２の回転数を制御することによって被粉砕物の供給量を調節することができる。供給機２４から供給される被粉砕物は、バルブ３２において一旦堰き止められる。ここで一対の上バルブ３２ａ、下バルブ３２ｂは、交互に開閉動作を行っている。すなわち、上バルブ３２ａが開のとき、下バルブ３２ｂは閉状態となり、上バルブ３２ａが閉状態のとき、下バルブ３２ｂは開状態となる。このように一対のバルブ３２ａ、３２ｂを交互に開閉することによって、粉砕機１４内の圧力が原料投入機１２側に漏れないようにすることができる。その結果、被粉砕物は、上バルブ３２ａが開状態となったときに一対の上バルブ３２ａと下バルブ３２ｂとの間に供給される。そして、次に下バルブ３２ｂが開状態となったときに、原料投入パイプ３０に導かれ、粉砕機１４内に導入されることになる。バルブ３２は制御回路４８とは別のシーケンス回路（図示せず）によって高速に駆動され、被粉砕物が粉砕機１４内に連続的に供給される。
【００７０】
粉砕機１４内に導入された被粉砕物は、ノズル口２８からの不活性ガスの高速噴射によって粉砕機１４内に巻き上げられ、装置内で高速気流とともに旋回する。そして、被粉砕物同士の相互衝突によって細かく粉砕される。
【００７１】
このようにして微粉砕された粉末粒子は上昇気流に乗って分級ロータ３６に導かれ、分級ロータ３６で分級され、粗い粉体は再度粉砕されることになる。一方、所定粒径以下に粉砕された粉体は、接続パイプ４０、フレキシブルパイプ７０を経由して導入口６８からサイクロン分級機１６の分級機本体６４内に導入される。分級ロータ３６を用いることにより、粒度分布のピークを示す粒径よりも粒径の大きな粉末粒子を効率的に除去することができる。最終的に得られる粉末中に粒径１０μｍを超える粗い粉末粒子が多く存在していると、焼結磁石の保磁力が低下してしまうため、分級ロータ３６を用いて粒径１０μｍを超える粉末粒子を低減することが好ましい。本実施形態では、最終的に得られる粉末において、粒径１０μｍを超える粒子の粉末全体の粒子体積の１０％以下に調節している。
【００７２】
分級機本体１６内では、所定粒径以上の相対的な大きな粉末粒子が下部に設置された回収タンク１８に堆積されるが、超微粉は不活性ガス気流とともに排気パイプ６６から外部に排出される。本実施形態では、排気パイプ６６を通じて超微粉を除去し、それによって回収タンク１８で捕集する粉末に占める超微粉（粒径：１．０μｍ以下）の体積比率を低減する。好ましい実施形態において、超微粉（粒径：１．０μｍ以下）の体積比率は１０％以下に調節される。
【００７３】
このようにしてＲリッチな超微粉が取り除かれると、焼結磁石中の希土類元素Ｒが酸素との結合に消費される量を少なくし、磁石特性を向上させることができる。
【００７４】
上述のように本実施形態では、ジェットミル装置（粉砕機１４）の後段に接続する分級機としてブローアップ付きのサイクロン分級機１６を用いている。このようなサイクロン分級機１６によれば、所定粒径以下の超微粉は回収タンク１８に捕集されることなく反転上昇し、パイプ６６から装置外へ排出される。
【００７５】
パイプ６６から装置外へ取り除く微粉の粒径は、サイクロンの各部パラメータを適切に規定し、不活性ガス流の圧力を調整することによって制御することができる。
【００７６】
本実施形態によれば、平均粒径（ＦＳＳＳ粒径）が例えば４．０μｍ以下であり、しかも、粒径１．０μｍ以下の超微粉の体積が粉末全体の体積の１０％以下である合金粉末を得ることができる。
【００７７】
粉砕工程における酸化をできる限り抑制するためには、微粉砕を行う際に用いる高速気流ガス（不活性ガス）中の酸素量を、例えば１０００〜２００００体積ｐｐｍ程度の範囲内に抑えることが好ましく、５０００〜１００００体積ｐｐｍ程度に低く抑えることが更に好ましい。高速気流ガス中の酸素濃度を制御する微粉砕方法は、特公平６−６７２８号公報に記載されている。
【００７８】
上述のように微粉砕時における雰囲気中に含まれる酸素の濃度を制御することによって、微粉砕後における合金粉末の酸素含有量を全体の６０００質量ｐｐｍ以下に調整することが好ましい。希土類合金粉末中の酸素量含有量が６０００質量ｐｐｍを超えて多くなりすぎると、焼結磁石中において非磁性酸化物の占める割合が増加し、最終的な焼結磁石の磁気特性が劣化してしまうからである。
【００７９】
なお、本実施形態では、Ｒリッチな超微粉を適切に除去しているため、微粉砕時の不活性ガス雰囲気中における酸素濃度を調節することによって、粉末の酸素濃度を６０００質量ｐｐｍ以下に制御することが可能であるが、もしもＲリッチ超微粉の除去を実行せずに、超微粉の体積比率が全体の１０％を超えてしまうと、如何に不活性ガス雰囲気中の酸素濃度を低減しても最終的に得られる粉末中の酸素濃度は６０００質量ｐｐｍを超えてしまうことになる。ただし、大気雰囲気で粉末を成形する場合には、成形体の酸化・発熱を抑制するため、粉末に３５００質量ｐｐｍ以上の酸素を含有させることが好ましい。
【００８０】
なお、本実施形態では図５に示す構成を備えたジェットミル装置１０を用いて第２粉砕工程を実行したが、本発明はこれに限定されず、他の構成を備えたジェットミル装置、あるいはその他のタイプの微粉砕装置（例えばアトライタやボールミル粉砕機）を用いてもよい。また、超微粉を除去するための分級機として、サイクロン分級機以外の分級機を用いても良い。
【００８１】
［潤滑剤の添加］
上記の方法で作製した原料合金の粉末に対して、脂肪酸エステルなどを主成分とする液体潤滑剤やバインダを添加する。例えばロッキングミキサーなどの装置を用い、不活性雰囲気中で潤滑剤を例えば０．１５〜５．０質量％添加・混合することが好ましい。脂肪酸エステルとしては、カプロン酸メチル、カプリル酸メチル、ラウリン酸メチルなとが挙げられる。重要な点は、後の工程で潤滑剤が揮発し、除去され得ることにある。また、潤滑剤それ自体が合金粉末と均一に混合しにくい固形状のものである場合は、溶剤で希釈して用いれば良い。溶剤としては、イソパラフィンに代表される石油系溶剤やナフテン系溶剤等を用いることができる。潤滑剤添加のタイミングは任意であり、微粉砕前、微粉砕中、微粉砕後の何れであっても良い。液体潤滑剤は、粉末粒子の表面を被覆し、粒子の酸化防止効果を発揮する。また、液体潤滑剤は、プレスに際して成形体の密度を均一化して粉末粒子間の摩擦を低減し、圧縮性を改善するとともに、配向の乱れを抑制する機能をも発揮する。また、ステアリン酸亜鉛などの固体潤滑剤を用いる場合、微粉砕前に添加し、粉砕時に混合することができる。この混合は、微粉砕後にロッキングミキサーで行ってもよい。
【００８２】
［プレス成形］
次に、公知のプレス装置を用い、上述の方法で作製した磁性粉末を配向磁界中で成形する。本実施形態では、磁界中での配向性を高めるため、プレス圧力を５〜１００ＭＰａ、好ましくは１５〜４０ＭＰａの範囲内に調節する。プレス成形が終了した後、粉末の成形体は下パンチによって押し上げられ、プレス装置の外部へ取り出される。
【００８３】
次に、成形体は、例えばモリブデン材料から形成された焼結用台板に載せられて台板とともに焼結ケースへ搭載される。焼結体を搭載した焼結ケースは焼結炉内に移送され、その炉内で焼結工程を行う。
【００８４】
本実施形態における焼結工程は、バッチ炉や連続炉の何れを用いて行っても良い。本発明の好ましい実施形態では、図１（ｂ）および（ｃ）に示すようなプロファイルで成形体（焼結体）の温度が変化するように焼結炉のヒータや冷却機構を制御する。
【００８５】
なお、図１（ｂ）および（ｃ）に示す温度プロファイルは、本発明で採用しえる一例に過ぎない。温度Ｔ１およびＴ３に保持する時間は、それぞれ、０．５〜１００時間および０．０１〜１００時間の範囲内で適宜決定される。なお、温度Ｔ２での保持時間は、前述の通り、０．０１時間以上１００時間以下の範囲内で設定され、好ましくは、０．５時間以上５０時間以下に設定される。
【００８６】
また、焼結温度Ｔ１に昇温するまでの温度プロファイルは、図１（ｂ）および（ｃ）に示すようなものに限定されず、焼結温度Ｔ１に達する前の温度で所定時間保持するような複数ステップの熱処理を行ってもよい。本発明にとって重要な点は、液相化された粒界相の冷却プロセスを制御することによって図２（ｂ）に示す構造の粒界相を形成することにある。なお、焼結温度Ｔ１における保持時間を短くして主相の粒成長を抑制するため、焼結温度Ｔ１に達する前に８００℃前後の温度で所定時間（例えば０．５〜６時間）だけ脱水素工程を行うことが好ましい。
【００８７】
焼結のための熱処理を行うときの炉内の雰囲気は、成形体の粉末と反応しにくいガス（アルゴンガスなどの不活性ガス）が用いられる。また、雰囲気ガスの圧力は大気圧よりも低く設定されることが好ましく、例えば１７Ｐａ以下に減圧される。
【００８８】
本実施形態の焼結工程の後、最終的に室温レベルまで冷却された焼結体に対しては、その後、切断加工、研磨加工、保護膜堆積などの処理が適宜実施される。
【００８９】
［合金組成］
希土類元素Ｒとして、具体的には、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｌｕの少なくとも一種類の元素を用いることが好ましい。充分な磁化を得るには、希土類元素Ｒのうちの５０原子％以上がＰｒまたはＮｄの何れかまたは両方によって占められることが好ましい。
【００９０】
希土類元素Ｒが８原子％を下回ると、α−Ｆｅ相の析出によって保磁力が低下するおそれがある。また、希土類元素Ｒが１８原子％を超えると、目的とする正方晶Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物以外にＲリッチの第２相が多く析出し、磁化が低下するおそれがある。このため、希土類元素Ｒは、全体の８〜１８原子％の範囲内にあることが好ましい。
【００９１】
磁石特性向上のため、Ｆｅの一部をＣｏで置換しても良い。Ｃｏの添加は、特に急冷合金を用いる場合に粒界相における強磁性化合物の析出を招いて保磁力低下を引き起こしやすいが、本発明によれば、０．５原子％以上のＣｏ添加をした場合でも、強磁性のＣｏ化合物はほとんど形成されず、保磁力の向上が実現する。Ｆｅと置換する遷移金属元素として、Ｃｏ以外に、Ｎｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｍｂ、Ｍｏなどの遷移金属元素が用いられ得る。遷移金属元素全体のうち、Ｆｅの占める割合は５０原子％以上であることが好ましい。Ｆｅの割合が５０原子％を下回ると、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物の飽和磁化そのものが減少するからである。
【００９２】
Ｂおよび／またはＣは、正方晶Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を安定的に析出するために必須である（特にＢは必須である）。Ｂおよび／またはＣの添加量が３原子％未満ではＲ２Ｔ１７相が析出するため保磁力が低下し、減磁曲線の角型性が著しく損なわれる。また、Ｂおよび／またはＣの添加量が２０原子％を超えると、磁化の小さな第２相が析出してしまう。
【００９３】
粉末の磁気的な異方性をより高めるためには、他の添加元素Ｍを付与してもよい。添加元素Ｍとしては、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗからなる群から選択された少なくとも１種類の元素が好適に使用される。このような添加元素Ｍは全く添加されなくても良い。添加する場合は、添加量を３原子％以下にすることが好ましい。添加量が３原子％を超えると、強磁性ではなく第２相が析出して磁化が低下するからである。なお、磁気的に等方性の磁粉を得るには添加元素Ｍは不要だが、固有保磁力を高めるためにＡｌ、Ｃｕ、Ｇａ等を添加してもよい。
【００９４】
［実施例と比較例］
本実施例では、３３質量％のＮｄ、１．０質量％のＤｙ、１．０質量％のＣｏ、１．０質量％のＢ、およびＦｅ（残余）を含有する合金の溶湯をストリップキャスト法で冷却凝固させた。
【００９５】
上記の急冷合金を、前述した粉砕方法によって粉砕し、平均粒径（ＦＳＳＳ粒度）２．８〜４．０μｍ程度の微粉砕粉を作製した。粒度分布の測定は、ｓｙｍｐａｔｅｃ社製の粒度分布測定装置（品番ＨＥＬＯＳ　Ｐａｒｔｉｃｌｅ　Ｓｉｚｅ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて行った。この粒度分布測定装置は、高速スキャンされるレーザビームが粒子によって遮れたときに透過光量の減少が生じることを利用し、レーザビームが粒子を通過するのに要した時間から粒径を直接的に求めることができる。
【００９６】
次に、これらの粉末に対して、０．３質量％のカプロン酸メチルを石油系溶剤で希釈したものを添加し、混合してから、金型プレス装置によってプレス成形することにより、横２０ｍｍ×縦２０ｍｍ×高さ１０ｍｍのサイズを持つ粉末成形体を作製した。ブレス圧力は約３５ＭＰａとして、成形密度は４．５ｇ／ｃｍ３とした。プレスに際し、１軸圧縮方向に対して垂直な方向の配向磁界（１．０ＭＡ／ｍ）を印加した。
【００９７】
プレス後、アルゴン雰囲気（圧力：２Ｐａ）中で成形体を焼結した。焼結条件は以下の通りである。
【００９８】
室温から温度Ｔ１（＝１０８０℃）の昇温速度：３℃／分）
温度Ｔ１での保持時間：６時間
温度Ｔ１から温度Ｔ２（＝６３０℃）への冷却速度：１．２５℃／分）
温度Ｔ２での保持時間：１２時間
温度Ｔ２から室温の冷却速度：８０℃／分）
【００９９】
本実施例で得られた焼結磁石の保磁力ｉＨｃは、１２３２ｋＡ／ｍ、残留磁束密度Ｂｒは１．３５Ｔであった。
【０１００】
次に、比較例として、同じ条件で作製した粉末成形体を用い、以下の熱処理条件で焼結工程を行った。
【０１０１】
室温から温度Ｔ１（＝１０８０℃）の昇温速度：３℃／分）
温度Ｔ１での保持時間：６時間
温度Ｔ１から室温（＝２０℃）の冷却速度：８０℃／分）
時効処理：温度６３０℃で１２時間
【０１０２】
こうして得られた比較例の焼結磁石の保磁力は、ｉＨｃが１１５９ｋＡ／ｍ、残留磁束密度Ｂｒが１．３５Ｔであった。
【０１０３】
実施例と比較例とを比べると、保磁力は同等だが、実施例では保磁力が約６％向上していることがわかる。
【０１０４】
実施例および比較例の焼結磁石について、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）による観察を行った。図６および図７は、それぞれ、実施例および比較例についてのＴＥＭ写真である。ＴＥＭ写真に示す部位１および３は主相領域を示し、部位２は粒界を示している。図６のＴＥＭ写真からわかるように、実施例の粒界相には、主相に接する側に非晶質層部分（厚さ：０．１ｎｍ〜１０ｎｍ）が存在するとともに、非晶質層部分によって挟まれた領域（粒界相の中央部）に結晶層部分（厚さ：１ｎｍ〜１０ｎｍ）が存在している。これに対して、図７のＴＥＭ写真からわかるように、比較例の粒界相は全体的に非晶質である。この非晶質層部分および結晶層部分の厚さは、結晶粒界の三重点を含まない場合の値であり、三重点近傍では、それぞれ、１０００ｎｍに達する場合がある。
【０１０５】
本実施例のＴＥＭ写真を解析したところ、本発明による希土類焼結磁石の任意断面においては、非磁性結晶層部分が粒界相中に占める面積の割合が２０％以上であり、主相の平均粒径は、１．５μｍ以上２０μｍ以下であった。粒界相の平均厚さは、１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であった。
【０１０６】
なお、本明細書における主相の平均結晶粒径は、ＪＩＳ　Ｈ０５０１に規定される方法によって測定した値を示している。
【０１０７】
【発明の効果】
本発明によれば、焼結後の熱処理を最適化することにより、粒界相中に存在する遷移金属が非磁性化合物として粒界相中心部で結晶化し、その周囲に非晶質層が形成される。このような構造の粒界相は、逆磁区の発生を抑えるため、保磁力が向上した希土類磁石が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）は、従来技術における焼結工程の温度プロファイルを示すグラフであり、（ｂ）は、本発明の第１の態様における焼結工程の温度プロファイルを示すグラフであり、（ｃ）は、本発明の第２の態様における焼結工程の温度プロファイルを示すグラフである。各グラフとも、縦軸が温度、横軸が時間を示している。
【図２】（ａ）は、従来の希土類焼結磁石における粒界相およびその近傍を模式的に示す断面図でり、（ｂ）は、本発明の希土類焼結磁石における粒界相およびその近傍を模式的に示す断面図であり、（ｃ）は本発明の焼結磁石の時効処理後における粒界相およびその近傍を模式的に示す断面図ある。
【図３】本発明の実施形態に好適に用いられる単ロール式ストリップキャスターの構成を示す図である。
【図４】本発明における粗粉砕工程で実行する水素粉砕処理の温度プロファイルの一例を示すグラフである。
【図５】本発明における微粉砕工程を行うために好適に用いられるジェットミル装置の構成を示す断面図である。
【図６】本発明の実施例における焼結磁石の断面組織構造を示すＴＥＭ写真である。
【図７】比較例における焼結磁石の断面組織構造を示すＴＥＭ写真である。
【符号の説明】
１　　急冷室
２　　合金溶湯
３　　溶解炉
４　　シュート（タンディッシュ）
５　　冷却ロール
７　　急冷凝固合金
８　　回収容器
１０　　ジェットミル装置
１２　　原料投入機
１４　　粉砕機
１６　　サイクロン分級機
１８　　回収タンク
２０　　原料タンク
２２　　モータ
２４　　供給機（スクリューフィーダ）
２６　　粉砕機本体
２８　　ノズル口
３０　　原料投入パイプ
３２　　バルブ
３２ａ　上バルブ
３２ｂ　下バルブ
３４　　フレキシブルパイプ
３６　　分級ロータ
３８　　モータ
４０　　接続パイプ
４２　　脚部
４４　　基台
４６　　重量検出器
４８　　制御部
６４　　分級機本体
６６　　排気パイプ
６８　　導入口
７０　　フレキシブルパイプ
７２　　取出口
【図１】
2004111481.tif 000003
【図２】
2004111481.tif 000004
【図３】
2004111481.tif 000005
【図４】
2004111481.tif 000006
【図５】
2004111481.tif 000007
【図６】
2004111481.tif 000008
【図７】
2004111481.tif 000009