JP2003301203A - 希土類−鉄−硼素系合金、ならびに磁気異方性永久磁石粉末およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 希土類−鉄−硼素系合金の溶湯を冷却するこ
とによって母合金を作製する工程と、前記母合金に対し
てＨＤＤＲ処理を施す工程とを包含する磁気異方性磁石
粉末の製造方法である。 【解決手段】 母合金を作製する工程は、合金の溶湯を
冷却部材に接触させることにより、合金の溶湯を冷却
し、内部に希土類リッチ相が分散した複数のＲ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ型結晶（Ｒは希土類元素およびイットリウムからなる
群から選択された少なくとも１種の元素）を含む凝固合
金層を形成する工程を含む。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、希土類−鉄−硼素
系合金、磁気異方性永久磁石粉末およびその製造方法、
ならびに、当該磁気異方性永久磁石粉末を用いた異方性
ボンド磁石およびその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】高性能永久磁石として代表的な希土類−
鉄−硼素系希土類磁石は、三元系正方晶化合物であるＲ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相を主相として含む組織を有し、優れ
た磁石特性を発揮する。ここで、Ｒは希土類元素および
イットリウムからなる群から選択された少なくとも１種
の元素であり、ＦｅやＢの一部は他の元素によって置換
されていても良い。

【０００３】このような希土類−鉄−硼素系希土類磁石
は、焼結磁石とボンド磁石とに大別される。焼結磁石
は、希土類−鉄−硼素系磁石合金の微粉末（平均粒径：
数μｍ）をプレス装置で圧縮成形した後、焼結すること
によって製造される。これに対して、ボンド磁石は、通
常、希土類−鉄−硼素系磁石合金の粉末（粒径：例えば
１００μｍ程度）と結合樹脂との混合物（コンパウン
ド）をプレス装置内で圧縮成形することによって製造さ
れる。

【０００４】焼結磁石の場合、比較的粒径の小さい粉末
を用いるため、個々の粉末粒子が磁気的異方性を有して
いる。このため、プレス装置で粉末の圧縮成形を行うと
き、粉末に対して配向磁界を印加し、それによって、粉
末粒子が磁界の向きに配向した成形体を作製することが
できる。

【０００５】一方、ボンド磁石の場合は、用いる粉末粒
子の粒径が結晶粒径を超えた大きさを持つため、通常、
磁気的異方性を示すことがなく、各粉末粒子を磁界で配
向させることはできなかった。従って、粉末粒子が特定
方向に配向した異方性ボンド磁石を作製するには、個々
の粉末粒子が磁気的異方性を示す磁性粉末を作製する技
術を確立する必要がある。

【０００６】異方性ボンド磁石用の希土類合金粉末を製
造するため、現在、ＨＤＤＲ（Hydrogenation-Dispropo
rtionation-Desorption-Recombination）処理が検討さ
れている。「ＨＤＤＲ」は、水素化（Hydrogenatio
n）、不均化（Disproportionation）、脱水素化（Desor
ption）、および再結合（Recombination）を順次実行す
るプロセスを意味している。このＨＤＤＲ処理によれ
ば、まず、希土類−鉄−硼素系合金（母合金）の鋳片ま
たは粉末をＨ₂ガス雰囲気またはＨ₂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、上記合金中に水素を吸蔵させる。この水
素吸蔵により、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相は希土類の水素化物や鉄
基硼化物などに分解する。その反応式は、以下の通りで
ある。

【０００７】Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ＋２Ｈ₂ ⇔ ２ＲＨ₂＋Ｆｅ₂
Ｂ＋１２Ｆｅ、または Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ＋２Ｈ₂ ⇔ ２ＲＨ₂＋Ｆｅ₃Ｂ＋１１Ｆｅ

【０００８】その後、温度５００℃〜１０００℃で脱水
素処理を行った後、冷却することによって合金磁石粉末
を得る。この脱水素処理により、上記の水素化物や鉄基
硼化物などから再びＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が生成される。

【０００９】水素化前において比較的大きなサイズ（粒
径：数十μｍ以上）を有していたＲ ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶粒の
各々は、ＨＤＤＲ処理により、多数の細かいＲ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ結晶粒（粒径０．１〜１μｍ程度）の集合体に変化す
る。このようにして形成された非常に微細なＲ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ結晶粒の集合体を「再結晶集合組織」と呼ぶ。再結晶
集合組織中の微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶粒は、もとの大き
なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶粒の結晶方位を記憶している。この
ため、粉砕や分級によってＨＤＤＲ処理後の合金粉末の
粒径をＨＤＤＲ処理前の結晶粒径程度以下の範囲にすれ
ば、各粉末粒子に含まれる微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶粒の
結晶方位は特定の方向に整列するため、磁気的異方性を
発揮することができる。また、「再結晶集合組織」中の
微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶粒は単磁区臨界粒径に近いサイ
ズを有しているため、高い保磁力を発揮することもでき
る。

【００１０】以下、図１９（ａ）〜（ｅ）を参照しなが
ら、ＨＤＤＲ処理を説明する。

【００１１】図１９（ａ）は、希土類−鉄−硼素系の母
合金１の一部を模式的に示している。母合金１は多結晶
であるため、その中に多数の粒界３が存在し、各結晶粒
の結晶方位２は必ずしも一方向にそろっていない。母合
金１に対して粗粉砕工程を行い、図１９（ｂ）に示すよ
うに、各々が単一の結晶方位を有する程度の大きさを持
った粉末粒子５を形成する。粉末粒子５の粒径が大きす
ぎると、各粉末粒子５は多結晶状態になり、粉末粒子５
に含まれる結晶粒の方位が一つにそろわなくなる。ここ
で、粉末粒子５の集合体を粗粉砕粉４と称することにす
る。

【００１２】次に、粗粉砕粉４に対してＨＤＤＲ処理を
施し、各粒子５に再結晶集合組織を与える。図１９
（ｃ）は、各粉末粒子５内に再結晶集合組織７が形成さ
れた状態を示している。なお、図１９（ｄ）は、再結晶
集合組織７の拡大図であり、組織内の各結晶粒の結晶方
位２が一方向に配向していることを示している。

【００１３】次に、図１９（ｅ）に示すように、粉末粒
子５の凝集を解くか、微粉砕することにより、磁気異方
性を有する合金粉末９を得ることができる。

【００１４】上述のようなＨＤＤＲ処理を施すことによ
って、再結晶集合組織を持つ希土類−鉄−硼素系合金粉
末を製造する方法は、例えば、特許文献１および特許文
献２に開示されている。

【００１５】

【特許文献１】特公平６−８２５７５号公報

【特許文献２】特公平７−６８５６１号公報

【００１６】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ＨＤＤ
Ｒ処理によって作製された磁性粉末（以下、「ＨＤＤＲ
粉末」と称する）には、以下のような問題がある。

【００１７】まず、ＨＤＤＲ粉末の磁化を高めるため
に、母合金の段階で、高温で長時間の均質化処理（例え
ば、１１００℃、２０時間）が必須であった。これは、
母合金組織が微細であると、ＨＤＤＲ処理前の原料粉末
が多結晶となり、粉末粒子が磁気的に等方的になるから
である。

【００１８】また、母合金の全体にわたってＨＤＤＲ処
理を進行させるには、水素を母合金の内部にまで充分に
拡散させる必要がある。そのためには水素化処理の時間
を長くしなければならない（例えば、８００℃、6時
間）が、水素化処理の時間が長くなるほど、飽和磁化が
低下する傾向がある。この理由は、水素化処理時間が長
くなると、前述の化学式で示される可逆反応が繰り返し
起こり、母合金のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶方位の記憶が次
第に失われてゆく結果、最終的に得られる「再結晶集合
組織」の磁気的異方性が低下してしまうからである。

【００１９】一方、水素化処理の時間を短くすると、Ｈ
ＤＤＲ処理が不完全になり、微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の生
成が不充分となるため、高い保磁力Ｈ_cJが得られず、残
留磁束密度Ｂ_rも低くなるという問題が生じる。

【００２０】この問題を解決するため、母合金にＧａな
どを添加することが提案されている。特に母合金にＧａ
を添加した場合、水素化処理の時間を長くしても、母合
金中におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶方位の記憶が失われ
にくくなる。その結果、保磁力Ｈ_cJおよび残留磁化Ｊ_r
の両方を充分なレベルにまで向上させることができる。

【００２１】しかしながら、Ｇａは高価であり、水素化
処理のための熱処理を長時間行うことも製造コストを増
加させる。ＨＤＤＲ粉末の性能を高めつつ、低コストで
量産するには、高価なＧａの添加が不要となり、しか
も、短い水素化処理時間で必要な磁石特性を得ることが
強く求められている。

【００２２】上記特許文献１および特許文献２では、母
合金として高周波溶解炉などで溶解、鋳造して製造した
いわゆる合金インゴットを用いた場合について説明して
いるが、近年ではストリップキャスティング法にて得ら
れた薄板状原料（合金鋳塊）にＨＤＤＲ処理を施した粉
末を用いてボンド磁石を得る方法も提案されている（特
許第３２１３６３８号）。

【００２３】しかしストリップキャスティング法にて得
られる合金鋳塊は、実質的にα−Ｆｅ相を含有せず、均
質な組織を有するものの、結晶粒のサイズが小さすぎる
ため、ボンド磁石に用いる粉末粒度では各粉末粒子の磁
気的異方性が低く、実用化に至っていないのが現状であ
る。

【００２４】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、実質的にＧａを添加しなく
とも、前記母合金の均質化処理の省略および水素化処理
時間の短縮を可能とし、保磁力Ｈ_cJおよび残留磁化Ｊ_r
の両方を向上させることが可能な希土類−鉄−硼素系合
金、磁気異方性磁石粉末およびその製造方法、更に異方
性ボンド磁石およびその製造方法を提供することにあ
る。

【００２５】

【課題を解決するための手段】本発明の磁気異方性磁石
粉末の製造方法は、希土類−鉄−硼素系合金の溶湯を冷
却することによって母合金を作製する工程と、前記母合
金に対してＨＤＤＲ処理を施す工程とを包含する磁気異
方性磁石粉末の製造方法であって、前記母合金を作製す
る工程は、前記合金の溶湯を冷却部材に接触させること
により、前記合金の溶湯を冷却し、内部に希土類リッチ
相が分散した複数のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶（Ｒは希土類元
素およびイットリウムからなる群から選択された少なく
とも１種の元素）を含む凝固合金層を形成する工程を含
む。

【００２６】好ましい実施形態において、前記凝固合金
層を形成する工程は、前記冷却部材に接触する側に第１
組織層を形成した後、前記第１組織層上に更に前記合金
の溶湯を供給することにより、前記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶
を前記第１組織層上に成長させて第２組織層を形成する
ことを含む。

【００２７】好ましい実施形態において、前記第１組織
層は、主として短軸方向平均サイズが２０μｍ未満のＲ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶である。

【００２８】好ましい実施形態において、前記第２組織
層におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶の短軸方向平均サイズは
２０μｍ以上、長軸方向平均サイズは１００μｍ以上で
ある。

【００２９】なお、本明細書において、合金組織中のＲ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶の個々の領域は、結晶方位が同じ領域
を意味するものである。すなわち、「結晶方位が同じ領
域」とは、合金の断面組織を偏光顕微鏡で観察したと
き、観察像中のコントラストが同じ領域であるものとす
る。

【００３０】好ましい実施形態において、前記凝固合金
層は、第１組織層と第２組織層とを有し、前記第１組織
層の比率が体積比で１０％未満である。

【００３１】好ましい実施形態において、前記第２組織
層における希土類リッチ相は、前記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶
の内部において、平均５０μｍ以下の間隔で分散してい
る。

【００３２】好ましい実施形態において、前記母合金中
に含まれるα−Ｆｅ相の比率は、５体積％以下である。

【００３３】好ましい実施形態において、前記母合金中
に含まれる希土類元素の濃度は、２６質量％以上３２質
量％以下である。

【００３４】好ましい実施形態において、前記母合金中
に含まれるＧａの濃度は、０．６質量％以下である。

【００３５】好ましい実施形態において、前記第１組織
層を形成する際の合金溶湯の冷却は、１０℃／ｓ以上１
０００℃／ｓ以下、過冷却１００℃以上３００℃以下の
条件で行い、前記第２組織層を形成する際の合金溶湯の
冷却は、１℃／ｓ以上５００℃／ｓ以下の条件で行う。

【００３６】好ましい実施形態において、前記第１組織
層の冷却部材接触部に空隙部を形成する。

【００３７】好ましい実施形態において、前記合金の溶
湯が冷却部材に届く時点における前記溶湯の温度は約１
３００℃以下である。

【００３８】好ましい実施形態において、前記凝固合金
層の形成は、遠心鋳造法によって行う。

【００３９】好ましい実施形態において、前記母合金に
対してＨＤＤＲ処理を施す工程は、前記母合金の温度を
５５０℃以上９００℃以下の範囲に昇温させた後に水素
と反応させる工程を含んでいる。

【００４０】本発明の希土類−鉄−硼素系合金は、第１
組織層と、第１組織層上に内部に希土類リッチ相が分散
した複数のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶（Ｒは希土類元素および
イットリウムからなる群から選択された少なくとも１種
の元素）を形成した第２組織層を有し、前記第１組織層
の比率が体積比で１０％未満であるとともに、前記Ｒ ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶の短軸粒径が２０μｍ以上１１０μｍ以
下であり、前記希土類リッチ相が前記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結
晶の内部において平均５０μｍ以下の間隔で分散してい
る。

【００４１】好ましい実施形態において、前記合金中に
含まれるα−Ｆｅ相の比率は、５体積％以下である。

【００４２】好ましい実施形態において、希土類元素の
濃度が２６質量％以上３２質量％以下である。

【００４３】好ましい実施形態において、Ｇａの濃度が
０．６質量％以下である。

【００４４】本発明の磁気異方性希土類−鉄−硼素系合
金粉末は、平均粒径が１０μｍ以上３００μｍ以下であ
り、粒径５０μｍ以下の粉末粒子における希土類元素濃
度が、粒径５０μｍを超える粉末粒子における希土類元
素濃度を超えない。

【００４５】好ましい実施形態においては、水素処理に
よって脆化されている。

【００４６】本発明の磁気異方性希土類−鉄−硼素系合
金磁石粉末は、希土類元素の濃度が２６質量％以上３２
質量％以下、α−Ｆｅ相の比率が５体積％以下、Ｇａの
濃度が０．６質量％以下であり、ＨＤＤＲ処理によって
形成された微細集合組織を含んでいる。

【００４７】本発明の異方性ボンド磁石の製造方法は、
上記いずれかの製造方法によって作製された磁気異方性
磁石粉末を用意する工程と、前記磁気異方性磁石粉末を
結合剤と混合し、配向磁界中で成形する工程とを包含す
る。

【００４８】本発明の異方性ボンド磁石は、上記の磁気
異方性希土類−鉄−硼素系合金磁石粉末を含む。

【００４９】本発明のモータは、上記の異方性ボンド磁
石を備えている。

【００５０】

【発明の実施の形態】本発明者は、ＨＤＤＲ処理の対象
となる母合金の金属組織構造が水素化処理に要する時間
に大きな影響を及ぼすことを見出し、本発明を想到する
に至った。本発明者は、種々の組織形態を有する母合金
に対するＨＤＤＲ処理を行い、得られたＨＤＤＲ粉末の
磁気特性を評価したところ、図１（ｄ）に示すような金
属組織を有する母合金を用いた場合には、主相であるＲ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶が粗大であっても、短時間で水素化処
理を遂行することができ、その結果、飽和磁化の低下を
招くことなく、保磁力増加を達成できることを見出し
た。

【００５１】図１（ｄ）は、本発明の磁気異方性磁石粉
末の製造に用いる母合金の金属組織を模式的に示してい
る。この母合金は、比較的大きな柱状結晶の内部に微細
な希土類リッチ相（図中、黒いドット状領域として示さ
れている）が分散した構造を有している。このような、
内部に希土類リッチ相が分散した複数の柱状結晶を含む
母合金は、希土類−鉄−硼素系合金の溶湯を冷却部材に
接触させ、合金溶湯を冷却することによって形成するこ
とができる。合金の組成は、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶の化学
量論比に近く、必要に応じて種々の元素が添加されたも
のを使用し得る。例えば、母合金の組成をＲ_xＴ
_100-z-y-zＢ_yＭ_z（質量比）で表現した場合、Ｒは希土
類元素およびイットリウムからなる群から選択された少
なくとも１種の元素、ＴはＦｅおよび／またはＣｏ、Ｂ
は硼素、Ｍは添加元素である。ｘ、ｚ、およびｙを質量
比率とすると、それぞれ、２６≦ｘ≦３２、０．９５≦
ｙ≦１．２０、および０．０１≦ｚ≦２を満足すること
が好ましい。Ｍは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｓ
ｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、およびＰｂ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。また、Ｂの一部は
Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｐ、および／またはＳで置換してもよ
い。

【００５２】以下、図１（ａ）から（ｄ）を参照しなが
ら、上記母合金の好ましい作製方法を詳細に説明する。

【００５３】まず、図１（ａ）に示すように、合金の溶
湯Ｌを冷却部材（例えば銅製の冷却板や冷却ロール）に
接触させることにより、冷却部材に接触する側に微細な
初晶（Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ）を含む第１組織層を薄く形成す
る。この後、あるいは第１組織層を形成しつつ、第１組
織層上に更に上記合金の溶湯Ｌを供給することにより、
第１組織層上に柱状結晶（Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶）を成長
させる（図１（ｂ））。この柱状結晶は、溶湯の供給を
継続しながら最初よりも冷却速度の低い状況下で合金溶
湯を冷却することによって作製される。その結果、図１
（ｃ）に示すように、比較的ゆっくりと供給される合金
溶湯中の希土類元素が下方に位置する大きな柱状結晶の
粒界に拡散しないうちに凝固が進行し、内部に希土類リ
ッチ相が分散した柱状結晶が大きく成長することにな
る。このように、凝固初期において初晶を形成するとき
は冷却速度を相対的に速くし、その後の結晶成長に際し
ては冷却速度を遅くすることにより、最終的には、図１
（ｄ）に示すように粗大な柱状結晶を含む第２組織層が
得られる。

【００５４】本発明における合金の第１組織層は、ＨＤ
ＤＲ処理後においては、磁粉が大きな磁化を発揮するた
めには不要かつ有害である。しかし、第１組織層は、そ
の表面が第２組織層の凝固核となり、更には第２組織層
の冷却速度を制御するという重要な役割を果たしてお
り、本発明においては必須である。合金全体に占める第
１組織層の比率は、体積比で１０％未満、より好ましく
は5％未満である。なお、後述するように第１組織層と
第２組織層との間には、短軸方向の平均サイズが異なる
という差異が存在する。このため、顕微鏡による合金断
面を観察すれば、各組織層の厚さ比率を容易に測定でき
るので、その厚さ比率から体積比を測定するができる。

【００５５】第２組織層を安定して形成するためには、
凝固速度を厳密に制御する必要がある。凝固速度が大き
すぎると、凝固組織が微細になってしまうが、逆に凝固
速度が小さくなりすぎると、α−Ｆｅが生成してしま
う。

【００５６】第１組織層は、主として微細なＲ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ型結晶から構成され、その結晶粒径は、短軸方向平均
サイズで２０μｍ未満である。また、偏光顕微鏡による
光学的な結晶方位観察では、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶の結晶
方位は特定することができない。

【００５７】一方、第２組織層は、主として粗大なＲ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶から構成され、その結晶粒径は、短軸方
向平均サイズで２０μｍ以上であり、長軸方向平均サイ
ズは１００μｍ以上である。

【００５８】偏光顕微鏡によれば、第２組織層のＲ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ型化合物が存在する部分において、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
型化合物の結晶学的なＣ面に起因する迷図模様または冷
却部材に平行な縞模様が観察される。第２組織層におけ
るＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物のＣ軸は冷却部材に対し略平行
に配向している。言い換えると、このＣ軸は、結晶の短
軸方向とほぼ一致している。

【００５９】更に詳述すると、第２組織層における柱状
結晶の短軸方向平均サイズは２０μｍ〜１１０μｍであ
ることが好ましく、６０〜１１０μｍであることが更に
好ましく、７０〜１００μｍであることが最も好まし
い。第２組織層における柱状結晶の短軸方向平均サイズ
を上記の範囲内に設定することにより、後述する実施例
のように保磁力および残留磁化のいずれもが向上する。

【００６０】各々異なる短軸方向平均サイズを有する第
１組織層と第２組織層とは、それらが所定の比率で形成
されるときに良好な磁気特性を示す。上述のように、合
金全体に占める第１組織層の体積比が１０％未満、より
好ましくは５％未満のときに、良好なる磁気特性が発揮
される。

【００６１】第２組織層を構成するＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶
の内部には、平均５０μｍ以下の間隔で希土類リッチ相
が分散している。上記間隔は、好ましくは平均２０μｍ
〜平均５０μｍの範囲にあり、更に好ましくは平均３０
μｍ〜平均５０μｍの範囲にある。

【００６２】本明細書においては、第１組織層および第
２組織層におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶の短軸方向の平均
サイズを、以下の測定方法によって定義する。すなわ
ち、合金の厚さ方向の断面を、偏光顕微鏡写真（図１７
及び図１８参照）で観察し、冷却部材接触面と平行な切
断線を設定する。そして、この切断線が各々Ｒ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ型結晶を横切る個数（Ｎｏ）を数える。Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
型結晶の短軸方向の平均サイズは、切断線長さ（Ｌｏ）
を用いて、Ｌｏ／Ｎｏによって表現される。

【００６３】本明細書では、冷却部材接触面から厚さ方
向に平行移動した切断線に沿って短軸方向の平均サイズ
を測定し、その値が２０μｍ未満の範囲を第１組織層
と、２０μｍ以上の範囲を第２組織層とする。そして、
各々の組織層の厚さが合金全体の厚さに占める割合に基
づいて、上記の体積比を算出することができる。

【００６４】なお、第２組織層におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型
結晶の短軸方向平均サイズとは、上記測定法によって測
定された短軸方向サイズのうち、合金の厚さ方向中央部
における値である。

【００６５】また、第２組織層内における希土類リッチ
相の間隔は、以下の測定方法によって求める。

【００６６】合金の厚さ方向の断面を反射電子線像（図
２４から図２６）で観察すると、希土類リッチ相が白く
観察される。この反射電子線像上において、冷却部材接
触面と平行な切断線を設定する。切断線が白い希土類リ
ッチ相を横切る個数Ｎを数え、切断線長さＬとから、希
土類リッチ間隔＝Ｌ／Ｎで求めることができる。なお、
切断線を入れる位置は、合金の厚さ方向の中央部に設定
し、数点の視野から求めた値の平均値を算出する。

【００６７】微細な初晶の集合体である第１組織層を形
成する際の合金溶湯の冷却は、１０℃／ｓ以上１０００
℃／ｓ以下、過冷却１００℃以上３００℃以下の条件で
行うことが好ましい。過冷却により、Ｆｅ初晶の析出を
抑制できる。一方、第２組織層を形成する際の合金溶湯
の冷却は、溶湯を供給しつつ、１℃／ｓ以上５００℃／
ｓ以下の条件で行うことが好ましい。

【００６８】冷却速度は、溶湯を冷却部材上に供給する
速度によって調節されるため、上述のような合金組織を
得るには、溶湯供給量の調節が可能な冷却方法を採用す
ることが重要である。より詳細には、本発明の合金組織
を得るには、冷却部材（鋳型など）の上に溶湯を均一に
少量づつ供給することが望ましい。このため、溶湯を液
滴化して分散・噴霧する冷却方法を行うことが好まし
い。例えば、溶湯流にガスを噴き当てて噴霧する方法
や、遠心力によって液滴を飛散させる方法を採用するこ
とができる。

【００６９】第２組織層の冷却速度をより容易に制御す
るためには、以下の方法を採ることができる。すなわ
ち、第１組織層を形成する段階で、第１組織層内に空隙
を形成し、第１組織層の実質的な伝熱断面積を小さくす
る方法である。これにより、第２組織層の形成時に溶湯
供給量を少なく調整せずとも、第２組織層の冷却速度
は、伝熱面積の減少に伴って小さくなる。なお、第１組
織層における空隙の形成と溶湯供給量の調整とを同時に
行うこともできる。

【００７０】図２７（ａ）から（ｅ）を参照しながら、
第１組織層に空隙を形成する場合の母合金の好ましい作
製方法を説明する。

【００７１】まず、図２７（ａ）に示すように、溶湯液
滴を冷却部材上に供給し、最初期の微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
型結晶を生成する。図２７（ｂ）は、空隙の形成状態を
示す。凝固層の上には、次に供給された溶湯が存在して
いる。

【００７２】溶湯の供給により、図２７（ｃ）に示すよ
うに第１組織層上に大きなＲ₂Ｆｅ_{1 4}Ｂ型結晶が生成し
始め、第１組織層から第２組織層への遷移が生じる。図
２７（ｄ）および（ｅ）は、第２組織層の成長の様子を
示している。冷却面の空隙は、凝固終了後も残存する。

【００７３】なお、第１組織層に空隙を形成するために
は、比較的粘性の高い溶湯を噴霧供給すれば良い。具体
的には、溶湯の温度を通常の合金鋳造時における１４５
０℃よりも低下させ、冷却部材に届く時点の温度を１３
００℃程度以下にする方法がある。

【００７４】溶湯の温度制御は、噴霧液滴化した後、飛
行中に放熱させる方法を採ることができる。具体的に
は、不活性ガスに満たされた炉内雰囲気を大気圧程度に
維持する方法や、不活性ガスで溶湯を噴霧する方法を採
ることができる。不活性ガスとしては、一般的にはＡｒ
ガスが用いられるが、Ｈｅガスを用いてもよい。Ｈｅガ
スを用いることにより、溶湯液滴の放熱が促進される。

【００７５】第１組織層における空隙の存在比率は、冷
却部材と母合金との接触面で示すことができる。母合金
を厚さ方向の断面組織を観察すれば、冷却部材との接触
面と空隙部を容易に区別できるので、冷却面の長さに対
する空隙部の占める長さを比として表すことができる。
本発明の合金では、空隙率が２０％〜７０％の範囲内に
ある。

【００７６】本発明における溶湯冷却方法で重要な他の
点は、生成した溶湯の液滴を冷却部材上において高い収
率で回収する（凝固合金の形成に効率よく用いる）こと
にある。収率を高めるには、平板状の冷却部材の上にガ
ス噴霧で溶湯の液滴を吹き付ける方法や、回転する円筒
ドラム状の冷却部材の内壁に溶湯の液滴を飛散させる方
法（遠心鋳造法）を用いることが望ましい。

【００７７】上記の組織構造を持つ凝固合金は、ストリ
ップキャスト法や合金インゴット法などの従来方法によ
っては得られなかった。以下、従来の方法によって作製
される凝固合金（母合金）の結晶成長を説明する。

【００７８】まず、図２（ａ）から（ｃ）を参照しなが
ら、ストリップキャスト法による結晶成長を説明する。
ストリップキャスト法では、冷却速度が速いため、高速
で回転する冷却ロールなどの冷却部材に接触した合金溶
湯Ｌは、接触面から急速に冷却され、凝固してゆく。大
きな冷却速度を得るためには合金溶湯Ｌの量を少なくす
る必要があり、また、ストリップキャスト装置の構造
上、溶湯の逐次供給を行うことができない。その結果、
冷却部材上の溶湯Ｌの厚さは冷却過程で増加せず、略一
定であり、その一定の厚さを有する溶湯Ｌの内部におい
て冷却部材との接触面から結晶成長が急速に進行してゆ
くことになる。冷却速度が速いため、柱状結晶の短軸方
向サイズは、図２（ａ）から（ｃ）に示すように小さ
く、最終的に得られる凝固合金の金属組織は微細であ
る。希土類リッチ相は柱状組織の内部には存在せず、粒
界に分散している。ストリップキャスト合金では、結晶
粒のサイズが小さすぎるため、結晶方位の揃った領域が
小さく、ボンド磁石に用いる粉末粒度では、各粉末粒子
の磁気的異方性が低下するという問題がある。

【００７９】次に、図３（ａ）から（ｄ）を参照しなが
ら、従来のインゴット法による結晶成長を説明する。イ
ンゴット法では、冷却速度が比較的遅いため、冷却部材
に接触した合金溶湯Ｌは、接触面からゆっくりと冷却さ
れ、凝固してゆく。静止状態の溶湯Ｌの内部において、
まず、冷却部材との接触面にＦｅ初晶が生成され、その
後、図３（ｂ）および（ｃ）に示すように、Ｆｅのデン
ドライド結晶が成長してゆく。最終的には、包晶反応に
より、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相が形成されるが、その内部
には磁石特性を劣化させるα−Ｆｅ相が残存することに
なる。凝固合金の金属組織は粗大であるが、体積比率で
２％を超えるような量の粗大なα−Ｆｅ相が残存する。
α−Ｆｅを低減するためには、均質化処理を行う必要が
ある。具体的には、インゴット合金中のα−Ｆｅ相やＲ
₂Ｆｅ₁₇相などを拡散させ、これらの相を可能な限り消
滅させ、実質的にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とＲ−ｒｉｃｈ相の２
相からなる組織にする必要がある。均質化熱処理は、窒
素を除く不活性ガス雰囲気中または真空中において、１
１００℃〜１２００℃の範囲の温度で１〜４８時間行わ
れる。このような均質化処理は、製造コストを増大させ
るという問題がある。一方、α−Ｆｅの生成を抑制する
には、原料合金中に含まれる希土類の組成量を化学量論
比よりも充分に大きくすることが必要であるが、希土類
の含有量が多くなると、最終的に得られる磁石の残留磁
化が低下し、また、耐食性が劣化するという問題もあ
る。

【００８０】本発明で用いる母合金（図１及び図２７参
照）は、化学量論比に近い希土類含有量であっても、α
−Ｆｅが生成されにくいという利点がある。このため、
希土類含有量を従来よりも低減することが可能である。
更に、本発明で用いる母合金は、主相のサイズがストリ
ップキャスト合金に比べて大きいため、ＨＤＤＲ処理に
よって高い磁気異方性を発現させることができ、磁気異
方性磁石粉末の母合金として好適である。

【００８１】このような組織を持つ母合金によれば、希
土類元素の濃度を２６質量％以上３２質量％以下の範囲
に設定した場合でも、熱処理前の母合金（ａｓ−ｃａｓ
ｔ）中に含まれるα−Ｆｅ相が微細であり、その比率を
５体積％以下に抑制することが可能である。このため、
従来のインゴット合金に必要であった母合金に対する均
質化熱処理を行わなくとも、ＨＤＤＲ粉末の磁気特性、
特に保磁力に悪影響を及ぼすことがない。

【００８２】次に、各種の組織構造を有する上記母合金
に対してＨＤＤＲ処理を行った場合に、どのような差異
が生じるかを説明する。

【００８３】図４（ａ）から（ｃ）は、それぞれ、本発
明の母合金、従来のインゴット合金、およびストリップ
キャスト合金について、ＨＤＤＲ処理前の時刻Ｔ１にお
ける組織を模式的に示している。図示するように、従来
のインゴット合金におけるＲ ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相は粗大
であるが、ストリップキャスト合金におけるＲ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ型結晶相の短軸粒径は小さい。また、本発明による母
合金では、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相の平均粒径はストリッ
プキャスト法による母合金におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶
相の平均粒径よりも大きく、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相の内
部に希土類リッチ相が分散している点に特徴がある。

【００８４】図５（ａ）から（ｃ）は、それぞれ、本発
明の母合金、従来のインゴット合金、およびストリップ
キャスト合金について、ＨＤＤＲ処理開始後の時刻Ｔ２
における組織を模式的に示している（Ｔ１＜Ｔ２）。図
中の斜線は、水素化による反応が生じている部分を示し
ている。この反応は、主相の格子欠陥や表層部の水素吸
蔵に伴って発生したクラックなどを経由した水素拡散に
よって進行する。水素は格子欠陥だけではなく、結晶粒
界を介しても拡散しやすいため、水素化反応は、Ｒ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ型結晶相の粒界部から内部に向かって進行する。

【００８５】図６（ａ）から（ｃ）は、それぞれ、本発
明の母合金、従来のインゴット合金、およびストリップ
キャスト合金について、ＨＤＤＲ処理開始後の時刻Ｔ３
における組織を模式的に示している（Ｔ２＜Ｔ３）。図
６（ａ）および（ｂ）からわかるように、短軸粒径の小
さなストリップキャスト合金では水素化反応が速やかに
進行している。一方、従来のインゴット合金では、大き
なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶粒の内部には水素化反応が充分に
進んでいない部分が多く存在している。これに対し、本
発明による母合金では、結晶粒径が大きいにもかかわら
ず、比較的早い段階で水素化反応が広い領域で進行して
いる。このように本発明による母合金で水素化反応が速
やかに進行する理由は、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶粒の内部に
分散する希土類リッチ相が水素拡散の経路を形成するた
めであると考えられる。

【００８６】図７（ａ）から（ｃ）は、それぞれ、本発
明の母合金、従来のインゴット合金、およびストリップ
キャスト合金について、ＨＤＤＲ処理の途中における組
織を模式的に示している。ＨＤＤＲ処理開始後の時刻Ｔ
４における組織を模式的に示している（Ｔ３＜Ｔ４、Ｔ
４は例えば３０〜６０分）。従来のインゴット合金の場
合、この段階では水素化による反応が進んでいない部分
が存在しているが、本発明による母合金では、略全体で
水素化反応が充分に進行している。なお、水素化反応が
進んだ領域では、その後の適切な脱水素処理により、前
述した再結晶集合組織が生成されることになる。

【００８７】図８は、ＨＤＤＲ処理における水素化処理
時間Ｔと残留磁束密度Ｂ_rおよび保磁力Ｈ_cJとの関係を
示すグラフである。グラフにおける○、●、および▲の
データは、それぞれ、本発明による合金、従来のインゴ
ット合金、およびストリップキャスト合金に関してい
る。合金の組成は、Ｎｄ：２７．５質量％、Ｚｒ：０．
１質量％、Ｂ：１．０質量％、およびＦｅ：残余であっ
た。ＨＤＤＲ処理の前には、０．３ＭＰａの水素雰囲気
中で２時間の水素脆化処理を行った後、４２５μｍ以下
のサイズに粗粉砕した。その後のＨＤＤＲ処理の条件
は、以下の通りである。

【００８８】まず、圧力０．１ＭＰａの水素雰囲気（８
５０℃）でグラフに示す時間だけ水素化処理を行い、そ
の後、アルゴンガスによる置換を５分間行った。次に、
８５０℃で３０分間、圧力１．０ｋＰａのアルゴン雰囲
気中で脱水素処理を行った後、室温まで冷却した。

【００８９】図８からわかるように、水素化処理の初期
段階においては、処理時間の増加に従って保磁力Ｈ_cJは
増加するが、やがて飽和する。本発明による合金の場
合、水素化処理の時間が１時間以下であっても、充分に
高い保磁力を示している。これは、水素が粗粉砕粉末の
内部にまで速やかに拡散し、早い段階で水素化反応が完
了することを意味している。一方、ストリップキャスト
合金やインゴット合金の場合は、保磁力が飽和レベルに
達する時間が長い。特に、インゴット合金の場合、２時
間以上の水素化処理を行わないと、充分な保磁力は得ら
れなかった。

【００９０】残留磁束密度Ｂ_rは、水素化処理時間の経
過に伴ってピーク値を示した後、水素化処理時間が長く
なるほど低下した。これは、前述したように、水素化処
理時間が長くなるほど、水素化および脱水素化の可逆反
応が何度も繰り返され、母合金における結晶方位の記憶
が徐々に消失してゆくためである。

【００９１】本発明の合金を用いる場合は、他の合金の
場合に比べて短い水素化処理時間で充分に高い保磁力Ｈ
_cJを得ることができるため、保磁力Ｈ_cJおよび残留磁化
Ｊ_rの両方が優れたレベルにあるＨＤＤＲ粉末を得るこ
とが可能になる。

【００９２】図９は、残留磁化Ｊ_rおよび保磁力Ｈ_cJの
平均粉末粒度依存性を示すグラフである。グラフにおけ
る○、●、および▲のデータは、それぞれ、本発明によ
る合金従来のインゴット合金、およびストリップキャス
ト合金に関している。

【００９３】保磁力は平均粉末粒径が大きい場合に相対
的に低くなっているが、本発明による合金の場合、平均
粉末粒径が大きい場合でも残留磁化Ｊ_rの低下は少な
い。これは、本発明の場合、母合金の結晶粒径が大き
く、より広い範囲で結晶方位のそろった再結晶集合組織
が形成されているためと考えられる。また、本発明の場
合は、平均粉末粒径が大きくなっても保磁力は低下して
いない。

【００９４】［実施例１］まず、以下の表１に示す組成
の母合金を遠心鋳造法によって作製した。具体的には、
回転する円筒型冷却部材の内側に対して、希土類−鉄−
硼素系合金の溶湯（温度：約１３００℃）を遠心力で飛
散させた。こうして、図１（ｄ）に示すような組織を有
する母合金を作製した。表１に記載している各組成に関
する数値は、質量比率である。

【００９５】

【表１】

【００９６】図１７および図１８は、本発明による母合
金の偏光顕微鏡写真を示している。図１７は、冷却部材
との接触面近傍の組織断面を示しており、図１８は、厚
さ方向中央部の組織断面を示している。各図の上方が冷
却面、下方が放冷面（自由面）側を示している。図から
わかるように、接触面から１００μｍ程度までの領域で
は微細な結晶組織（第１組織層）が形成されているが、
接触面から１００μｍ程度離れた内部側の領域（第２組
織層）では大きな柱状結晶が形成されている。一方、自
由面の近傍では、一部に微細な組織が観察されるが、大
部分は粗大な結晶である。なお、合金鋳片の厚さは５〜
８ｍｍであり、その大部分は、粗大な柱状結晶の第２組
織層から構成されている。なお、第１組織層と第２組織
層との境界は、場所によって明瞭な部分と不明瞭な部分
とが存在するが、上記のように第１組織層は冷却部材と
の接触面から１００μｍ程度までの領域に形成され、合
金鋳片厚さ方向の数％程度までである。第１組織層の厚
さは、冷却条件によって合金鋳片の厚さの５％程度にな
ることもあるが、１０％未満にすることが望ましい。

【００９７】希土類含有量の異なる合金の試料の組織構
造を比較したところ、希土類元素濃度が高い合金ほど、
結晶サイズが小さくなっていることがわかった。

【００９８】粗大な結晶粒の組成像を観察したところ、
希土類リッチ相が分散していることが確認できた。粗大
な結晶粒中に分散する希土類リッチ相は、母合金中の希
土類含有量が多くなるほど、多く観察された。また、α
−Ｆｅ相は観察されなかった。

【００９９】次に、上記の各種組成を有する母合金に対
して、水素脆化による粗粉砕を行った。具体的には、２
００℃で１００分、水素雰囲気で水素脆化処理を行った
後、めのう乳鉢で解砕し、ふるい分級によって４２５μ
ｍ以下のサイズを有する粗粉砕粉を得た。

【０１００】この後、１０グラム程度の粗粉砕粉に対し
て、ＨＤＤＲ処理を行った。具体的には、水素化処理
（昇温レート：１５℃／分、処理温度：８００℃、処理
時間：１時間、雰囲気：水素雰囲気）→雰囲気置換（処
理温度：８００℃、処理時間：５分、雰囲気：アルゴ
ン、アルゴン流量：５リッター／分）→脱水素処理（処
理温度：８００℃、処理時間：１時間、雰囲気：アルゴ
ン、アルゴン圧力：２ｋＰａ）の条件で実行した。

【０１０１】ＨＤＤＲ処理後の合金について、ふるい分
級を行った後、ＶＳＭを用いて粒度毎に磁気特性を評価
した。試料はパラフィンとともに磁界中で加熱・冷却し
て固定し、約５ＭＰａのパルス磁界で着磁した後、減磁
曲線を測定した。

【０１０２】図１０は、試料Ｎｏ．３から５の試料につ
いて、粗粉砕粉の粒度別Ｎｄ濃度を示している。グラフ
の縦軸はＮｄ濃度（Nd concentration、質量％）であ
り、横軸は平均粉末粒度（Particle size、μｍ）であ
る。試料Ｎｏ．４や試料Ｎｏ．５などのＮｄ含有量が多
い試料では、微粉（例えば、粒径５０μｍ以下）におけ
るＮｄ濃度が、粗粉におけるＮｄ濃度よりも低くなって
いる。これに対し、ＢやＺｒの濃度は、グラフに示して
いないが、粒度依存性を示さなかった。

【０１０３】Ｎｄ濃度の粒度依存性は、従来のインゴッ
ト合金やストリップキャスト合金におけるＮｄ濃度の粒
度依存性とは反対の傾向を示している。すなわち、従来
のインゴット合金やストリップキャスト合金の場合は、
微粉（例えば、粒径５０μｍ以下）におけるＮｄ濃度
が、粗粉におけるＮｄ濃度よりも高くなるのが一般的で
ある。

【０１０４】従来のインゴット合金やストリップキャス
ト合金では、Ｎｄなどの希土類元素は、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型
結晶の化学量論比よりも高い濃度で粒界に存在する一
方、主相結晶粒内においてはＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶の化学
量論比で決まる値で存在する。水素脆化は希土類元素濃
度の高い粒界部分を膨張させ、その部分から割れやすく
するため、水素脆化によって作製した粗粉砕粉末中の微
粉（粒径：５０μｍ以下）は、粒界に由来する微粉末を
含有する可能性が高く、その結果、希土類含有量は相対
的に高くなる傾向がある。

【０１０５】これに対し、本発明による母合金では、粗
大な結晶粒の内部に希土類リッチ相が分散しているた
め、粒界における希土類元素濃度が希土類リッチ相の分
散した主相内部に比べて必ずしも高いといえない状態に
なっていると考えられる。また、母合金の主相結晶粒の
内部においては、５０μｍ程度（例えば１０μｍ）以下
の間隔をおいて希土類リッチ相が分散しているため、小
さな粉末粒子中には、希土類リッチ相が少ない可能性も
ある。

【０１０６】以上のことから、本発明による母合金の粗
粉砕粉において、平均粒径５０μｍ以下の微細な粉末粒
子に含まれる希土類の濃度は、平均粒径５０μｍを超え
る粉末粒子中に含まれる希土類の濃度以下になってい
る。このことは、図１０からわかるように、母合金の希
土類含有量が高い場合に顕著である。

【０１０７】水素脆化・粗粉砕処理後の合金について、
真空中で８００℃１時間の熱処理を行い、水素を合金か
ら外部を放出させた後、ＶＳＭにより、原料粉末の粒度
別の磁化（外部磁界Ｈ_ex：１．２ＭＡｍ^-1）を測定し
た。

【０１０８】図１１は、試料Ｎｏ．１から４の試料に関
する磁化（Magnetization、テスラ）の粒度依存性を示
している。

【０１０９】磁化は、粒度依存性を有しており、粒径が
大きいほど、磁化が小さくなる傾向がある。粒度毎の組
成変動はほとんどないため、粒径が大きくなるほど、結
晶の配向度が低下していると考えられる。

【０１１０】図１２は、母合金中（ＨＤＤＲ処理前の原
料粉末中）のＣｏ含有量が磁化に与える影響を示し、図
１３は、母合金中（ＨＤＤＲ処理前の原料粉末中）のＧ
ａ含有量が磁化に与える影響を示している。図１４は、
試料Ｎｏ．１から４について、ＨＤＤＲ処理後の磁気特
性を示している。ＣｏおよびＧａを添加していない試料
（Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ−Ｚｒ系合金）であっても、Ｎｄ含有
量が高ければ、高い磁化が得られることがわかる。

【０１１１】図１５は、Ｃｏ添加の効果をＨＤＤＲ処理
後の粉末について示している。Ｃｏ添加量が２原子％の
場合（グラフ中で「○」のデータ）、磁化は低下する
が、保磁力の増加は顕著である。Ｃｏ添加量が５原子％
の場合（グラフ中で「□」のデータ）、磁化の低下は少
なくなるが、保磁力向上の程度も小さくなる。

【０１１２】図１６は、Ｇａ添加の効果をＨＤＤＲ処理
後の粉末について示している。Ｇａの添加は残留磁化に
はほとんど影響を与えないが、保磁力はＧａ添加量に応
じて増加することがわかる。

【０１１３】これらの図から、ＣｏやＧａの添加は、本
発明による粗粉砕粉末の磁化を向上させることに対して
は特に寄与していないことがわかる。従って、本発明に
よれば、磁化向上を目的としてＣｏゃＧａを添加する必
要は無くなる。

【０１１４】従来、ＨＤＤＲ粉末を得るには、母合金中
にＣｏおよびＧａを添加することが好ましいと考えられ
てきたが、以上の実験結果から明らかなように、本発明
では、ＣｏやＧａを添加していない場合でも充分に優れ
た磁気異方性磁石粉末を得ることができる。ただし、磁
気特性の温度依存性を少なくするには、Ｃｏの添加が効
果的であり、またＣｏの添加は耐候性向上に役立つた
め、用途に応じては、Ｃｏを添加することが好ましい。
例えば希土類Ｒの含有量が３２質量％の母合金にＣｏを
添加する場合は、耐候性の観点から、Ｃｏ含有量を１質
量％以上に設定することが望ましい。

【０１１５】なお、本発明の場合、上述したように、Ｇ
ａを添加すると若干の磁気特性向上が図れるが、本発明
の目的を達成するためにおいては必ずしも必須ではな
い。

【０１１６】こうして作製したＨＤＤＲ粉末を公知の結
合剤と混合し、磁界中で成形すれば、磁石特性に優れた
異方性ボンド磁石を得ることができる。この異方性ボン
ド磁石は、各種モータやアクチュエータの永久磁石に適
用して優れた特性を発揮することが可能である。

【０１１７】［実施例２］まず、前記表１に記載してい
る試料Ｎｏ．１０の組成と同一の組成を有するストリッ
プキャスト合金およびインゴット合金を作製した。次
に、各合金に対して水素化処理による脆化を施し、４２
５μｍ以下に粗粉砕した。この後、以下の条件でＨＤＤ
Ｒ処理を行った。

【０１１８】まず、炉内を真空にした後、アルゴンガス
で復圧し、大気圧（０．１ＭＰａ）のアルゴンガスを流
気しつつ、試料を８５０℃まで加熱した。次に、試料温
度を８５０℃に保持しながら、アルゴンガスによる流気
を停止し、水素ガスの流気を開始した。毎分、炉内容積
の約２０％に相当する量の水素ガスを炉内に導入しつ
つ、排気した（圧力は一定に保持）。このような状態を
２時間保持した後、炉内温度を略一定に維持したまま、
水素の導入を停止し、代わりにアルゴンガスを炉内に導
入した。このようなアルゴンガスの導入を５分間行い、
炉内の雰囲気をアルゴンガスで置換した。更に、ロータ
リポンプで炉内を減圧し、炉内のアルゴンガス圧力を２
ｋＰａにまで低下させ、その状態で１時間保持した。そ
の後、炉内にアルゴンガスを供給し、炉内のアルゴンガ
ス圧力を大気圧まで上昇させ、冷却工程を行った。

【０１１９】このＨＤＤＲ工程は、非水素ガス雰囲気中
で試料を高温（５５０℃以上９００℃以下）に加熱した
後、水素を炉内に供給し、水素化工程を開始する点に特
徴を有している。合金の温度を充分に上昇させてから、
炉内に水素を導入することにより、ＨＤＤＲ処理が過剰
に進行することを抑制できる。本発明による母合金は、
従来の合金に比べて水素と反応しやすいため、高温に上
昇させるまで水素と反応させず、ＨＤＤＲ処理の進行を
少し遅らせることが好ましい。

【０１２０】以上のＨＤＤＲ処理によって得られた粉末
状の試料をふるいで分級した後、ＶＳＭを用いて試料の
残留磁化Ｊ_rおよび保磁力Ｈ_cJを粒度ごとに測定した。
測定結果を図２０に示す。本発明による母合金（本発
明）、ストリップキャスト合金（比較例１）、およびイ
ンゴット合金（比較例２）に関する測定結果を比較する
と、本発明による母合金の磁気特性が粒度の広い範囲に
わたって優れていることがわかる。また、上記のＨＤＤ
Ｒ処理を行うことにより、本発明の母合金については磁
化が増加することがわかる。

【０１２１】次に、上記のＨＤＤＲ処理を行う前に、母
合金に対して１１２０℃で８時間の熱処理を行った場合
の測定結果を図２１に示す。ＨＤＤＲ処理で到達する温
度よりも高い温度での熱処理をＨＤＤＲ工程の前に行う
ことにより、ＨＤＤＲ処理後の残留磁化Ｊ_rが向上する
という効果が得られた。

【０１２２】［実施例３］質量比率で２７．０Ｎｄ−
１．０Ｄｙ−１５．０Ｃｏ−０．６Ｇａ−０．１Ｚｒ−
１．０Ｂ−残部Ｆｅの組成を持つ合金溶湯を用意し、こ
の溶湯を遠心噴霧によって冷却板上に堆積させ、合金
（母合金）を作製した。このとき、冷却部材との接触面
にはいずれの条件でもおよそ５０％の空隙を形成させ
た。溶湯の噴霧量を変化させることにより、冷却板上で
の堆積レートを調節した。噴霧量が増加するほど、堆積
レートも増加し、合金溶湯の冷却速度は低くなる。逆
に、噴霧量が低下させると、堆積レートが小さくなるの
で、合金溶湯の冷却速度は速くなる。こうして、種々の
冷却速度で母合金を作製した。

【０１２３】これらの母合金の断面を顕微鏡で観察し、
画像処理によって主相の粒径および希土類リッチ相の分
散間隔を測定した。分散間隔の決定は、具体的には、冷
却基板と平行な切断線を用いる切断法によって行った。

【０１２４】母合金の作製後、特別の高温熱処理を施す
ことなく、水素脆化を行い、粒径４２５μｍ以下のサイ
ズに粗粉砕した。その後、ＨＤＤＲ処理を行った。ＨＤ
ＤＲ処理は、次のようにして行った。

【０１２５】まず、炉内を大気圧（０．１ＭＰａ）の水
素ガスで流気しつつ、試料を８００℃まで加熱し、８０
０℃で２時間保持した。次に、水素の導入を停止し、代
わりにアルゴンガスを炉内に導入した。このようなアル
ゴンガスの導入を５分間行い、炉内の雰囲気をアルゴン
ガスで置換した後、炉内のアルゴンガス圧力を１ｋＰａ
にまで低下させ、その状態で１時間保持した。その後、
炉内にアルゴンガスを供給し、炉内のアルゴンガス圧力
を大気圧まで上昇させ、冷却工程を行った。このＨＤＤ
Ｒ工程は、水素ガス雰囲気中で試料を加熱する点で、実
施例２におけるＨＤＤＲ工程と異なっている。

【０１２６】図２２は、本発明による母合金における主
相の短径およびＨＤＤＲ処理後の磁気特性について、堆
積レート（rate of accumulation）の依存性を示すグラ
フである。このグラフからわかるように、堆積レートが
大きくなるほど、主相短径も大きくなっている。堆積レ
ートが６０μｍ／ｓを超えて大きくなると、磁気特性が
低下するため、堆積レートは６０μｍ／ｓ以下に設定す
ることが好ましい。

【０１２７】図２３（ａ）は、本発明による母合金にお
ける主相短径とＨＤＤＲ処理後の磁気特性との関係を示
すグラフであり、図２３（ｂ）は、この母合金における
希土類リッチ相の分散間隔とＨＤＤＲ処理後の磁気特性
との関係を示すグラフである。

【０１２８】図２４から図２６は、それぞれ、溶湯を冷
却して母合金を作製する際の合金堆積レートが３４μｍ
／ｓ、４７μｍ／ｓ、および６２μｍ／ｓの場合におけ
る本発明の母合金の反射電子線像写真である。これらの
写真から、母合金の堆積レートが大きいほど、希土類リ
ッチ相の分散間隔（space of R-rich）が大きくなって
いることがわかる。具体的には、合金堆積レートが３４
μｍ／ｓ、４７μｍ／ｓ、および６２ｍ／ｓの場合、そ
れぞれ、平均の分散間隔は１９μｍ、４３μｍ、および
５６μｍであった。写真の暗い部分が主相を示し、明る
い部分が希土類リッチ相を示している。また、黒い部分
はα−Ｆｅを示している。なお、写真上における８ｍｍ
の長さが現実の５０μｍに相当する。

【０１２９】

【発明の効果】本発明によれば、高価なＧａを添加しな
くとも、効果的にＨＤＤＲ処理を実行でき、しかも、磁
気異方性に優れた大きな再結晶集合組織を生成できるた
め、ＨＤＤＲ粉末の保磁力Ｈ_cJおよび残留磁化Ｊ_rの両
方を向上させることができる。また、母合金への均質化
熱処理の省略、及びＨＤＤＲ処理における水素化処理時
間を短縮することが可能になるため、製造コストを低減
し、製造時間を短縮できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】（ａ）〜（ｄ）は、本発明の磁気異方性磁石粉
末の製造に用いる母合金の金属組織が形成される過程を
模式的に示す断面図である。

【図２】（ａ）〜（ｃ）は、ストリップキャスト法によ
る母合金の金属組織が形成される過程を模式的に示す断
面図である。

【図３】（ａ）〜（ｄ）は、従来のインゴット法による
母合金の金属組織が形成される過程を模式的に示す断面
図である。

【図４】（ａ）から（ｃ）は、それぞれ、本発明の母合
金、従来のインゴット合金、およびストリップキャスト
合金について、ＨＤＤＲ処理前の時刻Ｔ１における組織
を模式的に示している

【図５】（ａ）から（ｃ）は、それぞれ、本発明の母合
金、従来のインゴット合金、およびストリップキャスト
合金について、ＨＤＤＲ処理開始後の時刻Ｔ２における
組織を模式的に示す図である（Ｔ１＜Ｔ２）。

【図６】（ａ）から（ｃ）は、それぞれ、本発明の母合
金、従来のインゴット合金、およびストリップキャスト
合金について、ＨＤＤＲ処理開始後の時刻Ｔ３における
組織を模式的に示す図である（Ｔ２＜Ｔ３）。

【図７】（ａ）から（ｃ）は、それぞれ、本発明の母合
金、従来のインゴット合金、およびストリップキャスト
合金について、ＨＤＤＲ処理開始後の時刻Ｔ４における
組織を模式的に示す図である（Ｔ３＜Ｔ４）。

【図８】残留磁化Ｊ_rおよび保磁力Ｈ_cJとＨＤＤＲ処理
時間との関係を示すグラフである。

【図９】残留磁化Ｊ_rおよび保磁力Ｈ_cJと平均粉末粒度
との関係を示すグラフである。

【図１０】試料Ｎｏ．３から５について、粗粉砕粉の粒
度別Ｎｄ濃度を示すグラフである。グラフの縦軸はＮｄ
濃度（Nd concentration、質量％）であり、横軸は平均
粉末粒度（Particle size、μｍ）である。

【図１１】試料Ｎｏ．１から４について、粗粉砕粉の粒
度別磁化を示すグラフである。グラフの縦軸は磁化Ｊ
（Magnetization、テスラ）であり、横軸は平均粉末粒
度（Particle size、μｍ）である。

【図１２】試料Ｎｏ．３、６、７について、粗粉砕粉の
粒度別磁化を示すグラフである。グラフの縦軸は磁化Ｊ
（Magnetization、テスラ）であり、横軸は平均粉末粒
度（Particle size、μｍ）である。

【図１３】試料Ｎｏ．７、１０、１２、１３について、
粗粉砕粉の粒度別磁化を示すグラフである。グラフの縦
軸は磁化Ｊ（Magnetization、テスラ）であり、横軸は
平均粉末粒度（Particle size、μｍ）である。

【図１４】試料Ｎｏ．１から４の試料について、ＨＤＤ
Ｒ処理後の磁気特性を示すグラフである。グラフの縦軸
は、残留磁化Ｊ_r（Remanence、テスラ）と保磁力Ｈ
_cJ（Intrinsic coercivity、ＭＡｍ^-1）であり、横軸は
平均粉末粒度（Particle size、μｍ）である。

【図１５】試料Ｎｏ．３、６、７について、ＨＤＤＲ処
理後の磁気特性を示すグラフである。グラフの縦軸は、
残留磁化Ｊ_r（Remanence、テスラ）と保磁力Ｈ_cJ（Intr
insic coercivity、ＭＡｍ^-1）であり、横軸は平均粉末
粒度（Particle size、μｍ）である。

【図１６】試料Ｎｏ．７、１０、１２、１３について、
ＨＤＤＲ処理後の磁気特性を示すグラフである。グラフ
の縦軸は、残留磁化Ｊ_r（Remanence、テスラ）と保磁力
Ｈ _cJ（Intrinsic coercivity、ＭＡｍ^-1）であり、横軸
は平均粉末粒度（Particlesize、μｍ）である。

【図１７】本発明による母合金の偏光顕微鏡写真であ
り、冷却部材との接触面近傍の組織断面を示している。

【図１８】本発明による母合金の偏光顕微鏡写真であ
り、厚さ方向中央部の組織断面を示している。

【図１９】（ａ）から（ｅ）は、ＨＤＤＲ処理を説明す
る模式図である。

【図２０】本発明の母合金、従来のインゴット合金、お
よびストリップキャスト合金について、ＨＤＤＲ処理を
行ったときの磁気特性を示すグラフである。グラフの縦
軸は、残留磁化Ｊ_r（Remanence、テスラ）と保磁力Ｈ_cJ
（Intrinsic coercivity、ＭＡｍ^-1）であり、横軸は平
均粉末粒度（Particle size、μｍ）である。

【図２１】本発明の母合金、従来のインゴット合金、お
よびストリップキャスト合金について、１０２０℃の熱
処理およびＨＤＤＲ処理を行ったときの磁気特性を示す
グラフである。グラフの縦軸は、残留磁化Ｊ_r（Remanen
ce、テスラ）と保磁力Ｈ_cJ（Intrinsic coercivity、Ｍ
Ａｍ^-1）であり、横軸は平均粉末粒度（Particle siz
e、μｍ）である。

【図２２】本発明による母合金における主相の短径およ
びＨＤＤＲ処理後の磁気特性について、堆積レート依存
性を示すグラフである。グラフの縦軸は主相平均短径
（Width of grain、［μｍ］）、残留磁化Ｊ_r（Remanen
ce、［テスラ］）と保磁力Ｈ _cJ（Intrinsic coercivit
y、ＭＡｍ^-1）であり、横軸は堆積レート（Rate of acc
umulation、μｍ／ｓ）である。

【図２３】（ａ）は、本発明による母合金における主相
の短径とＨＤＤＲ処理後の磁気特性との関係を示すグラ
フであり、（ｂ）は、この母合金における希土類リッチ
相間隔とＨＤＤＲ処理後の磁気特性との関係を示すグラ
フである。（ａ）のグラフの横軸は、主相平均短径であ
り、（ｂ）のグラフの横軸は、希土類リッチ相の分散間
隔である。

【図２４】溶湯を冷却して母合金を作製する際の合金堆
積レートが３４μｍ／ｓの場合における本発明の母合金
の反射電子線像写真である。

【図２５】溶湯を冷却して母合金を作製する際の合金堆
積レートが４７μｍ／ｓの場合における本発明の母合金
の反射電子線像写真である。

【図２６】溶湯を冷却して母合金を作製する際の合金堆
積レートが６２μｍ／ｓの場合における本発明の母合金
の反射電子線像写真である。

【図２７】（ａ）〜（ｅ）は、本発明の磁気異方性磁石
粉末の製造に用いる母合金の金属組織が形成される過程
を模式的に示す断面図である。

【符号の説明】

１ 母合金 ２ 結晶方位 ３ 粒界 ４ 粗粉砕粉 ５ 各粉末粒子 ７ 再結晶集合組織 ９ 合金粉末（ＨＤＤＲ粉末）

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 33/02 Ｃ２２Ｃ 33/02 Ｊ 38/00 ３０３ 38/00 ３０３Ｄ Ｈ０１Ｆ 1/053 Ｈ０１Ｆ 1/08 Ａ 1/08 1/04 Ｈ Ｆターム(参考） 4E004 DB01 TA03 TB04 4K017 AA04 BA06 BB06 BB12 BB18 CA07 DA04 EA03 EA08 ED01 ED05 EK07 FA05 FA21 4K018 BA18 BB04 BB06 BC09 BD01 GA04 KA46 5E040 AA04 AA19 BB01 BB03 CA01 HB06 HB17 NN01 NN06 NN17 NN18

Claims (24)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 希土類−鉄−硼素系合金の溶湯を冷却す
   ることによって母合金を作製する工程と、前記母合金に
   対してＨＤＤＲ処理を施す工程とを包含する磁気異方性
   磁石粉末の製造方法であって、 前記母合金を作製する工程は、 前記合金の溶湯を冷却部材に接触させることにより、前
   記合金の溶湯を冷却し、内部に希土類リッチ相が分散し
   た複数のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶（Ｒは希土類元素およびイ
   ットリウムからなる群から選択された少なくとも１種の
   元素）を含む凝固合金層を形成する工程を含む、磁気異
   方性磁石粉末の製造方法。
2. 【請求項２】 前記凝固合金層を形成する工程は、 前記冷却部材に接触する側に第１組織層を形成した後、
   前記第１組織層上に更に前記合金の溶湯を供給すること
   により、前記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶を前記第１組織層上に
   成長させて第２組織層を形成することを含む請求項１に
   記載の磁気異方性磁石粉末の製造方法。
3. 【請求項３】 前記第１組織層は、主として短軸方向平
   均サイズが２０μｍ未満のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶である請
   求項２に記載の磁気異方性磁石粉末の製造方法。
4. 【請求項４】 前記第２組織層におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型
   結晶の短軸方向平均サイズは２０μｍ以上、長軸方向平
   均サイズは１００μｍ以上である請求項２または３に記
   載の磁気異方性磁石粉末の製造方法。
5. 【請求項５】 前記凝固合金層は、第１組織層と第２組
   織層とを有し、前記第１組織層の比率が体積比で１０％
   未満である請求項２から４のいずれかに記載の磁気異方
   性磁石粉末の製造方法。
6. 【請求項６】 前記第２組織層における希土類リッチ相
   は、前記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶の内部において、平均５０
   μｍ以下の間隔で分散している請求項２から５のいずれ
   かに記載の磁気異方性磁石粉末の製造方法。
7. 【請求項７】 前記母合金中に含まれるα−Ｆｅ相の比
   率は、５体積％以下である請求項１から６のいずれかに
   記載の磁気異方性磁石粉末の製造方法。
8. 【請求項８】 前記母合金中に含まれる希土類元素の濃
   度は、２６質量％以上３２質量％以下である請求項１か
   ら７のいずれかに記載の磁気異方性磁石粉末の製造方
   法。
9. 【請求項９】 前記母合金中に含まれるＧａの濃度は、
   ０．６質量％以下である請求項１から８のいずれかに記
   載の磁気異方性磁石粉末の製造方法。
10. 【請求項１０】 前記第１組織層を形成する際の合金溶
    湯の冷却は、１０℃／ｓ以上１０００℃／ｓ以下、過冷
    却１００℃以上３００℃以下の条件で行い、 前記第２組織層を形成する際の合金溶湯の冷却は、１℃
    ／ｓ以上５００℃／ｓ以下の条件で行う請求項２から９
    のいずれかに記載の磁気異方性磁石粉末の製造方法。
11. 【請求項１１】 前記第１組織層の冷却部材接触部に空
    隙部を形成する請求項２から１０のいずれかに記載の磁
    気異方性磁石粉末の製造方法。
12. 【請求項１２】 前記合金の溶湯が冷却部材に届く時点
    における前記溶湯の温度は約１３００℃以下である請求
    項１１に記載の磁気異方性磁石粉末の製造方法。
13. 【請求項１３】 前記凝固合金層の形成は、遠心鋳造法
    によって行う請求項１から１２のいずれかに記載の磁気
    異方性磁石粉末の製造方法。
14. 【請求項１４】 前記母合金に対してＨＤＤＲ処理を施
    す工程は、 前記母合金の温度を５５０℃以上９００℃以下の範囲に
    昇温させた後に水素と反応させる工程を含んでいる請求
    項１から１０のいずれかに記載の磁気異方性磁石粉末の
    製造方法。
15. 【請求項１５】 第１組織層と、第１組織層上に内部に
    希土類リッチ相が分散した複数のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶
    （Ｒは希土類元素およびイットリウムからなる群から選
    択された少なくとも１種の元素）を形成した第２組織層
    を有し、前記第１組織層の比率が体積比で１０％未満で
    あるとともに、前記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶の短軸粒径が２
    ０μｍ以上１１０μｍ以下であり、 前記希土類リッチ相が前記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶の内部に
    おいて平均５０μｍ以下の間隔で分散している希土類−
    鉄−硼素系合金。
16. 【請求項１６】 前記合金中に含まれるα−Ｆｅ相の比
    率は、５体積％以下である請求項１５に記載の希土類−
    鉄−硼素系合金。
17. 【請求項１７】 希土類元素の濃度が２６質量％以上３
    ２質量％以下である請求項１５または１６に記載の希土
    類−鉄−硼素系合金。
18. 【請求項１８】 Ｇａの濃度が０．６質量％以下である
    請求項１５から１７のいずれかに記載の希土類−鉄−硼
    素系合金。
19. 【請求項１９】 平均粒径が１０μｍ以上３００μｍ以
    下であり、 粒径５０μｍ以下の粉末粒子における希土類元素濃度
    が、粒径５０μｍを超える粉末粒子における希土類元素
    濃度を超えない磁気異方性希土類−鉄−硼素系合金粉
    末。
20. 【請求項２０】 水素処理によって脆化された請求項１
    ９に記載の磁気異方性希土類−鉄−硼素系合金粉末。
21. 【請求項２１】 希土類元素の濃度が２６質量％以上３
    ２質量％以下、α−Ｆｅ相の比率が５体積％以下、Ｇａ
    の濃度が０．６質量％以下であり、 ＨＤＤＲ処理によって形成された微細集合組織を含んで
    いる磁気異方性希土類−鉄−硼素系合金磁石粉末。
22. 【請求項２２】 請求項１から１４のいずれかに記載の
    製造方法によって作製された磁気異方性磁石粉末を用意
    する工程と、 前記磁気異方性磁石粉末を結合剤と混合し、配向磁界中
    で成形する工程と、を包含する異方性ボンド磁石の製造
    方法。
23. 【請求項２３】 請求項２１に記載の磁気異方性希土類
    −鉄−硼素系合金磁石粉末を含む異方性ボンド磁石。
24. 【請求項２４】 請求項２３に記載の異方性ボンド磁石
    を備えたモータ。