(57)【要約】【課題】ＨＤＤＲ法を用いて作製する多孔質磁石の配向度を高める。【解決手段】５０％体積中心粒径（Ｄ50）が１μｍ以上１０μｍ未満であり、Ｒ2Ｔ14Ｂ相を含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金（ＲはＮｄおよび／またはＰｒを５０原子％以上含む希土類元素、ＴはＦｅ、またはＦｅとＣｏ）の粉末を磁界中で成型することにより、３．５ｇ／ｃｍ3以上５．２ｇ／ｃｍ3以下の密度で磁気的に異方性を有する成型体を作製する。この方法は、成型体を真空またはアルゴン雰囲気中で加熱保持することにより、前記成型体の焼結を進行させる第一熱処理工程と、水素化および不均化反応を進行させる第二熱処理工程と、脱水素および再結合反応を進行させ、多孔体を形成する第三熱処理工程とを含む。第二熱処理工程の開始時の前記成型体の密度が５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下となるように、第一熱処理工程によって焼結を進行させる。【選択図】図１
2013207008.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
５０％体積中心粒径（Ｄ50）が１μｍ以上１０μｍ未満であり、Ｒ2Ｔ14Ｂ相を含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金（ＲはＮｄおよび／またはＰｒを５０原子％以上含む希土類元素、ＴはＦｅ、またはＦｅとＣｏ）の粉末を用意する工程と、
前記粉末を磁界中で成型することにより、３．５ｇ／ｃｍ3以上５．２ｇ／ｃｍ3以下の密度で磁気的に異方性を有する成型体を作製する工程と、
前記成型体を真空またはアルゴン雰囲気中で加熱保持することにより、前記成型体の焼結を進行させる第一熱処理工程と、
前記第一熱処理工程よりも後に、前記成型体を６５０℃以上９５０℃以下でかつ前記第一熱処理工程の温度よりも低い温度で水素または水素と不活性ガスの混合雰囲気に保持することにより、水素化および不均化反応を進行させる第二熱処理工程と、
前記第二熱処理工程よりも後に、前記成型体を６５０℃以上９５０℃以下の真空または不活性ガス雰囲気に保持することにより、脱水素および再結合反応を進行させ、多孔体を形成する第三熱処理工程と、
を含み、
前記第二熱処理工程の開始時の前記成型体の密度が５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下となるように、前記第一熱処理工程によって前記成型体の焼結を進行させる、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法。
【請求項２】
前記第三熱処理後の前記多孔体の密度が６．０ｇ／ｃｍ3以上６．８ｇ／ｃｍ3以下である、請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法。
【請求項３】
前記第一熱処理工程は、温度が８７５℃以上１０２０℃以下、保持時間が１分以上１０時間以下である、請求項１または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法。
【請求項４】
前記多孔体に対してさらに５００℃以上９００℃以下の温度で熱間成型することにより、密度が７．４ｇ／ｃｍ3以上になるまで緻密化する、請求項１から３の何れかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法。
【請求項５】
請求項１の製法によって作製され、密度が６．０ｇ／ｃｍ3以上６．８ｇ／ｃｍ3以下であるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ＨＤＤＲ法によって作製される多孔質構造を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
高性能永久磁石として代表的なＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石（ＲはＮｄおよび／またはＰｒを５０原子％以上含む希土類元素、ＴはＦｅ、またはＦｅとＣｏ）は、三元系正方晶化合物であるＲ2Ｔ14Ｂ相を主相として含む組織を有し、優れた磁気特性を発揮する。Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石においては、主相であるＲ2Ｔ14Ｂ相の結晶粒径を小さくすることにより保磁力が向上することが知られている。１μｍ以下の平均結晶粒径を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を得る方法として、ＨＤＤＲ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎ−Ｄｉｓｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｔｉｏｎ−Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ−Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）処理法が知られている。
【０００３】
「ＨＤＤＲ」は水素化（Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎ）および不均化（Ｄｉｓｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｔｉｏｎ）と、脱水素（Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ）および再結合（Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）とを順次実行するプロセスを意味している。公知のＨＤＤＲ処理は、例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金のインゴットまたは粉末を、水素雰囲気または水素ガスと不活性ガスとの混合雰囲気中で温度５００℃〜１０００℃に保持し、それによって上記インゴットまたは粉末に水素を吸蔵（水素吸蔵処理）させた後、例えば水素圧力が１３Ｐａ以下の真空雰囲気、または水素分圧が１３Ｐａ以下の不活性雰囲気になるまで温度５００℃〜１０００℃で脱水素処理し、次いで冷却する。
【０００４】
上記処理において、通常次のような反応が進行する。すなわち、前記水素吸蔵処理によって、水素化ならびに不均化反応（双方を合わせて「ＨＤ反応」と呼ぶ。反応式の例：Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ＋２Ｈ2→２ＮｄＨ2＋１２Ｆｅ＋Ｆｅ2Ｂ）が進行し、微細組織が形成される。次いで前記脱水素処理を行うことにより、脱水素ならびに再結合反応（双方をあわせて「ＤＲ反応」と呼ぶ。反応式の例：２ＮｄＨ2＋１２Ｆｅ＋Ｆｅ2Ｂ→Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ＋２Ｈ2）が起こり、微細なＲ2Ｆｅ14Ｂ相を含む合金が得られる。
【０００５】
ＨＤＤＲ処理を施して製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末は、大きな保磁力を有し、磁気的異方性を有している。ＨＤＤＲ処理によってＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を製造する方法は、例えば、特許文献１や特許文献２に開示されている。ＨＤＤＲ処理によれば、０．１μｍ〜１μｍの非常に微細な結晶粒径を有する永久磁石粉末が得られる。
【０００６】
さらに、近年、平均粒径１０μｍ未満に微粉砕したＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を成型して圧粉体を作製し、その圧粉体に対してＨＤＤＲ処理を施すことにより作製した多孔質のバルク磁石（以下、多孔質磁石と称する）が開発され、特許文献３に開示されている。この多孔質磁石は、平均粒径が１０μｍ未満の微粉末に対してＨＤＤＲ処理を施しているために、ＨＤＤＲ反応を短時間で進行させることができ、結果としてＨＤＤＲ反応を均一に進行させることができるため、減磁曲線の角型性に優れている。
【０００７】
また、特許文献４には、ＨＤＤＲ処理によって得られた永久磁石粉末をホットプレスなどの熱間成型法によって、バルク化することができることが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平１−１３２１０６号公報
【特許文献２】特開平２−４９０１号公報
【特許文献３】国際公開第２００７／１３５９８１号公報
【特許文献４】特開平４−２５３３０４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
特許文献３の記載によれば、磁界を印加しながら成型した圧粉体に対しＨＤＤＲ処理を施すことによって、異方性の多孔質磁石が作製される。しかしながら、その配向度は十分大きいとは言えない。
【００１０】
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、本発明の主たる目的は、従来の多孔質磁石に比べて高い配向度および残留磁束密度を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法は、５０％体積中心粒径（Ｄ50）が１μｍ以上１０μｍ未満であり、Ｒ2Ｔ14Ｂ相を含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金（ＲはＮｄおよび／またはＰｒを５０原子％以上含む希土類元素、ＴはＦｅ、またはＦｅとＣｏ）の粉末を用意する工程と、前記粉末を磁界中で成型することにより、３．５ｇ／ｃｍ3以上５．２ｇ／ｃｍ3以下の密度で磁気的に異方性を有する成型体を作製する工程と、前記成型体を真空またはアルゴン雰囲気中で加熱保持することにより、前記成型体の焼結を進行させる第一熱処理工程と、前記第一熱処理工程よりも後に、前記成型体を６５０℃以上９５０℃以下でかつ前記第一熱処理工程の温度よりも低い温度で水素または水素と不活性ガスの混合雰囲気に保持することにより、水素化および不均化反応を進行させる第二熱処理工程と、前記第二熱処理工程よりも後に、前記成型体を６５０℃以上９５０℃以下の真空または不活性ガス雰囲気に保持することにより、脱水素および再結合反応を進行させ、多孔体を形成する第三熱処理工程とを含み、前記第二熱処理工程の開始時の前記成型体の密度が５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下となるように、前記第一熱処理工程によって前記成型体の焼結を進行させる。
【００１２】
ある実施形態において、前記第三熱処理後の前記多孔体の密度が６．０ｇ／ｃｍ3以上６．８ｇ／ｃｍ3以下である。
【００１３】
ある実施形態において、前記第一熱処理工程は、温度が８７５℃以上１０２０℃以下、保持時間が１分以上１０時間以下である。
【００１４】
ある実施形態において、前記多孔体に対してさらに５００℃以上９００℃以下の温度で熱間成型することにより、密度が７．４ｇ／ｃｍ3以上になるまで緻密化する。
【００１５】
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、上記の製法によって作製され、密度が６．０ｇ／ｃｍ3以上６．８ｇ／ｃｍ3以下である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、ＨＤＤＲ処理の前の熱処理工程（第一熱処理工程）によって成型体の密度を高めるとともに、焼結にともなってＨＤＤＲ処理前の主相の配向度を前記熱処理前の成型体よりも高めることができる。このため、ＨＤＤＲ処理によって得られる多孔質磁石における配向度が向上する。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法の一例を示すフローチャートである。
【図２】本発明の実施形態で好適に使用され得るホットプレス装置を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明者は、特許文献３に開示されている多孔質磁石の配向度が比較的低い原因が、粉末を磁界中で成型して作製した成型体（圧粉体）に含まれている小さな粒子の配向度が低いことにあると考えた。相対的に小さな粒子は、成型体を作製するために磁界中で成型を行うときに磁界から受ける力が弱く、より大きな粒子と比較して配向されにくい。このため、成型体に含まれる粒子のうち、粒子が小さいほど配向度が低下する傾向にある。しかしながら、そのような成型体を高温で焼結して作製する焼結磁石の場合、配向度の低い小さな粒子は、焼結工程中において、より大きな粒子と結合して粒成長が生じる。このとき、小さな粒子の磁化容易軸の方向が大きな粒子の磁化容易軸の方向と揃うように粒成長が生じると考えられる。その結果、焼結磁石では、焼結工程中に配向度が向上するという効果が得られる。
【００１９】
本発明者は、多孔質構造を形成するためのＨＤＤＲ工程は、通常の焼結工程よりも低い温度で実行されるので、上述した粒成長が生じず、その結果として、焼結に伴う配向度向上効果が発現しないのではないかと考えた。本発明では、ＨＤＤＲ工程を開始する前に、配向度向上効果を得るための付加的な熱処理を行う。
【００２０】
図１は、本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法の一例を示すフローチャートである。
【００２１】
図１に示す例では、まず、５０％体積中心粒径（Ｄ50）が１μｍ以上１０μｍ未満であり、Ｒ2Ｔ14Ｂ相を含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金（ＲはＮｄおよび／またはＰｒを５０原子％以上含む希土類元素、ＴはＦｅ、またはＦｅとＣｏ）の粉末を用意する（ステップＳ１）。
【００２２】
この粉末を磁界中で成型することにより、３．５ｇ／ｃｍ3以上５．２ｇ／ｃｍ3以下の密度で磁気的に異方性を有する成型体（圧粉体）を作製する（ステップＳ２）。なお、本明細書における「密度」とは、すべて、室温（約２０℃から約３０℃）で計測した値を指すものとする。このため、各熱処理工程によって室温よりも高い温度に上昇した成型体に関する「密度」として表示する値も、その温度における密度の値でなく、室温で測定した場合の値である。
【００２３】
こうして作製した成型体を、真空またはアルゴン雰囲気中で加熱保持する第一熱処理工程を行う（ステップＳ３）。この第一熱処理工程により、成型体の焼結を進行させる。上述の焼結に伴う配向度向上効果を得るためには、第一熱処理工程後、第二熱処理工程の温度まで降温させて第二熱処理工程を開始する時の成型体の密度が重要であり、この値を５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下にする。この密度の値も室温で測定した値であるが、第一熱処理工程と第二熱処理工程を連続して行う場合は、第一熱処理工程後、第二熱処理工程の温度まで降温した時点で処理を止めて室温まで降温した時の密度の値がこの範囲に入るように前もって処理温度と時間を設定して行うとよい。
【００２４】
次に、成型体を６５０℃以上９５０℃以下で第一熱処理工程の温度よりも低い温度で、水素または水素と不活性ガスの混合雰囲気に保持することにより、水素化および不均化反応を進行させる第二熱処理工程を行う（ステップＳ４）。
【００２５】
その後、この成型体を６５０℃以上９５０℃以下の真空または不活性ガス雰囲気に保持することにより、脱水素および再結合反応を進行させ、密度を６．０ｇ／ｃｍ3以上６．８ｇ／ｃｍ3以下の多孔体を形成する第三熱処理工程を行う（ステップＳ５）。
【００２６】
この方法によって得られる多孔体は密度が６．０ｇ／ｃｍ3以上６．８ｇ／ｃｍ3以下と真密度（約７．６ｇ／ｃｍ3）に対して９０％以下の水準であり、粉末粒子間に隙間が存在しているが、個々の粒子同士は結合しており、十分な機械的強度と優れた磁気特性とを発揮する。
【００２７】
以下、本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法について、実施形態を詳細に説明する。
【００２８】
＜原料合金＞
まず、主たる相として硬磁性相であるＲ2Ｔ14Ｂ相を含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金（原料合金）を用意する。ここで、「Ｒ」は希土類元素であり、Ｎｄおよび／またはＰｒを５０原子％以上含む。本明細書における希土類元素Ｒはイットリウム（Ｙ）を含んでもよい。ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏである。このＲ−Ｔ−Ｂ系合金（原料合金）は、Ｒ2Ｔ14Ｂ相を体積比率で５０％以上含んでいることが望ましい。原料合金に含まれる希土類元素Ｒの大部分は、Ｒ2Ｔ14Ｂ相および希土類リッチ相を構成しているが、一部はＲ2Ｏ3やその他の相を構成している。
【００２９】
希土類元素Ｒの組成比率は原料合金全体の１２原子％以上３０原子％以下であることが望ましく、１３原子％以上１８原子％以下であることがより望ましい。また、Ｒの一部をＤｙおよび／またはＴｂとすることで、保磁力を向上させることができる。
【００３０】
Ｂの組成比率は原料合金全体の３原子％以上１５原子％以下が望ましく、５原子％以上８原子％以下がより望ましく、５．５原子％以上７．５原子％以下がさらに望ましい。Ｂはその一部をＣで置換してもよいが、その置換量は置換前のＢの量に対して１０原子％以下であることが望ましい。
【００３１】
「Ｔ」は残余を占め、Ｆｅ、またはＦｅおよびＦｅの一部を置換したＣｏである。その置換量はＴ全体の５０原子％以下であることが望ましい。また、原料合金全体に対するＣｏの総量は、コストなどの観点から、２０原子％以下であることが望ましく、５原子％以下であることがさらに望ましい。Ｃｏを全く含有しない場合でも高い磁気特性は得られるが、０．５原子％以上のＣｏを含有すると、より安定した磁気特性を得ることができる。
【００３２】
磁気特性向上などの効果を得るため、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｎｉなどの元素を適宜添加してもよい。ただし、添加量の増加は、特に飽和磁化の低下を招くため、総量で全体の１０原子％以下とすることが望ましい。原料合金には不可避の不純物を含有していてもよい。
【００３３】
原料合金は、磁気特性に悪影響を及ぼすα−Ｆｅ相の量を低減することのできるストリップキャスト法により作製することが望ましいが、ブックモールド法、遠心鋳造法、アトマイズ法などによっても作製することができる。原料合金における組織均質化などを目的として、粉砕前の原料合金に対して熱処理を施してもよい。このような熱処理は、真空または不活性雰囲気において、通常９００℃以上の温度で実行され得る。
【００３４】
＜粉砕＞
次に、原料合金を公知の方法で粉砕することにより、原料粉末を作製する。本実施形態では、まずジョークラッシャーなどの機械的粉砕法や水素吸蔵粉砕法などを用いて原料合金を粗粉砕し、大きさ５０μｍ〜１０００μｍ程度の粗粉砕粉末を作製する。この粗粉砕粉末に対してジェットミルなどによる微粉砕を行い、５０％体積中心粒径（Ｄ50）が１μｍ以上１０μｍ未満の原料粉末を作製する。なお、５０％体積中心粒径（Ｄ50）は気流分散型レーザー回折法により測定できる。
【００３５】
取扱いの観点から、原料粉末の５０％体積中心粒径（Ｄ50）は１μｍ以上とする。５０％体積中心粒径（Ｄ50）が１μｍ未満になると、原料粉末が大気雰囲気中の酸素と反応しやすくなり、酸化による発熱・発火の危険性が高まるからである。取扱いをより容易にするためには、５０％体積中心粒径（Ｄ50）を３μｍ以上に設定することが好ましい。成型体の機械的強度向上という観点から、５０％体積中心粒径（Ｄ50）の好ましい上限は９μｍであり、さらに好ましい上限は８μｍである。
【００３６】
＜成型体（圧粉体）＞
次に、上記の原料合金粉末を成型し、成型体を作製する。成型体を成型する工程は、例えば１０ＭＰａ〜２００ＭＰaの圧力を負荷し、例えば０．４ＭＡ／ｍ〜１６ＭＡ／ｍの磁界中（静磁界、パルス磁界など）で行う。成型は公知の粉末プレス装置によって行うことができる。粉末プレス装置から取り出し時の成型体密度（圧粉体密度）は、３．５ｇ／ｃｍ3〜５．２ｇ／ｃｍ3である。
【００３７】
なお、粉砕を行なった粉末に対して、Ｒ’の金属および／またはＲ’−Ｍ系合金粉末を別途作成して混合したり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金とＲ’の金属またはＲ’−Ｍ系合金を混合してから粉砕してもよい。ここで、「Ｒ’」はＹを含む希土類元素であるが、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂの一種または二種以上からなることが好ましい。また、「Ｍ」はＡｌ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｇｅからなる群から選択された少なくとも１種の元素である。これらＲ’および／またはＲ’−Ｍ系合金の成分であるＲ’やＭの少なくとも一部は、第三の熱処理後には主相の粒界に拡散導入されて保磁力向上に寄与する。なお、Ｒ’やＲ’−Ｍ合金（以下、「拡散材」と称する）は不可避の不純物を含有していてもよい。
【００３８】
Ｒ’−Ｍ系合金における希土類元素Ｒ’の組成比率は、２５原子％以上１００原子％未満であることが望ましく、３０原子％以上８０原子％以下であることがより望ましく、４０原子％以上７０原子％以下であることがさらに望ましい。
【００３９】
これら拡散材に用いる合金は、ブックモールド法、遠心鋳造法、アトマイズ法、ストリップキャスト法、液体超急冷法などの公知の方法によって作成することができる。
【００４０】
拡散材に用いるＲ’金属あるいはＲ’−Ｍ系合金粉末の粒度は１μｍ以上３０μｍ以下であることが好ましい。
【００４１】
原料合金の粉砕工程および上記成型体の成型工程は、原料粉末の酸化を抑制しながら行うことが望ましい。原料粉末の酸化を抑制するには、各工程および各工程間のハンドリングをできる限り酸素量を抑制した不活性雰囲気で行うことが望ましい。具体的には、第三熱処理工程前の成型体の酸素量が１質量％以下となるように抑制することが望ましく、０．６質量％以下となるように抑制することがより望ましい。
【００４２】
＜第一熱処理工程＞
次に上記成型工程によって得られた成型体に対し、第一熱処理を施す。
【００４３】
第一熱処理工程は、先述の配向度向上効果を得るべく、原料粉末を用いて成型した成型体（圧粉体）の焼結を進行させて密度を高くする工程である。成型体の密度は第一熱処理工程後、第二熱処理工程の温度まで降温する間もさらに向上していく場合があるため、本発明においては、第二熱処理工程の温度まで降温し、第二熱処理工程を開始する時の密度が重要であり、その時の密度が５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下となるように第一熱処理工程の温度と時間を設定する。この焼結過程において主相であるＲ2Ｔ14Ｂ相の配向度が向上する。第二熱処理工程開始時のサンプルの密度が５．７ｇ／ｃｍ3未満であると焼結に伴う配向度向上効果が十分得られず、６．４ｇ／ｃｍ3（真密度を７．６ｇ／ｃｍ3としたときの相対密度約８５％に相当する）を超えると、逆に密度が向上しすぎて磁石外部と連通しない、いわゆるクローズドポアが局所的に生成してしまい、この後に行うＨＤＤＲ処理を均一に行うことが困難になったり、ひどい場合には水素の不均一な吸蔵にともなってサンプルの割れを生じたりするからである。
【００４４】
第一熱処理工程の熱処理温度は、成型体の密度が上記範囲に入るように設定されるのであれば特段限定されず、原料合金の組成などによって異なるが、通常８７５℃以上１０２０℃以下の温度範囲内で設定される。８７５℃未満であると焼結に伴う配向度向上効果が十分得られない可能性があり、１０２０℃を超えると、逆に密度が向上しすぎてこの後に行うＨＤＤＲ処理を均一に行うことが困難になる可能性があるからである。より好ましい範囲は９００℃以上１０００℃以下である。また、第一熱処理の温度は第二熱処理の温度よりも例えば１０℃以上高く設定することで、より短時間で焼結を進行させて本発明の配向度向上効果を効率よく得ることができる。
【００４５】
第一熱処理工程の熱処理時間も、成型体の密度が上記範囲に入るように設定されるのであれば特段限定されず、原料合金の組成などによって異なるが、通常１分以上１０時間以下の温度範囲内で設定される。１分未満であると焼結に伴う配向度向上効果が十分得られない可能性があり、１０時間を超える保持は生産性の低下を招来する可能性がある。より好ましい範囲は５分以上５時間以下である。
【００４６】
なお、第一熱処理の雰囲気は真空またはアルゴンなどの不活性ガス雰囲気とする。
【００４７】
第一熱処理までの昇温雰囲気は真空または不活性ガスを用いることが好ましい。６５０℃以下の温度領域では水素を用いることもできるが、この場合、第一熱処理工程は十分に脱水素させた状態で行われないと焼結が進行せず、本発明の配向度向上効果が得られない。
【００４８】
なお、昇温工程において６５０℃を超える温度で水素雰囲気にさらすと、水素化−不均化反応（ＨＤ反応）が進行してしまうため、本発明の配向度向上効果が得られない。
【００４９】
＜第二熱処理工程＞
次いで行う第二熱処理工程は、水素雰囲気中においてＲ2Ｔ14Ｂ相をＨＤ反応させて不均化組織を得る工程である。この時、第二熱処理工程の温度および水素分圧を適正に制御することによって最終的に得られる磁石の磁気的異方性を高めることができる。
【００５０】
第二熱処理工程の温度は６５０℃以上９５０℃以下、かつ、第一熱処理の温度よりも低い温度である。第一熱処理工程の温度よりも１０℃以上低いことが好ましい。６５０℃未満では不均化が完了するまでに時間がかかりすぎる。また、９５０℃を超えると不均化組織が粗大化するため、後の第三熱処理工程によって得られるＲ2Ｔ14Ｂ相の集合組織が粗大となり、磁気特性、特に保磁力の低下を招く。より好ましい温度は７００℃以上９００℃以下、さらに好ましい温度は７５０℃以上８７０℃以下である。
【００５１】
第二熱処理工程の水素分圧は２０ｋＰａ以上であることが望ましい。水素分圧が２０ｋＰａ未満ではＲ2Ｔ14Ｂ相の不均化が十分に進むまでに時間がかかりすぎるため、生産性の低下を招く可能性がある。また、５００ｋＰａを超える水素分圧では、水素吸蔵が急激に起こってしまい、水素吸蔵に伴う体積膨張によって成型体にクラックが入ってしまう可能性があり、また、処理に特殊な装置が必要となるため、５００ｋＰａ以下であることが望ましい。なお、より好ましい水素分圧は１５０ｋＰａ以下である。
【００５２】
第二熱処理工程に要する時間は、１０分以上５時間以下であることが望ましい。１０分未満では、Ｒ2Ｔ14Ｂ相の不均化が十分に進まない可能性がある。また、５時間を超えると不均化組織が粗大化するため、第三熱処理工程後の再結合組織が粗大となり、磁気特性、特に保磁力の低下を招く可能性がある。より望ましくは１５分以上２時間以下である。
【００５３】
＜第三熱処理工程＞
次いで行う第三熱処理工程では、真空（１０ｋＰａ以下）または不活性雰囲気において６５０℃以上９５０℃以下で保持することにより、ＲＨx相の脱水素反応を起こし、Ｒ2Ｔ14Ｂ相を再結合反応により生成させる。この時生成したＲ2Ｔ14Ｂ相は通常０．１μｍ以上１．０μｍ以下の平均結晶粒径を有する集合組織を形成する。また、再結合に使用されなかったＲＨｘからの脱水素反応が起こるとともに、Ｒに富む液相が生成し、Ｒ2Ｔ14Ｂ相の結晶粒界に粒界相（希土類リッチ相）が形成されて保磁力が発現する。このとき、焼結反応も同時に起こり、多孔質の永久磁石となる。
【００５４】
第三熱処理工程の温度は６５０℃以上９５０℃以下である。６５０℃未満では脱水素が完了するまでに時間がかかりすぎる。また、９５０℃を超えると再結合したＲ2Ｔ14Ｂ相が結晶粒成長してしまうため、磁気特性、特に保磁力の低下を招く。より好ましい温度は７５０℃以上９００℃以下である。また、第三熱処理工程に要する時間は、５分以上１０時間以下が望ましく、１０分以上２時間以下がより望ましい。
【００５５】
＜多孔体＞
上記ＨＤＤＲ処理によって、６．０ｇ／ｃｍ3以上６．８ｇ／ｃｍ3以下の密度を有し、磁気的に異方性を有する多孔体（Ｒ−Ｔ−Ｂ系多孔質磁石）が得られる。
【００５６】
この多孔体には、第一熱処理工程および第二、第三の熱処理工程（ＨＤＤＲ処理工程）で相互に連結した粉末粒子の間に相互に連通する長径１μｍ以上２０μｍ以下の空隙が存在している。成型体（圧粉体）を構成していた個々の粉末粒子は、第一、第二、第三の熱処理により隣接する粉末粒子と結合し、十分な機械的強度を発揮する三次元構造を形成するとともに、個々の粉末粒子内では微細なＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相の集合組織が形成されている。
【００５７】
本発明の製造方法で得られるＲ−Ｔ−Ｂ系多孔質磁石の密度は、６．０ｇ／ｃｍ3以上６．８ｇ／ｃｍ3以下であるが、粉末粒子間の隙間が存在した状態でも、粒子同士が結合し、十分な機械的強度と優れた磁気特性とを発揮する。
【００５８】
本実施形態では、成型工程後に成型体（圧粉体）に対してＨＤＤＲ処理を施すため、ＨＤＤＲ処理後には粉末成型を行わない。このため、成型のための加圧によって磁粉が粉砕されて磁気特性が劣化するようなことがＨＤＤＲ処理後に生じず、ＨＤＤＲ粉末を圧縮するボンド磁石に比べて高い磁気特性を得ることができる。
【００５９】
＜多孔体の熱間圧縮成型＞
上記の方法によって得られた多孔体は、そのままの状態でバルク永久磁石として利用することができるが、さらにホットプレス法などの熱間圧縮成型を用いることによって、高密度化を行い、平均結晶粒径０．１μｍ以上１μｍ以下のＲ2Ｔ14Ｂ相の集合組織を有する高密度磁石を得ることができる。
【００６０】
以下に熱間圧縮成型による高密度化について、具体的な実施形態の一例を示す。多孔体に対する熱間圧縮は、公知の熱間圧縮技術を用いて行うことができる。例えば、ホットプレス、ＳＰＳ（ｓｐａｒｋ  ｐｌａｓｍａ  ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ）、ＨＩＰ（Ｈｏｔ  Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ  Ｐｒｅｓｓ）、熱間圧延などの熱間圧縮成型を行うことが可能である。なかでも、所望の形状を得やすいホットプレスやＳＰＳが好適に用いられ得る。以下、ホットプレスを行う手順について説明する。
【００６１】
本実施形態では、図２に示す構成を有するホットプレス装置を用いる。この装置は、中央に開口部を有する金型（ダイ）２７と多孔体を加圧するための上パンチ２８ａおよび下パンチ２８ｂと、これらのパンチ２８ａ、２８ｂを昇降する駆動部３０ａ、３０ｂとを備えている。
【００６２】
上述した方法によって作製した多孔体（図２では参照符号「１０」と付している）を、図２に示す金型２７に装填する。このとき、配向方向とプレス方向とが一致するように装填を行うことが望ましい。金型２７およびパンチ２８ａ、２８ｂは、使用する雰囲気ガス中で加熱温度および印加圧力に耐えうる材料から形成される。このような材料としては、カーボンや、タングステンカーバイドなどの超硬合金が望ましい。なお、多孔体１０の外形寸法は金型２７の開口部寸法よりも小さく設定しておくことにより、異方性を高められる。次に、多孔体１０を装填した金型２７をホットプレス装置にセットする。ホットプレス装置は、真空（１．３Ｐａ以下）または不活性雰囲気に制御することが可能なチャンバ２６を備えていることが望ましい。チャンバ２６内には、例えば抵抗加熱によるカーボンヒーターなどの加熱装置と、多孔体１０を加圧して圧縮するためのシリンダーとが備え付けられている。
【００６３】
チャンバ２６内を真空または不活性雰囲気で満たした後、加熱装置により金型２７を加熱し、金型２７に装填された多孔体１０の温度を５００℃〜９００℃に高め、９．８〜２９４ＭＰａの圧力Ｐで多孔体１０を加圧する。多孔体１０に対する加圧は、金型２７の温度が設定レベルに到達してから開始することが望ましい。金型の温度が十分に高くない場合には、加圧時に多孔体に割れが生じたり、得られる高密度磁石の配向度が悪化してしまったりする可能性がある。加圧しながら５００℃〜９００℃の温度で１０分以上保持した後、冷却する。加熱圧縮により高密度化された磁石が大気と接触して酸化しない程度の低い温度（１００℃以下程度）まで冷却が進んだ後、本実施例の磁石をチャンバから取り出す。こうして、上記の多孔体１０から本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系高密度磁石を得ることができる。
【００６４】
こうして得られた磁石の密度は真密度の９５％以上に達する。具体的には、密度が７．４ｇ／ｃｍ3以上になるまで緻密化され得る。また、本実施形態によれば、最終的な結晶相集合組織において、個々の結晶粒の最短粒径ａと最長粒径ｂの比ｂ／ａが２未満である結晶粒が全結晶粒の５０体積％以上存在する。この点において、本実施形態の磁石は、例えば特開平０２−３９５０３号公報などに記載の従来の熱間塑性加工による異方性バルク磁石と大きく異なっている。このような磁石の結晶組織においては最短粒径ａと最長粒径ｂの比ｂ／ａが２を超えた扁平な結晶粒が支配的である。
【００６５】
また、上記多孔体１０を真空またはアルゴンなどの不活性ガス雰囲気中、７５０〜１０００℃で熱処理することによって、緻密化を進行させることもできる。この熱処理の時間は通常５分以上１０時間以下である。また、不活性ガス雰囲気を用いる場合の圧力は通常５００ｋＰａ以下とするが、１００ｋＰａ以下がより好ましい。
【実施例】
【００６６】
（実験例１）
Ｎｄ13.7Ｆｅbal.Ｃｏ3Ｂ6.1Ｇａ0.2Ｃｕ0.1（ｍｏｌ％）組成の急冷凝固合金をストリップキャスト法で作製した。得られた急冷凝固合金を水素吸蔵崩壊法によって粒径４２５μｍ以下の粉末に粗粉砕した後、ジェットミルを用いて粗粉末を微粉砕し、５０％体積中心粒径（Ｄ50）４．２μｍの微粉末を得た。なお、本実施例において５０％体積中心粒径（Ｄ50）は、気流分散型レーザー回折式粒度分布測定装置（Ｓｙｍｐａｔｅｃ社製、ＨＥＲＯＳ／ＲＯＤＯＳ）によって測定した。
【００６７】
次に、この粉末をプレス装置の金型に充填し、１．２ＭＡ／ｍの磁界中にて磁界と垂直方向に３２ＭＰａの圧力を印加して成型体を作製した。成型体の密度は、寸法と重量に基づいて計算すると４．２〜４．５ｇ／ｃｍ3であった。
【００６８】
次に、成型体を０．１ＭＰａ（大気圧）のアルゴン流気中で、昇温速度１３℃／分で表１に示す温度Ｔ1まで昇温した後、Ｔ1で時間ｔ1保持することにより第一熱処理を行った。
【００６９】
引き続き、降温速度−１０℃／分で８６０℃まで温度を低下させた後、８６０℃で３０分間保持し、その後、雰囲気を０．１ＭＰａの水素流気に切り換えて２時間保持することにより、水素化−不均化反応（ＨＤ反応）を進行させる第二熱処理を行なった。
【００７０】
なお、第二熱処理開始時のサンプル密度を評価するために、第二熱処理直前で処理をやめて室温まで冷却することによって得られた成型体について表面に存在する酸化層を研削加工で除去した後、寸法と重量を測定し、得られた値から密度を計算した結果を表１に示す。
【００７１】
一部のサンプルでは、割れが生じた。表１に割れの有無を示す。第一熱処理工程で焼結が進行しすぎて第二熱処理時の密度が高くなりすぎたためにその後の第二熱処理工程でサンプルの割れが生じたと考えられる。
【００７２】
また、参考例として、第一熱処理工程なしで作製したサンプルの評価結果も示している。
【００７３】
その後、８６０℃のまま４ｋＰａまで減圧した後、炉内圧力が４ｋＰａで一定になるようにサンプルから放出される水素の排気速度を調整して１時間保持することにより脱水素−再結合反応（ＤＲ反応）を進行させる第三熱処理を行い、５．３３ｋＰａのアルゴン流気中で１０分間保持した後、０．１ＭＰａのアルゴン流気中で室温まで冷却し、サンプルを作製した。
【００７４】
第三熱処理後に得られたサンプルの表面に存在する酸化層を研削加工で除去した後、寸法と重量を測定し、得られた値から密度を計算した結果を表１に示す。なお、割れが見られたサンプルの密度は正確に評価できないと考えられたため、表からは値を除外している。
【００７５】
割れの見られなかったサンプルについて３．２ＭＡ／ｍのパルス磁界で着磁した後、磁気特性をＢＨトレーサー（装置名：ＭＴＲ−１４１２（メトロン技研社製））で測定した。測定で得られた残留磁束密度（Ｂr）、配向度（Ｂr／Ｊmax）、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）を示す。なお、Ｊmaxは、着磁したサンプルの着磁方向に１．６ＭＡ／ｍまで外部磁界を印加したときのサンプルの磁化の最大測定値であり、Ｂr／Ｊmaxが大きいほど配向度に優れている。
【００７６】
表１に示すように、第二熱処理開始時の密度が５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下となっているサンプルＡ１〜Ａ３では、参考例（Ａ０）と比べて配向度（Ｂr／Ｊmax）が大幅に向上していることがわかった。これに加え、第三熱処理後の密度が参考例より向上していることにより、高いＢrと（ＢＨ）maxが得られた。またこのときの密度は６．０ｇ／ｃｍ3以上６．８ｇ／ｃｍ3以下であった。
【００７７】
一方、第二熱処理開始時の密度が５．７ｇ／ｃｍ3未満であったサンプルＡ４、Ａ５、Ａ６では参考例と比較してＢr／Ｊmax、Ｂr、（ＢＨ）maxはほとんど向上しなかった。また、密度が６．５７ｇ／ｃｍ3となったサンプルＡ７では、緻密化が進行しすぎたためにＨＤＤＲ反応が十分進行せず、結果、（ＢＨ）maxが参考例（Ａ０）よりも大幅に低下した。さらにサンプルＡ７よりも高温または長時間の第一熱処理を施したサンプルＡ８およびＡ９では、サンプルの割れが生じた。
【００７８】
【表１】
2013207008.tif 000003
【００７９】
（実験例２）
Ｎｄ14.5Ｆｅbal.Ｃｏ1Ｂ6.0Ｇａ0.1Ｃｕ0.1Ａｌ0.5（ｍｏｌ％）組成の急冷凝固合金を用いた以外は実験例１と同じ方法で粗粉砕、微粉砕を行い、５０％体積中心粒径（Ｄ50）４．３μｍの微粉末を得た。
【００８０】
次に、この粉末を用いて実験例１と同じ方法で成型体を作製した。成型体の密度は、寸法と重量に基づいて計算すると４．２〜４．５ｇ／ｃｍ3であった。
【００８１】
次に、成型体を０．１ＭＰａ（大気圧）のアルゴン流気中で、昇温速度１３℃／分で表２に示す温度Ｔ1まで昇温した後、Ｔ1で時間ｔ1保持することにより第一熱処理を行った。
【００８２】
引き続き、実験例１と同じ方法で第二熱処理、第三熱処理を行い、サンプルを作製した。
【００８３】
また、第二熱処理開始時のサンプル密度を評価するために、実験例１と同様の方法で、第二熱処理直前で処理をやめて室温まで冷却することによって得られた成型体の密度を計算した結果を表２に示す。また、参考例として、第一熱処理工程なしで作製したサンプルの評価結果も示している。
【００８４】
一部のサンプルでは、割れが生じた。表２に割れの有無を示す。第一熱処理工程で焼結が進行しすぎて第二熱処理時の密度が高くなりすぎたためにその後の第二熱処理工程でサンプルの割れが生じたと考えられる。
【００８５】
割れの見られなかったサンプルについて、第三熱処理後、実験例１と同じ方法で密度および磁気特性を測定した。測定で得られた密度、残留磁束密度（Ｂr）、配向度（Ｂr／Ｊmax）、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）を表２に示す。
【００８６】
表２に示すように、第二熱処理開始時の密度が５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下となっているサンプルＢ１〜Ｂ３では、参考例（Ｂ０）と比べて配向度（Ｂr／Ｊmax）が大幅に向上していることがわかった。これに加え、第三熱処理後の密度が参考例より向上していることにより、高いＢrと（ＢＨ）maxが得られた。またこのときの密度は６．０ｇ／ｃｍ3以上６．８ｇ／ｃｍ3以下であった。
【００８７】
一方、第二熱処理開始時の密度が５．７ｇ／ｃｍ3未満であったサンプルＢ４では参考例と比較してＢr／Ｊmax、Ｂr、（ＢＨ）maxはほとんど向上しなかった。また、密度が６．５５ｇ／ｃｍ3となったサンプルＢ５では、緻密化が進行しすぎたためにＨＤＤＲ反応が十分進行せず、結果、（ＢＨ）maxが参考例（Ｂ０）よりも大幅に低下した。さらにサンプルＢ５よりも高温の第一熱処理を施したサンプルＢ６では、サンプルの割れが生じた。
【００８８】
【表２】
2013207008.tif 000004
【００８９】
（実験例３）
Ｎｄ14.2Ｆｅbal.Ｃｏ3Ｂ6.1Ｇａ0.2Ｃｕ0.1（ｍｏｌ％）組成の急冷凝固合金を用いた以外は実験例１と同じ方法で粗粉砕、微粉砕を行い、５０％体積中心粒径（Ｄ50）４．３μｍの微粉末を得た。
【００９０】
次に、この粉末を用いて実験例１と同じ方法で成型体を作製した。成型体の密度は、寸法と重量に基づいて計算すると４．２〜４．５ｇ／ｃｍ3であった。
【００９１】
次に、成型体を０．１ＭＰａ（大気圧）のアルゴン流気中で、室温から表３に示す温度Ｔ1まで１時間で昇温した後、Ｔ1で１時間保持することにより第一熱処理を行った。
【００９２】
引き続き、実験例１と同じ方法で第二熱処理、第三熱処理を行い、サンプルを作製した。
【００９３】
また、第二熱処理開始時のサンプル密度を評価するために、実験例１と同様の方法で、第二熱処理直前で処理をやめて室温まで冷却することによって得られた成型体の密度を計算した結果を表３に示す。
【００９４】
また、参考例として、第一熱処理工程なしで作製したサンプルの評価結果も示している。
【００９５】
双方のサンプルにおいて割れは見られなかった。得られたサンプルについて実験例１と同じ方法で密度および磁気特性を測定した。測定で得られた密度、残留磁束密度（Ｂr）、配向度（Ｂr／Ｊmax）、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）を表３に示す。
【００９６】
表３に示すように、第二熱処理開始時の密度が５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下となっているサンプルＣ１では、参考例（Ｃ０）と比べて配向度（Ｂr／Ｊmax）が大幅に向上していることがわかった。これに加え、第三熱処理後の密度が参考例より向上していることにより、高いＢrと（ＢＨ）maxが得られた。またこのときの密度は６．３５ｇ／ｃｍ3であった。
【００９７】
【表３】
2013207008.tif 000005
【００９８】
（実験例４）
Ｎｄ13.7Ｆｅbal.Ｃｏ3Ｂ6.2Ｇａ0.2（ｍｏｌ％）組成の急冷凝固合金を用いた以外は実験例１と同じ方法で粗粉砕、微粉砕を行い、５０％体積中心粒径（Ｄ50）４．３μｍの微粉末を得た。
【００９９】
次に、この粉末を用いて実験例１と同じ方法で成型体を作製した。成型体の密度は、寸法と重量に基づいて計算すると４．２〜４．５ｇ／ｃｍ3であった。
【０１００】
次に、成型体を０．１ＭＰａ（大気圧）の水素流気中で室温から６００℃まで４２分で昇温した後、６００℃で３０分保持し、その後０．１ＭＰａ（大気圧）のアルゴン流気に切り替えて９５０℃まで２４分で昇温し、９５０℃で１時間保持することにより第一熱処理を行った。
【０１０１】
引き続き、実験例１と同じ方法で第二熱処理、第三熱処理を行い、サンプルを作製した。
【０１０２】
また、第二熱処理開始時のサンプル密度を評価するために、実験例１と同様の方法で、第二熱処理直前で処理をやめて室温まで冷却することによって得られた成型体の密度を計算した結果を表４に示す。
【０１０３】
また、参考例として、第一熱処理工程なしで作製したサンプルの評価結果も示している。
【０１０４】
双方のサンプルにおいて割れは見られなかった。得られたサンプルについて実験例１と同じ方法で密度および磁気特性を測定した。測定で得られた密度、残留磁束密度（Ｂr）、配向度（Ｂr／Ｊmax）、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）を表４に示す。
【０１０５】
表４に示すように、第二熱処理開始時の密度が５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下となっているサンプルＤ１では、参考例（Ｄ０）と比べて配向度（Ｂr／Ｊmax）が大幅に向上していることがわかった。これに加え、第三熱処理後の密度が参考例より向上していることにより、高いＢrと（ＢＨ）maxが得られた。またこのときの密度は６．１７ｇ／ｃｍ3であった。
【０１０６】
【表４】
2013207008.tif 000006
【０１０７】
（実験例５）
Ｎｄ14.2Ｆｅbal.Ｃｏ3Ｂ6.1Ｇａ0.2Ｃｕ0.1（ｍｏｌ％）組成の急冷凝固合金を用いた以外は実験例１と同じ方法で粗粉砕、微粉砕を行い、５０％体積中心粒径（Ｄ50）４．３μｍの微粉末を得た。。
【０１０８】
次に、この粉末を用いて実験例１と同じ方法で成型体を作製した。成型体の密度は、寸法と重量に基づいて計算すると４．２〜４．５ｇ／ｃｍ3であった。
【０１０９】
次に、成型体を０．１ＭＰａ（大気圧）の水素流気中で室温から６００℃まで４２分で昇温した後、６００℃で３０分保持し、その後０．１ＭＰａ（大気圧）のアルゴン流気に切り替えて９５０℃まで２４分で昇温し、９５０℃で１時間保持することにより第一熱処理を行った。
【０１１０】
引き続き、実験例１と同じ方法で第二熱処理、第三熱処理を行い、サンプルを作製した。
【０１１１】
また、第二熱処理開始時のサンプル密度を評価するために、実験例１と同様の方法で、第二熱処理直前で処理をやめて室温まで冷却することによって得られた成型体の密度を計算した結果を表５に示す。
【０１１２】
また、参考例として、第一熱処理工程なしで作製したサンプルの評価結果も示している。双方のサンプルにおいて割れは見られなかった。得られたサンプルについて実験例１と同じ方法で密度および磁気特性を測定した。測定で得られた密度、残留磁束密度（Ｂr）、配向度（Ｂr／Ｊmax）、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）を表５に示す。
【０１１３】
表５に示すように、第二熱処理開始時の密度が５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下となっているサンプルＥ１では、参考例（Ｅ０）と比べて配向度（Ｂr／Ｊmax）が大幅に向上していることがわかった。これに加え、第三熱処理後の密度が参考例より向上していることにより、高いＢrと（ＢＨ）maxが得られた。またこのときの密度は６．４３ｇ／ｃｍ3であった。
【０１１４】
【表５】
2013207008.tif 000007
【０１１５】
（実験例６）
Ｎｄ13.7Ｆｅbal.Ｃｏ3Ｂ6.2Ｇａ0.2（ｍｏｌ％）組成の急冷凝固合金を用いた以外は実験例１と同じ方法で粗粉砕、微粉砕を行い、５０％体積中心粒径（Ｄ50）４．３μｍの微粉末を得た。
【０１１６】
一方、Ｎｄ70Ａｌ30（ｍｏｌ％）の組成を有する急冷凝固合金をメルトスピニング法で作製した。具体的には、オリフィス径０．８ｍｍΦの石英ノズル中で合金を溶解し、ロール周速度２０ｍ／秒で回転する銅ロールに噴射し、リボン状の合金を得た。この合金を機械粉砕により粉砕し、目開き５３μｍのふるいを用いて分級し、大きさが５３μｍ以下のＮｄ−Ａｌ合金粉末を得た。
【０１１７】
次に、Ｎｄ13.7Ｆｅbal.Ｃｏ3Ｂ6.2Ｇａ0.2合金粉末をＮｄ−Ａｌ合金粉末と質量比５０：１の割合で混合した後、プレス装置の金型に充填し、０．６４ＭＡ／ｍの磁界中にて磁界と平行方向に７６ＭＰａの圧力を印加して成型体を作製した。成型体の密度は、寸法と重量に基づいて計算すると４．２〜４．５ｇ／ｃｍ3であった。
【０１１８】
次に、成型体を０．１ＭＰａ（大気圧）のアルゴン流気中で室温から９５０℃まで６６分で昇温した後、９５０℃で１時間保持することにより第一熱処理を行った。
【０１１９】
引き続き、実験例１と同じ方法で第二熱処理、第三熱処理を行い、サンプルを作製した。
【０１２０】
また、第二熱処理開始時のサンプル密度を評価するために、実験例１と同様の方法で、第二熱処理直前で処理をやめて室温まで冷却することによって得られた成型体の密度を計算した結果を表６に示す。
【０１２１】
また、参考例として、第一熱処理工程なしで作製したサンプルの評価結果も示している。双方のサンプルにおいて割れは見られなかった。得られたサンプルについて実験例１と同じ方法で密度および磁気特性を測定した。測定で得られた密度、残留磁束密度（Ｂr）、配向度（Ｂr／Ｊmax）、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）を表６に示す。
【０１２２】
表６に示すように、第二熱処理開始時の密度が５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下となっているサンプルＦ１では、参考例（Ｆ０）と比べて配向度（Ｂr／Ｊmax）が大幅に向上していることがわかった。これに加え、第三熱処理後の密度が参考例より向上していることにより、高いＢrと（ＢＨ）maxが得られた。またこのときの密度は６．４１ｇ／ｃｍ3であった。
【０１２３】
【表６】
2013207008.tif 000008
【０１２４】
（実験例７）
Ｎｄ14.2Ｆｅbal.Ｃｏ3Ｂ6.1Ｇａ0.2Ｃｕ0.1（ｍｏｌ％）組成の急冷凝固合金を用いた以外は実験例１と同じ方法で粗粉砕、微粉砕を行い、５０％体積中心粒径（Ｄ50）４．３μｍの微粉末を得た。
【０１２５】
一方、Ｎｄ70Ａｌ30（ｍｏｌ％）の組成を有する急冷凝固合金を実験例６と同じ方法で作製し、この合金を実験例６と同じ方法で粉砕、分級して、大きさが５３μｍ以下のＮｄ−Ａｌ合金粉末を得た。
【０１２６】
次に、Ｎｄ14.2Ｆｅbal.Ｃｏ3Ｂ6.1Ｇａ0.2Ｃｕ0.1合金粉末とＮｄ−Ａｌ合金粉末とを質量比５０：１の割合で混合した後、実験例６と同じ方法で成型体を作製した。成型体の密度は、寸法と重量に基づいて計算すると４．２〜４．５ｇ／ｃｍ3であった。
【０１２７】
次に、成型体を０．１ＭＰａ（大気圧）のアルゴン流気中で室温から９５０℃まで６６分で昇温した後、９５０℃で１時間保持することにより第一熱処理を行った。
【０１２８】
引き続き、実験例１と同じ方法で第二熱処理、第三熱処理を行い、サンプルを作製した。
【０１２９】
また、第二熱処理開始時のサンプル密度を評価するために、実験例１と同様の方法で、第二熱処理直前で処理をやめて室温まで冷却することによって得られた成型体の密度を計算した結果を表７に示す。
【０１３０】
また、参考例として、第一熱処理工程なしで作製したサンプルの評価結果も示している。双方のサンプルにおいて割れは見られなかった。得られたサンプルについて実験例１と同じ方法で密度および磁気特性を測定した。測定で得られた密度、残留磁束密度（Ｂr）、配向度（Ｂr／Ｊmax）、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）を表７に示す。
【０１３１】
表７に示すように、第二熱処理開始時の密度が５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下となっているサンプルＧ１では、参考例（Ｇ０）と比べて配向度（Ｂr／Ｊmax）が大幅に向上していることがわかった。これに加え、第三熱処理後の密度が参考例より向上していることにより、高いＢrと（ＢＨ）maxが得られた。またこのときの密度は６．６０ｇ／ｃｍ3であった。
【０１３２】
【表７】
2013207008.tif 000009
【０１３３】
（実験例８）
Ｎｄ13.7Ｆｅbal.Ｃｏ3Ｂ6.2Ｇａ0.2（ｍｏｌ％）組成の急冷凝固合金を用いた以外は実験例１と同じ方法で粗粉砕、微粉砕を行い、５０％体積中心粒径（Ｄ50）４．３μｍの微粉末を得た。
【０１３４】
一方、Ｎｄ70Ａｌ30（ｍｏｌ％）の組成を有する急冷凝固合金を実験例６と同じ方法で作製し、この合金を実験例６と同じ方法で粉砕、分級して、大きさが５３μｍ以下のＮｄ−Ａｌ合金粉末を得た。
【０１３５】
次に、Ｎｄ13.7Ｆｅbal.Ｃｏ3Ｂ6.2Ｇａ0.2合金粉末をＮｄ−Ａｌ合金粉末と質量比５０：１の割合で混合した後、実験例６と同じ方法で成型体を作製した。成型体の密度は、寸法と重量に基づいて計算すると４．２〜４．５ｇ／ｃｍ3であった。
【０１３６】
次に、成型体を０．１ＭＰａ（大気圧）の水素流気中で室温から６００℃まで４２分で昇温した後、６００℃で３０分保持し、その後０．１ＭＰａ（大気圧）のアルゴン流気に切り替えて９５０℃まで２４分で昇温し、９５０℃で１時間保持することにより第一熱処理を行った。
【０１３７】
引き続き、実験例１と同じ方法で第二熱処理、第三熱処理を行い、サンプルを作製した。
【０１３８】
また、第二熱処理開始時のサンプル密度を評価するために、実験例１と同様の方法で、第二熱処理直前で処理をやめて室温まで冷却することによって得られた成型体の密度を計算した結果を表８に示す。
【０１３９】
また、参考例として、第一熱処理工程なしで作製したサンプルの評価結果も示している。双方のサンプルにおいて割れは見られなかった。得られたサンプルについて実験例１と同じ方法で密度および磁気特性を測定した。測定で得られた密度、残留磁束密度（Ｂr）、配向度（Ｂr／Ｊmax）、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）を表８に示す。
【０１４０】
表８に示すように、第二熱処理開始時の密度が５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下となっているサンプルＨ１では、参考例（Ｈ０）と比べて配向度（Ｂr／Ｊmax）が大幅に向上していることがわかった。これに加え、第三熱処理後の密度が参考例より向上していることにより、高いＢrと（ＢＨ）maxが得られた。またこのときの密度は６．５４ｇ／ｃｍ3であった。
【０１４１】
【表８】
2013207008.tif 000010
【０１４２】
（実験例９）
Ｎｄ14.2Ｆｅbal.Ｃｏ3Ｂ6.1Ｇａ0.2Ｃｕ0.1（ｍｏｌ％）組成の急冷凝固合金を用いた以外は実験例１と同じ方法で粗粉砕、微粉砕を行い、５０％体積中心粒径（Ｄ50）４．３μｍの微粉末を得た。
【０１４３】
一方、Ｎｄ70Ａｌ30（ｍｏｌ％）の組成を有する急冷凝固合金を実験例６と同じ方法で作製し、この合金を実験例６と同じ方法で粉砕、分級して、大きさが５３μｍ以下のＮｄ−Ａｌ合金粉末を得た。
【０１４４】
次に、Ｎｄ14.2Ｆｅbal.Ｃｏ3Ｂ6.1Ｇａ0.2Ｃｕ0.1合金粉末をＮｄ−Ａｌ合金粉末と質量比５０：１の割合で混合した後、実験例６と同じ方法で成型体を作製した。成型体の密度は、寸法と重量に基づいて計算すると４．２〜４．５ｇ／ｃｍ3であった。
【０１４５】
次に、成型体を０．１ＭＰａ（大気圧）の水素流気中で室温から６００℃まで４２分で昇温した後、６００℃で３０分保持し、その後０．１ＭＰａ（大気圧）のアルゴン流気に切り替えて９５０℃まで２４分で昇温し、９５０℃で１時間保持することにより第一熱処理を行った。
【０１４６】
引き続き、実験例１と同じ方法で第二熱処理、第三熱処理を行い、サンプルを作製した。
【０１４７】
また、第二熱処理開始時のサンプル密度を評価するために、実験例１と同様の方法で、第二熱処理直前で処理をやめて室温まで冷却することによって得られた成型体の密度を計算した結果を表９に示す。
【０１４８】
また、参考例として、第一熱処理工程なしで作製したサンプルの評価結果も示している。双方のサンプルにおいて割れは見られなかった。得られたサンプルについて実験例１と同じ方法で密度および磁気特性を測定した。測定で得られた密度、残留磁束密度（Ｂr）、配向度（Ｂr／Ｊmax）、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）を表９に示す。
【０１４９】
表９に示すように、第二熱処理開始時の密度が５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下となっているサンプルＩ１では、参考例（Ｉ０）と比べて配向度（Ｂr／Ｊmax）が大幅に向上していることがわかった。これに加え、第三熱処理後の密度が参考例より向上していることにより、高いＢrと（ＢＨ）maxが得られた。またこのときの密度は６．６６ｇ／ｃｍ3であった。
【０１５０】
【表９】
2013207008.tif 000011
【０１５１】
（実験例１０）
実験例１におけるサンプルＡ０（参考例）、Ａ２（実施例）、Ａ３（実施例）、Ａ６（比較例）と同一条件で作製した磁石を超硬合金製の金型に装入し、８００℃まで昇温した後、５０ＭＰａの圧力を付与した状態で２０分保持してホットプレスを行ない、密度が７．４ｇ／ｃｍ3以上になるように緻密化した。
【０１５２】
得られたサンプルについて実験例１と同じ方法で密度および磁気特性を測定した。測定で得られた残留磁束密度（Ｂr）、配向度（Ｂr／Ｊmax）、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）を表１０に示す。
【０１５３】
表１で示したように、第二熱処理時の密度が５．７ｇ／ｃｍ3以上６．４ｇ／ｃｍ3以下となっていたために第三熱処理後の配向度が向上したサンプルＡ２、Ａ３では、表１０に示すように、参考例（Ａ０）と比べてホットプレス後の配向度（Ｂr／Ｊmax）も大幅に向上しており、これにともなって高いＢrが得られた。一方、第二熱処理時の密度が５．７ｇ／ｃｍ3未満であったサンプルＡ６では、参考例（Ａ０）と同等の配向度およびＢｒしか得られなかった。
【０１５４】
【表１０】
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【産業上の利用可能性】
【０１５５】
本発明により作製された磁石は、従来の多孔質磁石に比べて高い配向度および残留磁束密度を有するため、これらの特性が求められる様々な用途に好適に用いられる。
【符号の説明】
【０１５６】
１０    多孔体
２７    金型（ダイ）
２８ａ  上パンチ
２８ｂ  下パンチ
３０ａ  駆動部
３０ｂ  駆動部
２６    チャンバ
【図１】
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【図２】
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