(57)【要約】【課題】残留磁束密度と異方性の両方を同時に向上させることができる、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有する希土類磁石の製造方法を提供する。【解決手段】式（Ｒ１（１−ｘ）Ｒ２ｘ）ｐ（Ｆｅ（１−ｙ）Ｃｏｙ）ｑＴｒＭｓで表される組成の合金の溶湯を準備すること、前記溶湯を冷却し、薄片を得ること、前記薄片を粉砕し、粉末を得ること、前記粉末を圧粉し、圧粉体を得ること、前記圧粉体を焼結し、焼結体を得ること、かつ、前記焼結体を、７００〜１０００℃で、熱間加工すること、を含む、希土類磁石の製造方法。【選択図】図３
2017073544.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
式（Ｒ１（１−ｘ）Ｒ２ｘ）ｐ（Ｆｅ（１−ｙ）Ｃｏｙ）ｑＴｒＭｓ
（上式中、
Ｒ１はＳｍ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｒ、Ｔｍ、及びＹｂからなる群より選ばれる１種以上の希土類元素であり、
Ｒ２はＺｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、及びＬｕからなる群より選ばれる１種以上の元素であり、
ＴはＴｉ、Ｖ、Ｍｏ及びＷからなる群より選ばれる１種以上の元素であり、
Ｍは不可避不純物元素並びにＡｌ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ及びＡｕからなる群より選ばれる１種以上の元素であり、
０≦ｘ≦０．５、
０≦ｙ≦０．７、
４≦ｐ≦２０、
ｑ＝１００−ｐ−ｒ−ｓ、
３．８≦ｒ≦５．８、
０≦ｓ≦３である）
で表される組成の合金の溶湯を準備すること、
前記溶湯を冷却し、薄片を得ること、
前記薄片を粉砕し、粉末を得ること、
前記粉末を圧粉し、圧粉体を得ること、
前記圧粉体を焼結し、焼結体を得ること、かつ、
前記焼結体を、７００〜１０００℃で、熱間加工すること、
を含む、希土類磁石の製造方法。
【請求項２】
前記熱間加工が、熱間据え込み加工である、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記熱間加工が、熱間後方押出し加工である、請求項１に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、希土類磁石の製造方法、特に、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有する希土類磁石の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
永久磁石の応用はエレクトロニクス、情報通信、医療、工作機械分野、産業用・自動車用モータなど広範な分野に及んでおり、二酸化炭素排出量の抑制の要求が高まっている中、ハイブリッドカーの普及、産業分野での省エネ、発電効率の向上などで近年さらに高特性の永久磁石開発への期待が高まっている。
【０００３】
現在、高性能磁石として市場を席巻しているＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、ＨＶ／ＥＨＶ用の駆動モータ用磁石にも使用されている。そして、昨今、モータのさらなる小型化、高出力化（磁石の残留磁束密度の増加）が追求されていることに対応して、新しい永久磁石材料の開発が進められている。
【０００４】
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石を超える性能を有する材料開発の一つとして、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有する希土類磁石の研究が進められている。
【０００５】
例えば、特許文献１には、ＴｈＭｎ１２型正方晶構造を有する硬磁性相と、非磁性相とを含む合金からなる希土類磁石が開示されている。そして、その合金の組成は［Ｒ１−ａ（Ｍ１）ａ］［Ｔ１−ｂ−ｃ（Ｍ２）ｂ（Ｍ３）ｃ］ｄＸα（ただし、Ｒは少なくとも１種の希土類元素（Ｙを含む）、Ｍ１はＺｒおよびＨｆからなる群から選ばれる少なくとも１種、ＴはＦｅ、Ｃｏ、及びＮｉからなる群から選ばれる少なくとも１種、Ｍ２はＣｕ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｉｎ、及びＰｂからなる群から選ばれる少なくとも１種、Ｍ３はＡｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｚｎ、Ｂ、Ｐ、及びＳからなる群から選ばれる少なくとも１種、ＸはＳｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種、並びに、０≦ａ≦０．６、０．０１≦ｂ≦０．２０、０≦ｃ≦０．０５、７≦ｄ≦１１、及び０．５≦α≦２．０（原子比））であることが開示されている。さらに、その合金を熱間加工することが開示されている。
【０００６】
ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有する希土類磁石については、その希土類磁石を熱間で圧縮することにより、磁化容易軸（ｃ軸）を、圧縮方向に垂直な方向に配向させ得ることが知られている。
【０００７】
例えば、非特許文献１には、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有する、鋳造したままのＮｄ−Ｆｅ−Ｖ合金を、熱間鍛造で圧縮することにより、磁化容易軸が、その圧縮方向に垂直な方向に配向す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２００１−１８９２０６号公報
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】Ｓ．Ｒｉｖｏｉｒａｒｄ  ｅｔ  ａｌ．，  ”Ｔｅｘｔｕｒｅ  ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ  ｉｎ  Ｎｄ−Ｆｅ−Ｖ  ａｎｄ  Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ  ａｌｌｏｙ  ｂｙ  ｈｏｔ  ｆｏｒｇｉｎｇ  ｉｎ  ｖｉｅｗ  ｏｆ  ｉｍｐｒｏｖｉｎｇ  ｐｅｒｍａｎｅｎｔ  ｍａｇｎｅｔ  ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ”，  Ｓｏｌｉｄ  Ｓｔａｔｅ  Ｐｈｅｎｏｍｅｎａ，  Ｖｏｌ．  １０５（２００５），  ｐｐ．  ２９１−２９６，  （ＣＲＥＴＡ−ＣＮＲＳ，  ＦＲＡＮＣＥ）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
特許文献１に開示された希土類磁石は、残留磁束密度を向上させると、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を安定して得られないことがあった。
【００１１】
希土類磁石中で、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有する部分の割合が低下すると、希土類磁石を熱間圧縮しても、非特許文献１に開示されるような配向性は弱くなる。
【００１２】
したがって、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有する希土類磁石で、残留磁束密度と異方性の両方を同時に高める必要がある、という課題を本発明者らは見出した。
【００１３】
本発明は、残留磁束密度と異方性の両方を同時に向上させることができる、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有する希土類磁石の製造方法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】
【００１４】
発明者らは鋭意検討の結果、本発明に想到した。本発明の要旨は、次のとおりである。
〈１〉式（Ｒ１（１−ｘ）Ｒ２ｘ）ｐ（Ｆｅ（１−ｙ）Ｃｏｙ）ｑＴｒＭｓ
（上式中、
Ｒ１はＳｍ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｒ、Ｔｍ、及びＹｂからなる群より選ばれる１種以上の希土類元素であり、
Ｒ２はＺｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、及びＬｕからなる群より選ばれる１種以上の元素であり、
ＴはＴｉ、Ｖ、Ｍｏ及びＷからなる群より選ばれる１種以上の元素であり、
Ｍは不可避不純物元素並びにＡｌ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ及びＡｕからなる群より選ばれる１種以上の元素であり、
０≦ｘ≦０．５、
０≦ｙ≦０．７、
４≦ｐ≦２０、
ｑ＝１００−ｐ−ｒ−ｓ、
３．８≦ｒ≦５．８、
０≦ｓ≦３である）
で表される組成の合金の溶湯を準備すること、
前記溶湯を冷却し、薄片を得ること、
前記薄片を粉砕し、粉末を得ること、
前記粉末を圧粉し、圧粉体を得ること、
前記圧粉体を焼結し、焼結体を得ること、かつ、
前記焼結体を、７００〜１０００℃で、熱間加工すること、
を含む、希土類磁石の製造方法。
〈２〉前記熱間加工が、熱間据え込み加工である、〈１〉項に記載の方法。
〈３〉前記熱間加工が、熱間後方押出し加工である、〈１〉又は〈２〉項に記載の方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、残留磁束密度と異方性の両方を同時に向上させることができる、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有する希土類磁石の製造方法を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】Ｒ１Ｆｅ１２−ｘＴｘ合金中のＴ成分の安定領域を示すグラフである。
【図２】ストリップキャスト装置の概略図である。
【図３】熱間据え込み加工の一例を示す縦断面模式図である。
【図４】熱間後方押出し加工の一例を示す縦断面模式図である。
【図５】実施例３に係る希土類磁石の熱間据え込み加工後の磁気特性を示す図である。
【図６】実施例３に係る希土類磁石の熱間据え込み加工前後のＸ線回折（ＸＲＤ）分析結果を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、本発明に係る希土類磁石の製造方法の実施形態を詳細に説明する。なお、以下に示す実施形態は、本発明を限定するものではない。
【００１８】
本発明に係る希土類磁石の製造方法は、先ず、式（Ｒ１（１−ｘ）Ｒ２ｘ）ｐ（Ｆｅ（１−ｙ）Ｃｏｙ）ｑＴｒＭｓで表される組成の合金の溶湯を準備する。
【００１９】
（Ｒ１）
Ｒ１は希土類元素であり、本発明の製造方法で得られる希土類磁石が磁気特性を発現するために必須の成分である。Ｒ１は、Ｓｍ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｒ、Ｔｍ、及びＹｂからなる群より選ばれる１種以上の希土類元素であり、Ｎｄ及びＳｍを用いることが好ましい。
【００２０】
（Ｒ２）
Ｒ２はＺｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、及びＬｕからなる群より選ばれる１種以上の元素であり、Ｒ１の一部を置換して、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造の安定化に寄与する。Ｒ２元素はＴｈＭｎ１２型結晶内のＲ１元素と置換し、結晶格子の収縮を生じる。これにより、合金を高温度に上げたり、窒素原子などを結晶格子内に侵入させた場合に、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を安定に維持する作用がある。一方、磁気特性面ではＲ１元素に由来する強い磁気異方性をＲ２置換によって薄める。
【００２１】
Ｒ１のＲ２による置換率ｘは、結晶の安定性と磁気特性の両面から決定される。ただし、本発明においてはＲ２の添加は必須ではない。Ｒ２の置換量が０の場合には、合金の成分組成の調整と熱処理等によってＴｈＭｎ１２型の結晶構造の安定化を図ることができ、異方性磁界が高まる。一方、置換率ｘが０．５以下であれば、異方性磁界が著しく低下してしまうことはない。置換率ｘは、０≦ｘ≦０．３であることが好ましい。
【００２２】
Ｒ１とＲ２の配合量ｐは、Ｒ１とＲ２の合計であり、４〜２０原子％である。配合量ｐが４原子％以上であれば、α−Ｆｅ相の析出が顕著にならず、熱処理後にＦｅ相の体積分率を下げることができ、希土類磁石としての性能を充分に発揮することができる。配合量ｐは７原子％以上であることが好ましい。一方、配合量ｐが２０原子％以下であれば、粒界相が過多になり、その結果、残留磁束密度が低下することはない。配合量ｐは１５原子％以下であること好ましい。
【００２３】
（Ｔ）
ＴはＴｉ、Ｖ、Ｍｏ及びＷからなる群より選ばれる１種以上の元素である。図１に、Ｒ１Ｆｅ１２−ｘＴｘ化合物におけるＴ元素の安定化領域を示すが（出典：Ｋ．Ｈ．Ｊ．  Ｂｕｓｃｈｏｗ，  Ｒｅｐ．  Ｐｒｏｇ．  Ｐｈｙｓ．  ５４，  １１２３  （１９９１））、Ｒ１−Ｆｅの２元系合金に第３の元素としてＴｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗを添加することによりＴｈＭｎ１２型の結晶構造が安定化され、優れた磁気特性を示すことが知られている。
【００２４】
従来、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を安定させるためには、比較的多量のＴ成分を合金に添加する必要があるとされていた。これにより、合金を構成するＦｅ成分の含有率が低くなり、かつ最も残留磁束密度に影響するＦｅ原子の占有サイトが例えばＴ原子に置き換わり、全体の残留磁束密度を低下させていた。残留磁束密度を向上させるためにはＴの配合量を低下させればよいが、その場合、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造の安定化が損なわれてしまう。これは、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を安定化させているＴを減らすと、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造の安定化が損なわれ、異方性磁界又は保磁力の障害となるα−（Ｆｅ，Ｃｏ）が析出してしまうためである。
【００２５】
そこで、Ｔの配合量は、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を安定させるために必要な最小限度とする。すなわち、Ｔの配合量ｒは、３．８〜５．８原子％とする。配合量ｒが３．８原子％以上であれば、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を安定性を損なうことはない。。一方、配合量ｒが５．８原子％以下であれば、合金中のＦｅの含有率が低くなりすぎることはなく、得られた希土類磁石の残留磁束密度を低下させることはない。
【００２６】
（Ｍ）
Ｍは不可避不純物元素並びにＡｌ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ及びＡｕからなる群より選ばれる１種以上の元素である。これらの元素は、原料及び／又は製造工程で、不可避に混入してしまう元素である。
【００２７】
Ｍの配合量ｓは、少ないほどよく、０原子％であってもよい。しかし、過度に純度の高い原料を用いないようにするため、Ｍの配合量ｓは０．１原子％以上であることが好ましい。一方、Ｍの配合量ｓが３原子％以下であれば、得られた希土類磁石の性能を、実質的に劣化させることはない。Ｍの配合量ｓは１原子％以下であることが好ましい。
【００２８】
（Ｆｅ及びＣｏ）
本発明で用いる合金は、これまでに説明したＲ１、Ｒ２、Ｔ、及びＭの他に、Ｆｅ及びＣｏを含む。Ｃｏは、Ｆｅの一部を置換して、スレーターポーリング則により、自発磁化を増大させ、異方性磁界と飽和磁化の両特性を向上させる。スレーターポーリング則の効果は、ＦｅのＣｏによる置換率が０．５以下のときに発揮される。また、Ｆｅの一部をＣｏで置換することにより、化合物のキューリー点を上昇させるため、高温度での残留磁束密度の低下を抑制させる。
【００２９】
Ｆｅ及びＣｏは、合金中で、Ｒ１、Ｒ２、Ｔ、及びＭの残部である。したがって、Ｆｅ及びＣｏの配合量ｑ（原子％）は、１００−ｐ−ｒ−ｓで表される。
【００３０】
（溶湯の準備）
これまでに説明してきた組成の合金を溶解して溶湯とする。溶解方法に特に制限はないが、溶解中に合金の組成が変化しない溶解方法が好ましい。例えば、高周波溶解が好ましい。溶解中に、特定の成分が蒸発等により減耗したり、特定の成分が酸化物を形成してスラグとして排出されてしまうような場合には、その分を見込んで、次に述べる冷却時に、上述した合金組成になるように、原料を秤量し、その原料を溶解して溶湯とする。
【００３１】
（溶湯の冷却）
本発明の製造方法では、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造の安定性を維持するため、必要最低限のＴの量を確保しているため、溶湯の冷却速度を特段に特定しなくてもよい。この安定性を一層高める観点からは、溶湯を急冷することが好ましい。
【００３２】
ＴｈＭｎ１２型の結晶が析出する温度は、α−（Ｆｅ，Ｃｏ）が析出する温度よりも低い。したがって、α−（Ｆｅ，Ｃｏ）が析出する温度付近に長くとどまらないようにしてα−（Ｆｅ，Ｃｏ）の析出を一層低減させ、ＴｈＭｎ１２型結晶を、できるだけ多く生じさせるようにすれば、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を安定性を一層向上させることができる。
【００３３】
すなわち、溶湯の冷却速度は１×１０２〜１×１０７Ｋ／秒が好ましい。。速度が１×１０２Ｋ／秒以上であれば、薄片中で、α−（Ｆｅ，Ｃｏ）の析出を一層低減させ、ＴｈＭｎ１２型結晶を一層多く生じさせることができる。速度は１×１０３Ｋ／秒以上であることがより好ましい。一方、速度が１×１０７Ｋ／秒以下であれば、冷却のための装置が複雑になり過ぎない。速度は１×１０６Ｋ／秒以下であることがより好ましい。
【００３４】
溶湯を１×１０２〜１×１０７Ｋ／秒の速度で冷却したとき、薄片の平均結晶粒径は、１０〜１００００ｎｍである。なお、この場合の平均粒径は、個々の結晶の粒径を円相当径としたとき、それらの円相当径の平均値である。
【００３５】
冷却装置としては、例えば図２に示すようなストリップキャスト装置１０を用いることができる。ストリップキャスト装置１０においては、溶解炉１１で合金原料が溶解され、式（Ｒ１（１−ｘ）Ｒ２ｘ）ｐ（Ｆｅ（１−ｙ）Ｃｏｙ）ｑＴｒＭｓで表される組成の合金の溶湯１２を準備する。この溶湯１２を、タンディッシュ１３に一定の供給量で供給する。タンディッシュ１３に供給された溶湯１２を、タンディッシュ１３の端部から自重、または、Ａｒ差圧によって冷却ロール１４に供給する。
【００３６】
ここでタンディッシュ１３は、セラミックス等で構成され、溶解炉１１から所定の流量で連続的に供給する溶湯１２を一時的に貯湯し、冷却ロール１４への溶湯１２の流れを整流することができる。また、タンディッシュ１３は、冷却ロール１４に達する直前の溶湯１２の温度を調整する機能をも有する。
【００３７】
冷却ロール１４は、銅やクロムなどの熱伝導性の高い材料から形成されており、ロール表面は高温の溶湯との浸食を防止するためにクロムメッキ等が施される。このロールは、図示していない駆動装置により所定の回転速度で矢印方向に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り、溶湯の冷却速度を制御することができる。
【００３８】
合金溶湯１２を、冷却ロール１４の外周上で冷却する。それにより、合金溶湯１２は凝固し、薄片１５となる。そして、薄片１５は冷却ロール１４から剥離する。剥離した薄片１５を、図示しない回収装置を用いて回収する。
【００３９】
（薄片の粉砕）
回収した薄片１５を粉砕し、粉末を得る。粉砕方法は常法でよく、例えば、カッターミルを用いる方法が挙げられる。粉末の粒径は、後述する焼結が行える粒径であれば特に制限はないが、１〜１０００μｍが好ましい。粒径が１μｍ以上であれば、粉砕に過度の工数を要することはない。粒径は１０μｍ以上であることがより好ましい。一方、粒径が１０００μｍ以下であれば、焼結に支障はない。粒径は２００μｍ以下であることがより好ましい。
【００４０】
（粉末の圧粉）
粉末は圧粉され、圧粉体を得る。圧粉方法は常法でよい。例えば、金型に粉末を装入し、プレス機を用いて圧縮することが挙げられる。
【００４１】
（圧粉体の焼結）
圧粉体は焼結され、焼結体を得る。焼結方法は、常法でよく、例えば、放電プラズマ焼結法（ＳＰＳ：Ｓｐａｒｋ  Ｐｌａｓｍａ  Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ）、高周波加熱によるホットプレス、及び集光加熱によるホットプレス等が挙げられる。放電プラズマ焼結法、高周波加熱によるホットプレス、及び集光加熱によるホットプレスは、所望の温度まで急速に圧粉体を昇温でき、圧粉体が所望の温度に達するまでに、結晶粒が粗大化することを防止できる点で好ましい。
【００４２】
焼結温度は、合金組成により適宜選択すればよく、７００〜８００℃が好ましい。焼結温度が７００℃以上であれば、比較的短時間で、圧粉体を焼結することができる。焼結温度は７２０℃以上であることがより好ましい。一方、焼結温度が８００℃以下であれば、焼結中に、結晶粒が粗大化することはない。焼結温度は７８０℃以下であることがより好ましい。
【００４３】
焼結中は、圧粉体が膨張により変形することを防止するため、圧粉体を装入した金型の蓋を１００〜５００ＭＰａで加圧しておくことが好ましい。加圧力が１００ＭＰａ以上であれば、膨張力に対抗できる。一方、加圧力が５００ＭＰａ以下であれば、焼結中に圧粉体を塑性変形させない。
【００４４】
焼結温度は、焼結体の質量に応じて適宜決定すればよい。また、焼結雰囲気は、特に限定されないが、焼結体の酸化を防止するため、アルゴンガス雰囲気が好ましい。
【００４５】
（焼結体の熱間加工）
得られた焼結体を７００〜１０００℃で圧縮する、熱間加工を行う。熱間加工の温度が７００℃以上であれば、焼結体が軟化し、焼結体を比較的容易に圧縮させることができる。その結果、磁化容易軸が、その圧縮方向に垂直な方向に配向し、高い異方性を有する希土類磁石を得ることができる。この観点からは、熱間加工温度は、８００℃以上が好ましい。
【００４６】
一方、熱間加工の温度が１０００℃以下であれば、結晶粒が粗大化することはなく、磁気特性を劣化させない。また、焼結体が過度に軟化し、焼結体を圧縮変形する際に、焼結体を破損することもない。これらの観点からは、熱間加工の温度は、９００℃以下であることが好ましい。
【００４７】
熱間加工時の加工率は、次のように定義される。
加工率（％）＝
（圧縮前の圧縮方向厚さ−圧縮後の圧縮方向厚さ）／（圧縮前の圧縮方向厚さ）×１００
【００４８】
加工率については、３０〜９０％が好ましい。加工率が３０％以上であれば、上述した、磁化容易軸の配向効果を得られる。一方、加工率が９０％以下であれば、圧縮が強すぎて焼結体が破損してしまうことはない。
【００４９】
熱間加工の方法については、熱間加工時の温度が上述した範囲であれば、その方法は、特に限定されない。本発明における熱間加工は、上述した温度範囲内で、焼結体の一方向を拡大していても、焼結体の少なくとも別の一方向を圧縮していればよい。熱間加工の方法としては、例えば、熱間据え込み加工と、熱間後方押出し加工がある。それぞれについて、次に説明する。
【００５０】
（熱間据え込み加工）
図３は、熱間据え込み加工の一例を示す縦断面模式図である。図３（ａ）は、焼結体を熱間据え込み加工する直前の状態を示し、図３（ｂ）は、焼結体を熱間据え込み加工しているときの状態を示す。
【００５１】
熱間据え込み加工用金型５０は、可動型５２と固定型５４を備える。焼結体５６を、可動型５２と固定型５４の間に設置する。可動型５２を固定型５４に近づける方向に移動させることにより、焼結体５６を変形する。すなわち、図３（ｂ）の矢印の方向に可動型５２を移動させることにより、焼結体５６を変形する。
【００５２】
図３（ｂ）において、焼結体５６に関し、紙面上下方向は圧縮されているが、紙面左右方向は拡大されている。すなわち、熱間据え込み加工における圧縮方向は、図３（ｂ）において、紙面上下方向である。したがって、熱間据え込み加工により、磁化容易軸は、その圧縮方向に垂直な方向、すなわち、図３（ｂ）において、紙面左右方向に配向する。これは、言い換えると、磁化容易軸は、据え込み加工方向と垂直な方向に配向する。また、変形前の焼結体の圧縮方向厚さとは、変形前の可動型５２と固定型５４の間隔のことをいい、変形後の焼結体の圧縮方向厚さとは、変形終了時の可動型５２と固定型５４の間隔のことをいう。
【００５３】
（熱間後方押出し加工）
図４は、熱間後方押出し加工の一例を示す縦断面模式図である。図４（ａ）は、焼結体を熱間後方押出し加工する直前の状態を示し、図４（ｂ）は、焼結体を後方押出し加工しているときの状態を示す。
【００５４】
後方押出し加工用金型６０は、固定型６２と可動型６４を備える。固定型６２は、可動型６４を摺動可能にする収納する挿入孔６３を備える。
【００５５】
挿入孔６３は、その一方のみが開口しており、その開口部から可動型６４を挿入する。可動型６４の外壁は挿入孔６３の周壁と接しながら、可動型６４は挿入孔６３の軸方向に摺動する。このように、可動型６４が摺動することができれば、可動型６４の外壁と挿入孔６３の周壁の形状は、特に制限されず、例えば、円柱状又は四角柱状等である。
【００５６】
可動型６４は、貫通孔６５を備える。貫通孔６５は、後述する変形した焼結体６６を押し出すことができれば、その形状に制限はなく、例えば、円柱状又は四角柱状である。
【００５７】
焼結体６６を、挿入孔６３の開口部と反対側、すなわち、図４（ａ）において、挿入孔６３の底部に設置する。そして、可動型６４を挿入孔６３に挿入し、図４（ｂ）に示したように、可動型６４の端面で焼結体６６を押し潰すと、変形した焼結体６６は、貫通孔６５に押し出される。押出しは、可動型６４の端面が、挿入孔６３の端面に達するまで行われる。
【００５８】
図４（ｂ）において、焼結体６６に関し、紙面左右方向は圧縮されているが、紙面上下方向は拡大されている。すなわち、後方押出し加工における圧縮方向は、図４（ｂ）において、紙面左右方向である。したがって、後方押出し加工により、磁化容易軸は、その圧縮方向に垂直な方向、すなわち、図４（ｂ）において、紙面上下方向に配向する。これは、言い換えると、磁化容易軸は、押出し方向と平行な方向に配向する。また、挿入孔６３と貫通孔６５の軸に対して垂直な断面が、いずれも円である場合、変形前の焼結体の圧縮方向厚さとは、挿入孔６３の軸に対して垂直な断面の直径をいい、変形後の焼結体の圧縮方向厚さとは、貫通孔６５の軸に対して垂直な断面の直径をいう。挿入孔６３と貫通孔６５の軸に対して垂直な断面が、円でない場合、変形前の焼結体の圧縮方向厚さとは、挿入孔６３の軸に対して垂直な断面の円相当径をいい、変形後の焼結体の圧縮方向厚さとは、貫通孔６３の軸に対して垂直な断面の円相当径をいう。
【実施例】
【００５９】
以下、本発明を実施例により、さらに具体的に説明する。なお、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。
【００６０】
（実施例１〜４）
Ｓｍ７．７（Ｆｅ０．７５Ｃｏ０．２５）８８．５Ｔｉ３．８で表される組成の合金の溶湯を準備し、図２に示した装置を用いて、２×１０６Ｋ／秒の速度で溶湯を冷却して、薄片を製作した。
【００６１】
薄片をカッターミルを用いて粉砕し、粉末とした。粉末を金型に挿入し、圧粉体を製作した。得られた圧粉体を、高周波加熱によるホットプレス法で焼結した。焼結温度は７５０℃とし、焼結雰囲気はアルゴンガス雰囲気とした。また、焼結中は、圧粉体を４００ＭＰａで加圧した。
【００６２】
得られた焼結体を、熱間据え込み加工した。熱間据え込み加工の温度は、実施例１は７００℃、実施例２は８００℃、実施例３は９００℃、とした。実施例１〜３全てについて、加工率は７５％であった。
【００６３】
（実施例４及び５）
Ｓｍ７．７（Ｆｅ０．７５Ｃｏ０．２５）８８．５Ｔｉ３．８で表される組成の合金の溶湯を準備し、図２に示した装置を用いて、２×１０６Ｋ／秒の速度で溶湯を冷却して、薄片を製作した。
【００６４】
薄片をカッターミルを用いて粉砕し、粉末とした。粉末を金型に挿入し、圧粉体を製作した。得られた圧粉体を、高周波加熱によるホットプレス法で焼結した。焼結温度は７５０℃とし、焼結雰囲気はアルゴンガス雰囲気とした。また、焼結中は、圧粉体を２００ＭＰａで加圧した。
【００６５】
得られた焼結体を、熱間後方押出し加工した。熱間後方押出し加工の温度については、実施例４は１０００℃、実施例５は９００℃とした。実施例４及び５のいずれも、加工率は７０％であった。
【００６６】
（実施例６）
（Ｓｍ０．８Ｚｒ０．２）７．７Ｆｅ０．７５Ｃｏ０．２５）８６．５Ｔｉ５．８で表される組成の合金の溶湯を準備したこと以外は、実施例３と同様に、実施例７の希土類磁石を製作した。
【００６７】
（実施例７）
（Ｎｄ０．９Ｚｒ０．１）７．７Ｆｅ０．７５Ｃｏ０．２５）８６．５Ｔｉ５．８で表される組成の合金の溶湯を準備したこと以外は、実施例３と同様に、実施例７の希土類磁石を製作した。
【００６８】
（参考例１）
Ｎｄ１３．８Ｆｅ７５．７Ｃｏ４．５Ｂ５．５Ｇａ０．５で表される組成の合金の溶湯を準備したこと以外は、実施例２と同様に、参考例１の希土類磁石を製作した。
【００６９】
（参考例２）
Ｎｄ１３．８Ｆｅ７５．７Ｃｏ４．５Ｂ５．５Ｇａ０．５で表される組成の合金の溶湯を準備したこと、及び、熱間後方押出し加工の温度を８００℃にしたこと以外は、実施例４と同様に、参考例２の希土類磁石を製作した。
【００７０】
（参考例３）
熱間据え込み加工を焼結体に施さなかったこと以外は、実施例１と同様に、参考例３の希土類磁石を製作した。
【００７１】
（参考例４）
熱間据え込み加工を焼結体に施さなかったこと以外は、実施例７と同様に、参考例４の希土類磁石を製作した。
【００７２】
（評価）
得られた希土類磁石それぞれを、２ｍｍ角に切断し、振動試料型磁力計（ＶＳＭ：Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ  Ｓａｍｐｌｅ  Ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）を用いて磁気特性を評価した。また、得られた希土類磁石それぞれを、Ｘ線回折（ＸＲＤ：Ｘ  Ｒａｙ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）分析した。
【００７３】
評価結果を、図５〜６及び表１に示す。
【００７４】
図５は、実施例３に係る希土類磁石の熱間据え込み加工後の磁気特性を示す図である。実線は圧縮方向に垂直な方向の磁気特性を、破線は圧縮方向に平行な方向の磁気特性を示す。図５から分かるように、圧縮方向に垂直な方向の磁気特性が、圧縮方向に平行な方向の磁気特性よりも良好である。したがって、実施例３の希土類磁石の磁化容易軸は、その圧縮方向に垂直な方向に配向しているといえる。
【００７５】
図６は、実施例３に係る希土類磁石の熱間据え込み加工前後のＸ線回折（ＸＲＤ）分析結果を示す図である。実線は熱間据え込み加工後の分析結果、破線は熱間据え込み加工前の分析結果を示す。図６には、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有するＮｄＦｅ１１Ｔｉ相のピーク位置を黒四角で、α−Ｆｅ相のピーク位置を黒三角で併記した。
【００７６】
図６からわかるように、ＴｈＭｎ１２型の結晶のａ方向に由来する（２２０）、（３２０）、（４１０）、及び（３３０）面のピーク強度、並びに、それに近い（３０１）などのピーク強度が、熱間据え込み後に強くなっている。したがって、実施例３の希土類磁石の磁化容易軸であるｃ面方向は、その圧縮方向に垂直に配向しているといえる。なお、このような配向が強まると、見かけ上、ＮｄＦｅ１１Ｔｉ相のピーク位置がずれるが、実際のピーク位置は、熱間据え込み加工前後で同じである。
【００７７】
【表１】
2017073544.tif 000003
【００７８】
表１において、Ｂｒ（平行）は圧縮方向に平行な方向の残留磁束密度、Ｂｒ（垂直）は圧縮方向に垂直な方向の残留磁束密度を示す。また、配向度ωを、ω＝｛Ｂｒ（垂直）−Ｂｒ（平行）｝／Ｂｒ（垂直）で定義した。ωが０より大きく１以下のとき、希土類磁石の磁化容易軸は、その圧縮方向に垂直な方向に配向している。
【００７９】
また、参考までに、各希土類磁石に対して、ヘキサゴンＡ、Ｂ、Ｃを、Ａ：希土類原子を中心としたＦｅ（８ｉ）とＦｅ（８ｊ）サイトで構成される６員環、Ｂ：Ｆｅ（８ｉ）−Ｆｅ（８ｉ）ダンベルを中心とした、Ｆｅ（８ｉ）とＦｅ（８ｊ）サイトで構成される６員環、Ｃ：Ｆｅ（８ｉ）−希土類原子の線上を中心としたＦｅ（８ｊ）とＦｅ（８ｆ）サイトで構成される６員環と定義したときに、ヘキサゴンＡのａ軸方向長さ：Ｈｅｘ（Ａ）を併記した。
【００８０】
表１から明らかなように、実施例１〜７全てについて、ωが０より大きく１以下であり、希土類磁石の磁化容易軸は、その圧縮方向に垂直な方向に配向していることを確認した。また、実施例１〜７については、熱間加工を行わなかった参考例３及び４よりも、Ｂｒ（垂直）が高いことを確認した。一方、参考例１及び２は、ωが０より大きく１以下を満たしておらず、希土類磁石の磁化容易軸は、その圧縮方向に垂直な方向に配向していないことを確認した。また、参考例３及び４は、熱間加工を行わなかったことからω＝０であり、配向性（異方性）は認められなかった。
【産業上の利用可能性】
【００８１】
本発明によれば、残留磁束密度と異方性の両方を同時に向上させることができる、ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有する希土類磁石の製造方法を得ることができる。したがって、本発明は、産業上の利用可能性が大きい。
【符号の説明】
【００８２】
１０    ストリップキャスト装置
１１    溶解炉
１２    溶湯
１３    タンディッシュ
１４    冷却ロール
１５    薄片
５０    熱間据え込み加工用金型
５２    可動型
５４    固定型
５６    焼結体
６０    後方押出し加工用金型
６２    固定型
６３    挿入孔
６４    可動型
６５    貫通孔
６６    焼結体
【図１】
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【図２】
2017073544.tif 000005
【図３】
2017073544.tif 000006
【図４】
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【図５】
2017073544.tif 000008
【図６】
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