(57)【要約】【課題】Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中のＤｙ濃度が高く、しかもＲ−Ｔ−Ｂ系合金の粉砕性を低下させることのない、優れた磁気特性を有する希土類系永久磁石の原料となるＲ−Ｔ−Ｂ系合金を提供する。【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系合金であって、前記Ｒが２０質量％以上のＤｙを含み、ＣｕＫαによるＸ線回折（２θ／θ）で３１．１〜３１．３°と３７．８〜３８．０°とに回折ピークの現れるＲ−Ｔ−Ｂ系合金とする。【選択図】なし【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、Ｄｙ、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Ｒが２０質量%以上８０質量％以下、前記Ｔが２０質量％以上８０質量％以下、前記Ｂが０質量％以上１．５質量％以下であり、
前記Ｒが２０質量％以上のＤｙを含み、ＣｕＫαによるＸ線回折（２θ／θ）で３１．１〜３１．３°と３７．８〜３８．０°とに回折ピークの現れるもの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０．１〜２ｍｍ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】
遠心鋳造法で製造された平均厚さ５〜５０ｍｍのもの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４】
ブックモールド法で製造された平均厚さ１０〜５０ｍｍのもの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５】
請求項１ないし請求項４のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法であって、
合金溶湯を鋳造して凝固させた後、１１００〜１３００℃の温度で５分〜１２０時間の熱処理を行なうことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法。
【請求項６】
請求項１ないし請求項４のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金または請求項５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系合金から作製されたことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉。
【請求項７】
請求項６に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉を用いて作製されたことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。
【請求項８】
請求項１ないし請求項４のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金または請求項５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系合金と、少なくとも１種の別の希土類永久磁石用の合金とを混合する工程と、
混合された合金を成形して焼結する工程とを備えることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法。
【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、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法に係り、特に保磁力に優れたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を作成できる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が高まっていることから、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が主であり、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ている。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、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ため、成形した磁石中にＲリッチ相が均一に分散していることが重要となる。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系合金の鋳造において生じるもう一つの問題は、鋳造された合金中にα−Ｆｅが生成することである。α−Ｆｅは、変形能を有し、粉砕されずに粉砕機中に残存するため、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れば、磁石の磁気特性の低下をもたらす。
そのため、従来の合金では、必要に応じて高温で長時間にわたる均質化処理を行い、α―Ｆｅの消去を行っていた。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％以下となると、α−Ｆｅの消去は事実上不可能であった。
【０００６】
この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（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。さらに、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。Ｒリッチ相は水素雰囲気中で水素と反応、膨張し脆い水素化物となる。この性質を利用すると、Ｒリッチ相の分散程度に見合った、微細なクラックが導入される。この水素化工程を経てから微粉砕すると、水素化で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リッチ相の分散性も良好となり、磁石の磁気特性の向上に成功している（例えば、特許文献１参照）。
【０００７】
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。
【０００８】
また、より高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得るために、２合金法を用いてＤｙを添加したＲ−Ｔ−Ｂ系合金を焼結することにより、焼結後に得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界近傍にＤｙを多く存在させる方法が知られている。２合金法としては、例えば、主相系Ｒ−Ｔ−Ｂ合金としてＤｙ濃度の低い合金を用意するとともに、粒界相系Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金としてＤｙ濃度の高い合金を用意し、主相系Ｒ−Ｔ−Ｂ合金と粒界相系Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の二種類の合金を所定の比率で混合して成形、焼結する方法が知られている。２合金法を用いてＤｙの添加されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の場合、１合金法を用いて作製した同じ組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と比較して、保磁力などの磁気特性が優れたものとなる（例えば、特許文献２参照）。
【特許文献１】特許第３４４９１６６号公報
【特許文献２】特開平５−２１２１９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
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より一層向上させることが要求されている。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の保磁力を向上させるために、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中のＤｙ濃度を高くする方法が考えられる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中のＤｙ濃度を高くするほど、焼結後に得られる希土類永久磁石におけるＤｙの粒界相への濃縮が生じやすくなり、保磁力の高い希土類永久磁石が得られやすくなる。しかし、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中のＤｙ濃度を高くするほど、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の粉砕性が低下してしまうため、これを用いて得られた希土類永久磁石の粒界相にＤｙを均一に分布させることができず、ばらつきが大きくなって一定の品質が得られない場合があった。特に、複数のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を混合して希土類永久磁石の製造に用いる場合には、得られた希土類永久磁石の粒界相の均一性が低下するため問題となっていた。
このため、従来の技術では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中のＤｙ濃度を高くすることによる保磁力向上効果を犠牲にして、Ｄｙ濃度を低くしなければならず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中のＤｙ濃度は３質量％〜１５質量％の範囲とされていた。
【００１０】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中のＤｙ濃度が高く、しかもＲ−Ｔ−Ｂ系合金の粉砕性を低下させることのない、優れた磁気特性を有する希土類系永久磁石の原料となるＲ−Ｔ−Ｂ系合金を提供することを目的とする。
また、上記Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法、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、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久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】
【００１１】
本発明者らは、希土類永久磁石となるＲ−Ｔ−Ｂ系合金と、これを用いて得られる希土類永久磁石の磁気特性との関係を調べた。そして、本発明者らは、Ｄｙを含有するＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて希土類永久磁石を作製する場合に、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金として、ＣｕＫαによるＸ線回折（２θ／θ）で３１．１〜３１．３°と３７．８〜３８．０°とに回折ピークの現れるものを用いることで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中におけるＤｙ濃度を高くしてもＲ−Ｔ−Ｂ系合金を容易に粉砕することができ、粒界相に均一にＤｙ濃度の高い領域が形成され、優れた保磁力を有する磁気特性の優れた希土類系永久磁石が得られることを見出し、本発明に至った。
【００１２】
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、Ｄｙ、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Ｒが２０質量%以上８０質量％以下、前記Ｔが２０質量％以上８０質量％以下、前記Ｂが０質量％以上１．５質量％以下であり、前記Ｒが２０質量％以上のＤｙを含み、ＣｕＫαによるＸ線回折（２θ／θ）で３１．１〜３１．３°と３７．８〜３８．０°とに回折ピークの現れるものであることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
【００１３】
（２）ストリップキャスト法で製造された平均厚さ０．１〜２ｍｍ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。
（３）遠心鋳造法で製造された平均厚さ５〜５０ｍｍのものであることを特徴とする（１）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
（４）ブックモールド法で製造された平均厚さ１０〜５０ｍｍのものであることを特徴とする（１）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
【００１４】
（５）（１）ないし（４）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法であって、
合金溶湯を鋳造して凝固させた後、１１００〜１３００℃の温度で５分〜１２０時間の熱処理を行なうことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法。
（６）（１）ないし（４）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金または（５）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系合金から作製されたことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉。
（７）（６）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉を用いて作製されたことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。
（８）（１）ないし（４）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金または（５）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系合金と、少なくとも１種の別の希土類永久磁石用の合金とを混合する工程と、混合された合金を成形して焼結する工程とを備えることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、前記Ｒが２０質量％以上８０質量％以下、前記Ｔが２０質量％以上８０質量％以下、前記Ｂが０質量％以上１．５質量％以下であり、前記Ｒが２０質量％以上のＤｙを含み、ＣｕＫαによるＸ線回折（２θ／θ）で３１．１〜３１．３°と３７．８〜３８．０°とに回折ピークの現れるものであるので、容易に粉砕することができ、粒界相に均一にＤｙ濃度の高い領域が形成され、保磁力の高い磁気特性に優れた希土類永久磁石を実現できる。
また、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法では、合金溶湯を鋳造して凝固させた後、１１００〜１３００℃の温度で５分〜１２０時間の熱処理を行なうので、前記Ｒが２０質量%以上８０質量％以下、前記Ｔが２０質量%以上８０質量％以下、前記Ｂが０質量%以上１．５質量％以下であり、前記Ｒが２０質量％以上のＤｙを含み、ＣｕＫαによるＸ線回折（２θ／θ）で３１．１〜３１．３°と３７．８〜３８．０°とに回折ピークの現れる本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
以下、本発明の実施形態について図面を参照して説明する。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）により観察したときの反射電子像である。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、希土類系永久磁石に用いられる原料であり、ＳＣ法で製造されたものである。図１において白色の部分は周囲より希土類元素の濃度が高い部分（Ｒリッチ層）であり、黒色の部分は鉄を多く含む部分（相）である。
【００１７】
図１に示すＲ−Ｔ−Ｂ系合金において、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、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。また、図１に示すＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、Ｒが２０質量％以上８０質量％以下、Ｔが２０質量％以上８０質量％以下、Ｂが０質量％以上１．５質量％以下の範囲で含まれているものである。
【００１８】
また、図１に示すＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、Ｒが２０質量％以上のＤｙを含むものである。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれるＤｙ濃度が高いほど、焼結後に得られる希土類永久磁石におけるＤｙの粒界相への濃縮が生じやすくなり、保磁力の高い希土類永久磁石が得られやすくなる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれるＤｙが２０質量％未満であると、これを用いて作成された希土類永久磁石の保磁力を効果的に向上させることができない場合がある。
【００１９】
また、図１に示すＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、ＣｕＫαによるＸ線回折（２θ／θ）で３１．１〜３１．３°と３７．８〜３８．０°とに特有の回折ピークの現れるものである。図１に示すＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、ＣｕＫαによるＸ線回折（２θ／θ）で３１．１〜３１．３°と３７．８〜３８．０°とに回折ピークの現れるものであるので、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に２０質量％以上のＤｙを含むものであっても優れた粉砕性が得られる。したがって、図１に示すＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて容易にＲ−Ｔ−Ｂ系合金の微粉末からなる希土類永久磁石用微粉を作成でき、得られた希土類永久磁石用微粉を用いて希土類永久磁石を製造することにより、粒界相に均一にＤｙ濃度の高い領域の形成された希土類永久磁石を製造できる。
【００２０】
図１に示す本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を作製するには、まず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を鋳造する。
本実施形態においては、図２に示す鋳造装置を用いてＳＣ法により鋳造合金薄片を製造する場合を例に挙げて説明する。図２に示す鋳造装置は、ＳＣ法により合金溶湯を鋳造するものである。図２に示す鋳造装置において、符号１は、合金溶湯をダンディッシュ２に供給するルツボであり、符号２は、冷却ロール３に合金溶湯を供給するダンディッシュであり、符号３は、合金溶湯を急冷して鋳造合金薄片５を鋳造して凝固させる直径６０〜８０ｍｍ程度の冷却ロールであり、符号４は冷却ロール３によって鋳造された鋳造合金薄片５を収容するコンテナである。
【００２１】
合金溶湯は、図示しない高周波溶解炉において調製される。合金溶湯の温度は、合金成分にもよるが１３００℃〜１５００℃の範囲に調整される。調製された合金溶湯は、図２に示すように、ルツボ１からタンディッシュ２を介して冷却ロール３に供給される。合金溶湯の供給速度と冷却ロール３の回転数は、鋳造合金の厚さに応じて制御される。冷却ロール３の回転数は、例えば周速度にして０．５〜３ｍ／ｓ程度とされる。冷却ロール３上で凝固された鋳造合金薄片５は、タンディッシュ２の反対側で冷却ロール３から離脱される。離脱された鋳造合金薄片５は落下してコンテナ４に供給される。
このようにして得られた鋳造合金薄片５の平均厚さは、０．１〜２ｍｍの範囲であることが好ましい。平均厚さが０．１〜２ｍｍの範囲であると、微細な合金組織が得られるために、優れた粉砕性が発揮できる。
【００２２】
次に、このようにして得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金の鋳造合金薄片５に対して、１１００〜１３００℃の温度で５分〜１２０時間の熱処理を行なう。ここでの熱処理は、合金溶湯を鋳造して凝固させた直後から冷却されるときに１１００〜１３００℃の温度で５分〜１２０時間保持する方法により行なうことができる。また、ここでの熱処理は、合金溶湯を凝固させた直後から一旦２００℃以下まで冷却し、再び加熱炉で１１００〜１３００℃の温度に加熱して５分〜１２０時間保持する方法により行っても良い。
【００２３】
熱処理の温度が１１００℃未満である場合や熱処理時間が５分未満である場合には、ＣｕＫαによる粉末Ｘ線回折測定で３１．１〜３１．３°と３７．８〜３８．０°とに特有の回折ピークの現れるものとならず、十分な粉砕性が得られない恐れがある。また、熱処理の温度が１３００℃を超える場合や熱処理時間が１２０時間を超えると、組織の粗大化が起こるために好ましくない。
【００２４】
その後、熱処理の施された鋳造合金薄片５は、異なる成分および／または異なる製造方法で得られた別の少なくとも１種の希土類永久磁石用の鋳造合金薄片と所定の割合で混合されて混合薄片とされる。
その後、混合薄片に室温で水素を吸蔵させる水素解砕を行なう。このとき、熱処理の施された本実施形態の鋳造合金薄片５は、水素を吸蔵させることにより体積が膨張するので、合金内部に容易に多数のひび割れ（クラック）が発生して水素解砕される。したがって、熱処理の施された鋳造合金薄片５を水素解砕することにより、鋳造合金薄片５を粉砕しやすくすることができる。このようにして水素解砕された混合薄片は、ジェットミルなどの粉砕機を用いて平均粒度ｄ５０＝４〜５μｍに微粉砕されて希土類永久磁石用微粉とされる。
【００２５】
その後、このようにして得られた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、真空中で１０５０〜１１００℃で焼結することによりＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石が得られる。
【００２６】
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、Ｒが２０質量%以上８０質量％以下、Ｔが２０質量%以上８０質量％以下、Ｂが０質量％以上１．５質量％以下であり、Ｒが２０質量％以上のＤｙを含み、ＣｕＫαによるＸ線回折（２θ／θ）で３１．１〜３１．３°と３７．８〜３８．０°とに回折ピークの現れるものであるので、粒界相に均一にＤｙ濃度の高い領域が形成され、保磁力の高い磁気特性に優れた希土類永久磁石を実現できる。
【００２７】
より詳細には、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、ＣｕＫαによるＸ線回折（２θ／θ）で３１．１〜３１．３°と３７．８〜３８．０°とに回折ピークの現れるものであるので、Ｒが２０質量％以上のＤｙを含むものであっても優れた粉砕性が得られる。したがって、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いることにより、容易に本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の微粉末からなる希土類永久磁石用微粉を作成でき、得られた希土類永久磁石用微粉を用いて希土類永久磁石を製造することにより、粒界相に均一にＤｙ濃度の高い領域の形成された希土類永久磁石を製造できる。このようにして得られた希土類永久磁石は、組成変動が抑えられているので品質が一定で、保磁力の高い磁気特性に優れたものとなる。
【００２８】
また、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法では、合金溶湯を鋳造して凝固させた後、１１００〜１３００℃の温度で５分〜１２０時間の熱処理を行なうので、Ｒが２０質量％以上のＤｙを含み、ＣｕＫαによるＸ線回折（２θ／θ）で３１．１〜３１．３°と３７．８〜３８．０°とに特有の回折ピークの現れ、容易に粉砕でき、保磁力の高い本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金が得られる。
【００２９】
また、本実施形態の希土類永久磁石の製造方法は、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金と、少なくとも１種の別の希土類永久磁石用の合金とを混合する工程と、混合された合金を成形して焼結する工程とを備えているので、混合される別の希土類永久磁石用の合金の特性や混合割合などを適宜変更することよって、保磁力などの磁気特性をより一層向上させることができる。
【００３０】
なお、上述した例においては、ＳＣ法を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系合金を製造する場合について説明したが、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金はＳＣ法を用いて製造されるものに限定されるものではない。例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法として、遠心鋳造法、ブックモールド法などを用いて合金溶湯を鋳造してもよい。
遠心鋳造法を用いる場合、例えば、平均厚さ５〜５０ｍｍのものを製造することが好ましい。平均厚さが５〜５０ｍｍの範囲であると、組織はＳＣ法で作製したものより大きいものの、後の熱処理により所定の粉砕特性を発揮することができる。また、ブックモールド法を用いる場合、平均厚さ１０〜５０ｍｍのものを製造することが好ましい。平均厚さが１０〜５０ｍｍの範囲であると、熱処理によって所定の粉砕特性を発揮することができる。
【００３１】
また、上述した例においては、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金である鋳造合金薄片と、異なる成分および／または異なる製造方法で得られた別の少なくとも１種の希土類永久磁石用の鋳造合金薄片とを所定の割合で混合して混合薄片とし、混合薄片を微粉砕して希土類永久磁石用微粉とし、得られた希土類永久磁石用微粉を成形・焼結して希土類永久磁石を製造したが、本発明はこの例に限定されるものではない。
例えば、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金と、少なくとも１種の別の希土類永久磁石用の合金との混合は、上述した例に示したように、鋳造合金薄片の状態で行なうことができるが、鋳造合金薄片を微粉砕してなる希土類永久磁石用微粉の状態で行なってもよい。
また、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、別の希土類永久磁石用の合金と混合せず、単独で希土類永久磁石用微粉や希土類永久磁石の原料として利用できる。
【実施例】
【００３２】
「実施例」
質量比で、Ｄｙ３５％、Ｂ０．０％、Ａｌ０．５％、Ｃｕ１０％、残部Ｆｅになるように配合した原料を秤量し、アルミナ坩堝を使用して、アルゴンガス１気圧の雰囲気中で、高周波溶解炉で溶解して合金溶湯を調製した。次いで、この合金溶湯を図２に示す鋳造装置に供給して、ＳＣ法にて鋳造した。鋳造時の冷却ロール３の周速度は１．０ｍ／ｓであった。また、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金の鋳造合金薄片５の平均厚さは０．３ｍｍであった。
次いで、このようにして得られた鋳造合金薄片５に対し、加熱炉を用い、アルゴン中で１２００℃の温度で１２時間の熱処理を行ない、実施例の鋳造合金薄片Ａ１とした。
【００３３】
このようにして得られた実施例の鋳造合金薄片Ａ１の粉末のＸ線回折図を図３に示す。なお、図３に示す粉末Ｘ線回折（２θ／θ）測定は、ＣｕＫα線にて走査速度２°／ｓｅｃにて行った。図３において矢印で示すように、実施例では、回折角度３１．２および３７．９°に特有の回折ピークが現れた。
【００３４】
次に、別の希土類永久磁石用の合金として、鋳造合金薄片Ｍを作製した。すなわち、質量比でＮｄ３２％、Ｂ１．０％、Ａｌ０．２％、残部Ｆｅとなるように配合した原料を秤量し、鋳造合金薄片Ａを作製したときと同一の条件で鋳造合金薄片Ｍを作製した。
【００３５】
そして、鋳造合金薄片Ａ１と鋳造合金薄片Ｍとを質量比で５：９５の割合で混合し、室温で２気圧の水素中で水素吸蔵処理した後、真空中で５００℃まで加熱して残存する水素を抜き取り、ステアリン酸亜鉛を０．０７質量％添加して窒素気流のジェットミルを用いて微粉砕した。微粉砕後に得られた実施例の合金粉末（Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉）のレーザー回折式測定による平均粒度は５．０μｍであった。
【００３６】
「比較例」
熱処理を行なわなかったこと以外は実施例１における鋳造合金薄片Ａ１の作製方法と同様にして、比較例の鋳造合金薄片Ａ２を得た。
このようにして得られた比較例の鋳造合金薄片Ａ２の粉末について、実施例１の鋳造合金薄片Ａ１の粉末と同様にしてＸ線回折測定を行った。その結果を図３に示す。図３に示すように、比較例では、実施例では現れた回折角度３１．２および３７．９°の特有の回折ピークが見られなかった。
【００３７】
次に、別の希土類永久磁石用の合金として、実施例と同様の鋳造合金薄片Ｍを用い、比較例の鋳造合金薄片Ａ２と鋳造合金薄片Ｍとを実施例と同様の割合で混合し、実施例１と同様にして水素吸蔵処理し、微粉砕した。微粉砕後に得られた比較例の合金粉末（Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉）のレーザー回折式測定による平均粒度は５．０μｍであった。
【００３８】
続いて、微粉砕して得られた実施例および比較例の合金粉末を製造した後に、粉砕機に残された合金粉末に含まれる全元素に対するＤｙの含有量を調べた。その結果を図４に示す。
図４に示されるＤｙ濃度が高いほど、粉砕されずに粉砕機に残留している鋳造合金薄片（Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金）の粉末が多いことになる。図４に示すように、比較例では１．５％程度であり、０．６％程度である実施例と比較してＤｙ濃度が高くなっており、粉砕機に残留している粉末が多いことが分かる。したがって、実施例では、比較例と比較して、粉砕性が改善されていることが分かる。
【００３９】
続いて、微粉砕して得られた実施例の合金粉末のうち粉砕開始から１０〜３０分の粉末を１００％窒素雰囲気中で横磁場中成型機を用いて、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℃の温度で一時間ずつ保持し、ステアリン酸亜鉛および残留水素を除去した。その後、焼結温度である１０５０℃まで昇温し、３時間保持して焼結体とすることにより、５個の実施例の磁石を作製した。
【００４０】
そして、得られた磁石の磁気特性をＢＨカーブトレーサーで測定した。その結果を表１に示す。
表１において「ＳＲ」とは角形性であり、「ＢＨｍａｘ」とは最大エネルギー積であり、「Ｂｒ」とは残留磁束密度であり、「Ｈｃｊ」とは保磁力である。
【００４１】
【表１】
2009249729.tif 000002
【００４２】
また、実施例の合金粉末に代えて、微粉砕して得られた比較例の合金粉末を用いたこと以外は、実施例の磁石と同様にして、５個の比較例の磁石を作製した。
そして、実施例の磁石と同様にして、得られた磁石の磁気特性を測定した。その結果を表２に示す。
【００４３】
【表２】
2009249729.tif 000003
【００４４】
表１および表２より、実施例の磁石では、Ｈｃｊが十分に大きく、比較例の磁石と比較して、ＳＲ、ＢＨｍａｘおよびＢｒが大きく、磁気特性が優れていることが確認できた。
また、比較例の磁石では、実施例の磁石と比較して、ＳＲ、ＢＨｍａｘおよびＢｒが小さくなった原因を調べるために、実施例および比較例の磁石の組成と、設計した目標の磁石の組成とを比較した。その結果を表３に示す。なお、表３に示す数値は重量％を示す。
【００４５】
【表３】
2009249729.tif 000004
【００４６】
表３より、比較例では目標の組成と比較してＤｙ成分が高くなっており、粉砕後期でＤｙが粉末に過剰に含有されていたことが分かった。これは、比較例の鋳造合金薄片Ａ２が粉砕されにくく、粉砕後期になって過剰に排出されたためと考えられる。
【図面の簡単な説明】
【００４７】
【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）により観察したときの反射電子像である。
【図２】図２は、本発明の実施形態である合金の製造装置の構成を示す正面模式図である。
【図３】図３は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉のＸ線回折図である。
【図４】図４は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉を製造した後に粉砕機に残された粉末に含まれるＤｙ濃度を示した図である。
【符号の説明】
【００４８】
１…ルツボ、２…タンディッシュ、３…冷却ロール、４…コンテナ、５…鋳造合金薄片。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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