(57)【要約】【課題】従来の重希土類元素添加系の保磁力を維持しつつ、重希土類元素の使用量を減少させる。【解決手段】本発明の希土類合金は、１１原子％以上１８原子％以下のＲ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の内から選択される少なくとも１種の希土類元素）と、５原子％以上１２原子％以下のＱ（Ｑはボロンまたはボロンと炭素との混合物）と、０原子％超６原子％未満のＭ（Ｍは、ＶおよびＭｏの内の少なくとも１種の元素）とを含み、Ｔ（Ｔは、ＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の少なくとも１種の遷移金属元素との混合物）、必要に応じて添加される微量添加元素および不純物が残部を占める組成を有するとともに、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造の主相を有し、主相中にＭが過飽和に固溶している。【選択図】  図４Ａ
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
１１原子％以上１８原子％以下のＲ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の内から選択される少なくとも１種の希土類元素）と、５原子％以上１２原子％以下のＱ（Ｑはボロンまたはボロンと炭素との混合物）と、０原子％超６原子％未満のＭ（Ｍは、ＶおよびＭｏの内の少なくとも１種の元素）とを含み、Ｔ（Ｔは、ＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の少なくとも１種の遷移金属元素との混合物）、必要に応じて添加される微量添加元素および不純物が残部を占める組成を有するとともに、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造の主相を有し、前記主相中にＭが過飽和に固溶している、希土類合金。
【請求項２】
前記微量添加元素は、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、ＣｒおよびＮｂからなる群から選択される少なくとも１種の元素である、請求項１に記載の希土類合金。
【請求項３】
Ｆｅ−Ｍ型二元系固溶体を実質的に有しない、請求項１または２に記載の希土類合金。
【請求項４】
Ｍ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相を実質的に有しない、請求項１から３のいずれかに記載の希土類合金。
【請求項５】
ＭはＶ（バナジウム）を含む、請求項１から４のいずれかに記載の希土類合金。
【請求項６】
Ｍの組成比率が２原子％未満である、請求項１から５のいずれかに記載の希土類合金。
【請求項７】
前記少なくとも１種の希土類元素は、少なくとも１種の軽希土類元素ＬＲと、少なくとも１種の重希土類元素ＨＲとを含み、ＨＲはＤｙを含む、請求項１から６のいずれかに記載の希土類合金。
【請求項８】
１１原子％以上１８原子％以下のＲ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の内から選択される少なくとも１種の希土類元素）と、５原子％以上１２原子％以下のＱ（Ｑはボロンまたはボロンと炭素との混合物）と、０原子％超６原子％未満のＭ（Ｍは、ＶおよびＭｏの内の少なくとも１種の元素）とを含み、Ｔ（Ｔは、ＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の少なくとも１種の遷移金属元素との混合物）、必要に応じて添加される微量添加元素および不純物が残部を占める組成を有する合金溶湯を準備する工程と、
前記合金溶湯を７００℃以上１３００℃以下の温度範囲において、１０Ｋ／ｓｅｃ以上１０、０００Ｋ／ｓｅｃ以下の速度で冷却凝固する工程と、
を包含する、希土類合金の製造方法。
【請求項９】
前記微量添加元素は、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、ＣｒおよびＮｂからなる群から選択される少なくとも１種の元素である、請求項８に記載の希土類合金の製造方法。
【請求項１０】
前記合金溶湯を前記冷却凝固する工程は、ストリップキャスト法で実行される、請求項８または９に記載の希土類合金の製造方法。
【請求項１１】
請求項８から１０のいずれかに記載の方法によって製造された希土類合金。
【請求項１２】
１１原子％以上１８原子％以下のＲ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の内から選択される少なくとも１種の希土類元素）と、５原子％以上１２原子％以下のＱ（Ｑはボロンまたはボロンと炭素との混合物）と、０原子％超６原子％未満のＭ（Ｍは、ＶおよびＭｏの内の少なくとも１種の元素）とを含み、Ｔ（Ｔは、ＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の少なくとも１種の遷移金属元素との混合物）、必要に応じて添加される微量添加元素および不純物が残部を占める組成を有するとともに、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造の主相と、Ｍ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相とを少なくとも有し、前記三元系化合物相は前記主相の周辺に偏在している、希土類焼結磁石。
【請求項１３】
前記微量添加元素は、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、ＣｒおよびＮｂからなる群から選択される少なくとも１種の元素である、請求項１２に記載の希土類焼結磁石。
【請求項１４】
ＭはＶ（バナジウム）を含む、請求項１２または１３に記載の希土類焼結磁石。
【請求項１５】
Ｍの組成比率が２原子％未満である、請求項１２から１４のいずれかに記載の希土類焼結磁石。
【請求項１６】
前記少なくとも１種の希土類元素は、少なくとも１種の軽希土類元素ＬＲと、少なくとも１種の重希土類元素ＨＲとを含み、ＨＲはＤｙを含む、請求項１２から１５のいずれかに記載の希土類焼結磁石。
【請求項１７】
前記主相の平均粒径が１μｍ超５μｍ未満である、請求項１６に記載の希土類焼結磁石。
【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系焼結磁石の製造に用いられる希土類合金およびその製造方法ならびに希土類焼結磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】
希土類合金の焼結磁石（永久磁石）は、一般に、希土類合金の粉末をプレス成形し、得られた粉末の成形体を焼結し、必要に応じて時効処理することによって製造される。現在、サマリウム・コバルト系磁石と、ネオジム・鉄・ボロン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、ネオジム・鉄・ボロン系磁石（以下、「Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石」と称する。ＲはＹを含む希土類元素、Ｆｅは鉄、Ｂはボロンである。）は、種々の磁石の中で最も高い最大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。
【０００３】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石は、主にＲ２Ｆｅ１４Ｂの正方晶化合物からなる主相、Ｎｄ等からなるＲリッチ相、およびＢリッチ相から構成されている。なお、Ｆｅの一部がＣｏやＮｉなどの遷移金属と置換されてもよく、Ｂの一部がＣで置換されてもよい。本発明が好適に適用されるＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石は、例えば、特許文献１および特許文献２に記載されている。
【０００４】
このような磁石となるＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金を作製するために、従来は、インゴット鋳造法が用いられてきた。一般的なインゴット鋳造法によると、出発原料である希土類金属、電解鉄およびフェロボロン合金を高周波溶解し、得られた溶湯を鋳型内で比較的ゆっくりと冷却することによって合金インゴットが作製される。
【０００５】
近年、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の内面などと接触させることによって、比較的速く冷却し、合金溶湯から、インゴットよりも薄い凝固合金（「合金フレーク」と称することにする。）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が注目されている。このような急冷法によって作製された合金片の厚さは、一般に、約０．０３ｍｍ以上約１０ｍｍ以下の範囲にある。急冷法によると、合金溶湯は冷却ロールに接触した面（ロール接触面）から凝固し始め、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、ストリップキャスト法などによって作製された急冷合金は、短軸方向のサイズが約０．１μｍ以上約１００μｍ以下で、長軸方向のサイズが約５μｍ以上約５００μｍ以下のＲ２Ｆｅ１４Ｂ結晶相と、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ結晶相の粒界に分散して存在するＲリッチ相とを含有する組織を持つにいたる。Ｒリッチ相は希土類元素Ｒの濃度が比較的高い非磁性相である。
【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い時間（冷却速度：１０Ｋ／ｓｅｃ以上、１０４Ｋ／ｓｅｃ以下）で冷却されているため、組織が微細化され、結晶粒径が小さいという特徴を有している。また、Ｒリッチ相も合金組織内に微細に分散している。これらの特徴が故に、急冷合金を用いることによって、優れた磁気特性を有する磁石を製造することができる。
【０００７】
プレス成形に供される合金粉末は、これらの合金塊（鋳造合金や急冷合金）を、例えば水素化粉砕法および／または種々の機械的粉砕法（例えば、ボールミルやアトライターが用いられる）で粉砕し、得られた粗粉末（例えば、平均粒径１０μｍ〜５００μｍ）を例えばジェットミルを用いた乾式粉砕法で微粉砕することによって得られる。プレス成形に供せられる合金粉末の平均粒径は、磁気特性の観点から、１．５μｍ〜７μｍの範囲内にあることが好ましい。なお、粉末の「平均粒径」は、特にことわらない限り、ここでは、ＦＳＳＳ粒径を指すことにする。
【０００８】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の用途が広がるにつれて、さらなる磁気特性の向上が望まれている。特に、モータ等に用いられるために、保磁力（ＨｃＪ）を向上することが望まれている。
【０００９】
従来から種々の方法が検討されており、ＮｄやＰｒなどの軽希土類元素ＬＲに加えてＤｙ、ＨｏおよびＴｂなどの重希土類元素ＨＲを添加することによって、異方性磁界を高める手法が有力な方法として知られている。
【００１０】
【特許文献１】
米国特許第４，７７０，７２３号明細書
【特許文献２】
米国特許第４，７９２，３６８号明細書
【特許文献３】
特許第２７８７５８０号公報
【特許文献４】
特開２００２−８８４５１号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、重希土類元素は、軽希土類元素よりもさらに高価であり、希土類焼結磁石の価格を上昇させるという問題がある。また、重希土類元素を添加すると残留磁束密度が低下するのでその添加量には限界がある。
【００１２】
重希土類元素の添加に代えて、または、重希土類元素の添加に加えて、Ｖ（特許文献３）を添加する方法やＮｂやＭｏ（特許文献４）を添加する方法も検討されているが、十分な保磁力を得るには至っていない。また、これらの特許文献に記載されている希土類焼結磁石の製造方法は生産性が悪いという問題もある。
【００１３】
本発明は、上記の諸点に鑑みてなされたものであり、本発明の主な目的は、重希土類元素を必須としなくとも従来よりも保磁力の高い希土類焼結磁石を得ることにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明の希土類合金は、１１原子％以上１８原子％以下のＲ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の内から選択される少なくとも１種の希土類元素）と、５原子％以上１２原子％以下のＱ（Ｑはボロンまたはボロンと炭素との混合物）と、０原子％超６原子％未満のＭ（Ｍは、ＶおよびＭｏの内の少なくとも１種の元素）とを含み、Ｔ（Ｔは、ＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の少なくとも１種の遷移金属元素との混合物）、必要に応じて添加される微量添加元素および不純物が残部を占める組成を有するとともに、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造の主相を有し、前記主相中にＭが過飽和に固溶していることを特徴とする。
【００１５】
前記微量添加元素は、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、ＣｒおよびＮｂからなる群から選択される少なくとも１種の元素であることが好ましい。
【００１６】
ある実施形態において、Ｆｅ−Ｍ型二元系固溶体を実質的に有しない。
【００１７】
ある実施形態において、Ｍ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相を実質的に有しない。
【００１８】
ある実施形態において、ＭはＶ（バナジウム）を含む。
【００１９】
ある実施形態において、Ｍの組成比率が２原子％未満である。
【００２０】
ある実施形態において、前記少なくとも１種の希土類元素は、少なくとも１種の軽希土類元素ＬＲと、少なくとも１種の重希土類元素ＨＲとを含み、ＨＲはＤｙを含む。
【００２１】
本発明による希土類合金の製造方法は、１１原子％以上１８原子％以下のＲ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の内から選択される少なくとも１種の希土類元素）と、５原子％以上１２原子％以下のＱ（Ｑはボロンまたはボロンと炭素との混合物）と、０原子％超６原子％未満のＭ（Ｍは、ＶおよびＭｏの内の少なくとも１種の元素）とを含み、Ｔ（Ｔは、ＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の少なくとも１種の遷移金属元素との混合物）、必要に応じて添加される微量添加元素および不純物が残部を占める組成を有する合金溶湯を準備する工程と、前記合金溶湯を１０Ｋ／ｓｅｃ以上１０、０００Ｋ／ｓｅｃ以下の速度で冷却凝固する工程とを包含することを特徴とする。
【００２２】
前記微量添加元素は、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、ＣｒおよびＮｂからなる群から選択される少なくとも１種の元素であることが好ましい。
【００２３】
ある実施形態において、前記合金溶湯を前記冷却凝固する工程は、ストリップキャスト法で実行される。
【００２４】
本発明の希土類合金は、上記のいずれかの方法によって製造されることを特徴とする。
【００２５】
本発明の希土類焼結磁石は、１１原子％以上１８原子％以下のＲ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の内から選択される少なくとも１種の希土類元素）と、５原子％以上１２原子％以下のＱ（Ｑはボロンまたはボロンと炭素との混合物）と、０原子％超６原子％未満のＭ（Ｍは、ＶおよびＭｏの内の少なくとも１種の元素）とを含み、Ｔ（Ｔは、ＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の少なくとも１種の遷移金属元素との混合物）、必要に応じて添加される微量添加元素および不純物が残部を占める組成を有するとともに、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造の主相と、Ｍ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相とを少なくとも有し、前記三元系化合物相は前記主相の周辺に偏在していることを特徴とする。
【００２６】
前記微量添加元素は、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、ＣｒおよびＮｂからなる群から選択される少なくとも１種の元素であることが好ましい。
【００２７】
ある実施形態において、ＭはＶ（バナジウム）を含む。
【００２８】
ある実施形態において、Ｍの組成比率が２原子％未満である。
【００２９】
ある実施形態において、前記少なくとも１種の希土類元素は、少なくとも１種の軽希土類元素ＬＲと、少なくとも１種の重希土類元素ＨＲとを含み、ＨＲはＤｙを含む。
【００３０】
ある実施形態において、前記主相の平均粒径が１μｍ超５μｍ未満である。
【００３１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法の実施形態を説明する。
【００３２】
本発明の実施形態のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石は、１１原子％以上１８原子％以下のＲ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の内から選択される少なくとも１種の希土類元素）と、５原子％以上１２原子％以下のＱ（Ｑはボロンまたはボロンと炭素との混合物）と、０原子％超６原子％未満のＭ（Ｍは、ＶおよびＭｏの内の少なくとも１種の元素）とを含み、Ｔ（Ｔは、ＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の少なくとも１種の遷移金属元素との混合物）、必要に応じて添加される微量添加元素および不純物が残部を占める組成を有するとともに、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造の主相を有し、主相中にＭが過飽和に固溶している合金を用いて製造される。
【００３３】
ここで、希土類元素Ｒは、軽希土類元素ＬＲの少なくとも１種を含む。軽希土類元素ＬＲは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄなどであり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含むことが好ましい。希土類元素Ｒは、少なくとも１種の軽希土類元素とともに、少なくとも１種の重希土類元素を含んでも良く、重希土類元素ＨＲは、Ｙ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕなどであり、Ｄｙ、ＨｏおよびＴｂの内から選ばれる少なくとも１種を含むことが好ましく、特にＤｙが好ましい。
【００３４】
また、遷移金属元素はＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉなどであり、Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅの一部がＮｉおよびＣｏの少なくとも一方で置換されたものが好ましい。
【００３５】
必要に応じて添加される微量添加元素は、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、ＣｒおよびＮｂの少なくとも１種であることが好ましい。添加量は微量添加元素の合計が２原子％以下であることが好ましい。磁気特性の観点からこれら元素の組成比率は上記の範囲にあることが好ましい。この基本的な組成比率は公知である。
【００３６】
本発明による実施形態の合金の特徴は、０原子％超６原子％未満のＭ（Ｍは、ＶおよびＭｏの内の少なくとも１種の元素）を含み、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造の主相中にＭが過飽和に固溶していることにある。同じ組成の合金溶湯を用いても、鋳造法で合金塊（鋳造合金）を作製すると、Ｆｅ−Ｍ型二元系固溶体（デンドライト組織の初晶）が生成し、この合金塊は粉砕性が悪く、このままでは量産することができない。具体的には、Ｆｅ−Ｖ相は粘性が強く、Ｆｅ−Ｍｏ相は硬すぎるので、成形体を作製するための粉末を得ることが困難である。また、Ｆｅ−Ｍ型二元系固溶体を含まない粉末を作製するためには、一旦溶体化し、Ｆｅ−Ｍ型二元系固溶体を反応させるための熱処理をすることになるが、この熱処理を施すと、結晶粒の粗大化を招き、磁気特性が低下するという問題がある。
【００３７】
本発明者が種々検討した結果、例えば、上記組成を有する合金溶湯を１０Ｋ／ｓｅｃ以上、好ましくは１００Ｋ／ｓｅｃ以上の速度で冷却凝固すると、Ｆｅ−Ｍ型二元系固溶体を実質的に含まない合金を得ることができる。また、組成に依存するが、Ｍ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相を実質的に有しない合金を得ることもできる。Ｍ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相は非磁性相なので、磁気特性の観点からはその量は多くない方が好ましく、焼結前の状態ではＭ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相を実質的に含まないことが好ましい。そのためには、Ｍの組成比率が６原子％未満であることが好ましく、４原子％未満、さらに２原子％未満であることがさらに好ましい。なお、冷却速度が１０、０００Ｋ／ｓｅｃを超えると、チル晶や等軸晶などが生成し、結晶方位がランダムに成長した組織となるため、プレス形成時に印加する配向磁界によって配向させることが困難となり、得られる焼結磁石の残留磁束密度が低下することがあるので好ましくない。冷却法としては、ストリップキャスト法、ガスアトマイズ法や遠心鋳造法などを用いることが可能で、特に量産性の観点から、ストリップキャスト法が好ましい。
【００３８】
上述したような組成の合金溶湯を上述の冷却速度で急冷することによって得られる合金は、Ｍのほとんどが主相中に固溶しており、すなわち過飽和状態となっている。その結果、Ｆｅ−Ｍ型二元系固溶体やＭ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相を実質的に含まないか、含んだとしても非常に僅かであり、合金の粉砕性は、Ｍを添加しない合金と同等である。
【００３９】
また、この合金を粉砕することによって得られた粉末を用いて形成した成形体を例えば１０００℃以上で焼結すると、主相中に過飽和に固溶したＭが主相外に拡散し、Ｂ（またはＣ）と反応し、Ｍ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相を生成する。その結果、三元系化合物相は主相の周辺に微細に分散することになる。焼結過程で生成される三元系化合物相は、主相の周辺に均一に生成され、主相が粗大化することを抑制するように作用する。従って、本発明による実施形態の希土類焼結磁石の主相の平均粒径は、Ｍを添加していない希土類焼結磁石に比べて、１０％〜３０％程度小さくなる。なお、Ｍの組成比率が多くなると、比較的大きな三元系化合物相が生成されるので、微細なＭ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相が主相の周辺に偏在した組織を得るためには、Ｍの組成比率は２原子％未満であることが好ましい。
【００４０】
また、上述の傾向は、焼結温度に依存しないため、従来、主相の粗大化を抑制するために行われていた２段階焼成（例えば１回目：８００℃以上９００℃以下、２回目：１０００℃以上１２００℃以下）を行う必要がない。本発明の実施形態によると、従来の製造方法では、酸化反応が激し過ぎるために製造することが困難であった、主相の平均結晶粒径が１μｍ超５μｍ未満（典型的には４μｍ以上５μｍ未満）の希土類焼結磁石を得ることができる。
【００４１】
本発明の実施形態によると、Ｍの添加によって、主相の粗大化が抑制されるので、主相の粗大化による磁気特性（特に保磁力）の低下が抑制される結果、重希土類元素を添加しなくとも保磁力を向上することが可能で、従来よりも少ない量の重希土類元素の添加で従来と同等の保磁力を得ること、あるいは、従来よりも高い保磁力を得ることが可能となる。さらに、本発明の希土類焼結磁石の製造に用いられる希土類合金は、ストリップキャスト法などの急冷法で作製されるため、量産性に優れ、また、Ｍ添加による粉砕性の低下もない。
【００４２】
なお、焼結磁石の時効処理の最適温度は、Ｍの組成比率に依存するので、適宜設定することが好ましい。ＭとしてＶを用いる場合、時効処理の温度は、５００℃以上６６０℃以下の範囲内で設定することこが好ましい。
【００４３】
【実施例】
以下、本発明による希土類焼結磁石の製造方法について、実施例を挙げて説明するが、本発明は以下の実施例によって何ら限定されるものではない。
【００４４】
Ｎｄ：１４．５原子％、Ｂ：６．０原子％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物である組成を基本組成とし、Ｆｅの一部をＶで置換した。
【００４５】
Ｖの組成比率が、０原子％、０．５原子％、２原子％、４原子％および６原子％の合金溶湯（約７００℃から約１３００℃）を調製し、この合金溶湯をストリップキャスト法（冷却速度：５００Ｋ／ｓｅｃ）で冷却することによって、合金を得た。比較のために、鋳造法（平均冷却速度：１Ｋ／ｓｅｃ）で鋳造合金を作製した。
【００４６】
得られた合金塊をそれぞれ水素化粉砕法で粗粉砕した後、ジェットミルを用いて微粉砕することによって希土類合金粉末（平均粒径３μｍ）を得た。得られた合金粉末を配向磁界（約１．０Ｔ）中でプレス成形（約０．５〜２ｔｏｎ／ｃｍ２）し、成形体を得た。得られた成形体を１０４０℃〜１１００℃で約４時間、減圧希ガス雰囲気下で焼結した後、５４０℃から６４０℃で２時間にわたって時効処理を行い、焼結磁石を得た。
【００４７】
まず、得られた合金塊の組織を光学顕微鏡（１０００倍）で観察した結果を図１Ａから図１Ｄおよび図２Ａから図２Ｄに示す。図１Ａから図１Ｄはストリップキャスト法を用いて作製した合金塊の組織を示し、図２Ａから図２Ｄは鋳造法を用いて作製さした合金塊の組織を示す。Ｖの組成比率は、図１Ａおよび図２Ａは０原子％、図１Ｂおよび図２Ｂは２原子％、図１Ｃおよび図２Ｃは４原子％、図１Ｄおよび図２Ｄは６原子％である。
【００４８】
図１Ａから図１Ｄと図２Ａから図２Ｄとを比較するとわかるように、鋳造法で作製した合金には、α−Ｆｅ相（Ｖ＝０原子％）やＦｅ−Ｖ相（Ｖ＝２〜６原子％）の初晶やＶ−Ｆｅ−Ｂ相が生成しているのに対し、ストリップキャスト法で作製した合金では、α−Ｆｅ相やＦｅ−Ｖ相の初晶やＶ−Ｆｅ−Ｂ相の生成は認められなかった。すなわち、ストリップキャスト法で作製した本発明の実施例による合金では、Ｖが主相中に過飽和に固溶している。なお、Ｖの組成比率が６原子％を超えるとストリップキャスト法で作製した合金においてもＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物相が認められた。従って、Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物相を生成させないためには、Ｖの組成比率が６原子％以下であることが好ましい。
【００４９】
次に、ストリップキャスト合金から作製した焼結体の断面をＥＰＭＡ（１０００倍）を用いて観察した結果を図３Ａから図３Ｄおよび図４Ａから図４Ｄに示す。図３Ａから図３Ｄは組成像（反射電子像）であり、図４Ａから図４ＤはＶのＫα線の強度分布を示す。Ｖの組成比率は、図３Ａおよび図４Ａは０．５原子％、図３Ｂおよび図４Ｂは２原子％、図３Ｃおよび図４Ｃは４原子％、図３Ｄおよび図４Ｄは６原子％である。また、比較のために、従来の鋳造法で得られた合金を用いて作製した焼結体の断面をＥＰＭＡで観察した結果を図５Ａおよび図５Ｂに示す。図５Ａは組成像（３０００倍）であり、図５ＢはＶのＫα線の強度分布を示す。なお、この焼結体の合金組成は、Ｎｄ：１５原子％、Ｂ：８．０原子％、Ｖ：４原子％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であるが、上記の組成との差は僅かであり、形成される組織に対する影響は小さい。
【００５０】
従来の鋳造合金を用いて作製した焼結体においては、図５Ａおよび図５Ｂをみると明らかなように、結晶粒径が１５μｍを超える粗大なＶ−Ｆｅ−Ｂ相（図５Ａの黒い部分、図５Ｂの白い部分）が形成されていることがわかる。
【００５１】
これに対し、図３Ａから図３Ｄおよび図４Ａから図４Ｄからわかるように、本発明による合金から作製された焼結磁石においては、比較的小さなＶ−Ｆｅ−Ｂ相が主相の周辺に分散していることがわかる。なお、Ｖの組成比率が増加するにつれてＶ−Ｆｅ−Ｂ相の結晶粒径が大きくなり、Ｖを６原子％含む焼結磁石では結晶粒径が約１０μｍに達するものも見られる（図４Ｄ）。一方、図４Ａからわかるように、Ｖの組成比率が０．５原子％であると、Ｖ−Ｆｅ−Ｂ相は主相の周辺にのみ形成されている。微細なＶ−Ｆｅ−Ｂ相が主相の周辺に偏在した組織を得るためには、Ｖの組成比率は２原子％未満であることが好ましい。
【００５２】
次に、得られた焼結磁石の磁気特性を評価した結果を表１に示す。なお、表１中の平均粒径は、カット法を用いて測定した焼結磁石の配向方向（配向磁界を印加し方向）に平行な断面における結晶粒（主相）の平均粒径を示している。
【００５３】
【表１】
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【００５４】
表１の結果からわかるように、Ｖを添加した本実施例の合金を用いて作製した焼結磁石は、１０５０ｋＡ／ｍ以上の保磁力を有し、また、最大磁気エネルギー積も２７０ｋＪ／ｍ３以上の値を有する。これは、Ｖを添加したことによって、主相の平均粒径が小さくなった（１５％から３０％程度）ためと考えられる。このことから、保持力の改善効果を得るためには、主相の平均粒径が５μｍ未満となるようＶの組成比率を調整することが好ましいと考えられる。
【００５５】
上記の実施例では、ＭとしてＶを添加した例を示したが、ＭｏはＶと同様に、三元系化合物相を生成し、実質的に同様の傾向を有する。従って、実施例で示したのと同様に、１０Ｋ／ｓｅｃ以上１０、０００Ｋ／ｓｅｃ以下の冷却速度で合金塊を作製することによって、保磁力を改善する効果を得ることができる。
【００５６】
また、上記の実施例では、重希土類元素を添加していない組成について説明したが、軽希土類元素の一部を重希土類元素（好ましくはＤｙ）に置換しても、Ｍ（Ｖおよび／またはＭｏ）の添加効果は実質的に同じであり、重希土類元素の添加による保磁力改善効果に加えて、主相の微細化によって保磁力を改善する効果を得ることができる。
【００５７】
【発明の効果】
本発明によると、重希土類元素を必須としなくとも従来よりも保磁力の高い希土類焼結磁石を得ることができる。従って、本発明によると、従来の重希土類元素添加系の保磁力を維持しつつ、重希土類元素の使用量を減少させること、あるいは、従来よりも保磁力の高い希土類焼結磁石を提供することができる。本発明の希土類焼結磁石は、モータなど高い保磁力が要求される用途に好適に用いることができる。また、本発明による希土類合金の製造方法は、特許文献３および４に記載されている製造方法に比べ量産性に優れるという利点を有している。
【図面の簡単な説明】
【図１Ａ】ストリップキャスト法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝０原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図１Ｂ】ストリップキャスト法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝２原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図１Ｃ】ストリップキャスト法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝４原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図１Ｄ】ストリップキャスト法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝６原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図２Ａ】鋳造法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝０原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図２Ｂ】鋳造法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝２原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図２Ｃ】鋳造法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝４原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図２Ｄ】鋳造法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝６原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図３Ａ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝０．５原子％）の断面のＥＰＭＡによる組成像を示す写真である。
【図３Ｂ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝２原子％）の断面のＥＰＭＡによる組成像を示す写真である。
【図３Ｃ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝４原子％）の断面のＥＰＭＡによる組成像を示す写真である。
【図３Ｄ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝６原子％）の断面のＥＰＭＡによる組成像を示す写真である。
【図４Ａ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝０．５原子％）の断面のＥＰＭＡによるＶのＫα線の強度分布を示す写真である。
【図４Ｂ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝２原子％）の断面のＥＰＭＡによるＶのＫα線の強度分布を示す写真である。
【図４Ｃ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝４原子％）の断面のＥＰＭＡによるＶのＫα線の強度分布を示す写真である。
【図４Ｄ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝６原子％）の断面のＥＰＭＡによるＶのＫα線の強度分布を示す写真である。
【図５Ａ】従来の鋳造法で得られた合金を用いて作製した焼結体（Ｖ＝４原子％）の断面のＥＰＭＡによる組成像を示す写真である。
【図５Ｂ】従来の鋳造法で得られた合金を用いて作製した焼結体（Ｖ＝４原子％）の断面のＥＰＭＡによるＶのＫα線の強度分布を示す写真である。
【図１Ａ】
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【図１Ｂ】
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【図１Ｃ】
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【図１Ｄ】
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【図２Ａ】
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【図２Ｂ】
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【図２Ｃ】
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【図２Ｄ】
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【図３Ａ】
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【図３Ｂ】
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【図３Ｃ】
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【図３Ｄ】
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【図４Ａ】
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【図４Ｂ】
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【図４Ｃ】
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【図４Ｄ】
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【図５Ａ】
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【図５Ｂ】
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