JP2005294557A - 希土類焼結磁石の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 磁気特性を劣化することなく成形体強度を向上し得る技術を開発し、磁気特性に優れた希土類焼結磁石を歩留まり良く製造可能とする。
【解決手段】 Ｒ（Ｒは希土類元素の１種又は２種以上、但し希土類元素はＹを含む概念である）、Ｔ（ＴはＦｅ又はＦｅ、Ｃｏを必須とする１種又は２種以上の遷移金属元素）及びＢを含む原料合金微粉を焼結し、希土類焼結磁石を製造する。その際、原料合金微粉に対し、平均粒径が３００ｎｍ以下のＡｌ微粉、平均粒径が８０ｎｍ以下のＣｕ微粉、平均粒径が１００ｎｍ以下のＡｇ微粉のうち少なくとも一種を添加して成形し、焼結を行う。
【選択図】 図１

Description

本発明は、希土類元素を含む原料合金微粉を焼結してなる希土類焼結磁石の製造方法に関し、特に成形体強度の改良技術に関するものである。

希土類焼結磁石、例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石は、磁気特性に優れていること、主成分であるＮｄが資源的に豊富で比較的安価であること等の利点を有することから、近年、その需要は益々拡大する傾向にある。このような状況から、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を向上するための研究開発や、品質の高い希土類焼結磁石を製造するための製造方法の改良（例えば、特許文献１〜特許文献３等を参照。）等が各方面において進められている。

例えば、特許文献１記載の発明では、特定の有機溶剤で希釈した潤滑剤を合金粉末に混合することで、潤滑剤の添加による成形体強度の低下を解消するようにしている。特許文献２記載の発明では、解重合ポリマーを含む潤滑剤を合金粉末に添加混合することで、潤滑剤の添加による成形体強度の低下を解消するようにしている。特許文献３記載の発明では、特定の潤滑剤を合金粉末に添加混合することで、潤滑剤の添加による成形体強度の低下を解消するようにしている。
特開平９−３５０４号公報 特開２０００−３０６７５３号公報 特開平１１−３０７３３０号公報

希土類焼結磁石の製造方法としては、前述の各特許文献にも記載されるように、粉末冶金法が知られており、低コストでの製造が可能なことから、広く用いられている。粉末冶金法では、先ず、原料合金インゴットを粗粉砕及び微粉砕し、粒径が数μｍ程度の原料合金微粉を得る。このようにして得られた原料合金微粉を静磁場中で磁場配向させ、磁場を印加した状態でプレス成形を行う。磁場中成形後、成形体を真空中、または不活性ガス雰囲気中で焼結し、さらに時効処理を行う。

ところで、前述のような粉末冶金法により希土類焼結磁石を作製する場合、焼結前の成形体が圧粉体であるために強度が弱く、そのため成形が困難であるという問題がある。また成形体強度が不足すると、成形体をハンドリングする際に割れや欠けが生じ易くなり、これを原因とした歩留まり低下が問題となる。

したがって、希土類焼結磁石を粉末冶金法により製造する場合には、成形体強度を改善するための技術の開発が望まれるところである。成形体強度に関する記述は、先の特許文献１〜３にも見られるが、これらの特許文献１〜３記載の技術は、潤滑剤の添加による強度低下を解消するというのが主旨であり、成形性に主眼が置かれており、積極的に成形体強度を高めるという思想はない。

本発明は、このような従来の実情に鑑みて提案されたものであり、磁気特性を劣化することなく成形体強度を向上し得る技術を開発することを目的とし、これにより、磁気特性に優れる希土類焼結磁石を歩留まり良く製造することが可能な希土類焼結磁石の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、前述の目的を達成するために、長期に亘り種々の検討を重ねてきた。その結果、原料合金微粉に極めて微小な特定の金属粉を添加することが有効であるとの結論を得るに至った。本発明は、このような知見に基づいて完成されたものである。すなわち、本発明に係る希土類焼結磁石の製造方法は、Ｒ（Ｒは希土類元素の１種又は２種以上である）、Ｔ（ＴはＦｅ又はＦｅ、Ｃｏを必須とする１種又は２種以上の遷移金属元素）及びＢを含む原料合金微粉を焼結し、希土類焼結磁石を製造するに際し、平均粒径が３００ｎｍ以下のＡｌ微粉、平均粒径が８０ｎｍ以下のＣｕ微粉、平均粒径が１００ｎｍ以下のＡｇ微粉のうち少なくとも一種を添加してある前記原料合金微粉を成形し、焼結を行うことを特徴とする。

本発明では、原料合金微粉の成形に際して、特定の粒径とされたＡｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉のうち少なくとも一種を添加する。これにより、原料合金微粉にＡｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉を添加すると、例えば平均粒径が１〜１０μｍ程度とされた比較的大きな原料合金微粉の間に、８０〜３００ｎｍ以下程度の微小なＡｌ微粉、Ｃｕ微粉又はＡｇ微粉が位置する状態となる。この状態で成形を行うと、金属微粉は、母材となる希土類焼結磁石の原料合金微粉に比べて展延性に富むことから、成形時の圧力によって延び、原料合金微粉間を結着する結着材として働く。このため、成形体強度が向上する。ＡｌとＣｕは保磁力向上に効果のある添加元素であり、Ａｇは飽和磁化の向上に効果のある添加元素であり、従来の工法では合金の作製時に添加元素として加えられる。本発明では、焼結時にこれら元素がＮｄＦｅＢ化合物内もしくは粒界相に拡散し、各々の元素の磁気特性向上への効果を果たす。添加量を増大させると成形体強度向上の効果は得られるが、磁気特性にとって好適な量を越えた場合には、異なる磁気特性項目で負の効果をもたらすこともある。そこで、本発明では、成形体強度と磁気特性の変化量を総合的に判断して添加量を決める。

本発明の製造方法によれば、焼結前の成形体の強度を向上することができ、成形を容易なものとすることができ、成形体をハンドリングする際に割れや欠けが発生するのを抑制することができる。したがって、成形体の割れや欠け等による歩留まりの低下を抑制することができ、希土類焼結磁石を効率的に製造することが可能である。また、本発明によれば、焼結後の希土類焼結磁石の磁気特性を劣化することもなく、保磁力や残留磁束密度等の磁気特性に優れた希土類焼結磁石を製造することが可能である。

以下、本発明を適用した希土類焼結磁石の製造方法について、図面を参照して詳細に説明する。

本発明の製造方法において、製造対象となる希土類焼結磁石は、希土類元素、遷移金属元素及びホウ素を主成分とするものである。磁石組成は、目的に応じて任意に選択すればよい。

例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ（Ｒは希土類元素の１種又は２種以上、但し希土類元素はＹを含む概念である。ＴはＦｅまたはＦｅ及びＣｏを必須とする遷移金属元素の１種または２種以上であり、Ｂはホウ素である。）系希土類焼結磁石とする場合、磁気特性に優れた希土類焼結磁石を得るためには、焼結後の磁石組成において、希土類元素Ｒが２０〜４０重量％、ホウ素Ｂが０．５〜４．５重量％、残部が遷移金属元素Ｔとなるような配合組成とすることが好ましい。ここで、Ｒは、希土類元素、すなわちＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｙｂ及びＬｕから選ばれる１種、または２種以上である。中でも、Ｎｄは、資源的に豊富で比較的安価であることから、主成分をＮｄとすることが好ましい。また、Ｄｙの含有は異方性磁界を増加させるため、保磁力Ｈｃｊを向上させる上で有効である。

あるいは、添加元素Ｍを加えて、Ｒ−Ｔ−Ｂ−Ｍ系希土類焼結磁石とすることも可能である。この場合、添加元素Ｍとしては、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｃ、Ｎｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｂｉ、Ｇａ等を挙げることができ、これらの１種または２種以上を選択して添加することができる。これら添加元素Ｍの添加量は、残留磁束密度等の磁気特性を考慮して、３重量％以下とすることが好ましい。添加元素Ｍの添加量が多すぎると、磁気特性が劣化するおそれがある。

勿論、これら組成に限らず、希土類焼結磁石として従来公知の組成全般に適用可能であることは言うまでもない。

前述の希土類焼結磁石を製造するには、粉末冶金法が採用される。以下、希土類焼結磁石の粉末冶金法による製造方法について説明する。

図１は、粉末冶金法による希土類焼結磁石の製造プロセスの一例を示すものである。この製造プロセスは、基本的には、合金化工程１、粗粉砕工程２、微粉砕工程３、磁場中成形工程４、焼結・時効工程５、加工工程６、及び表面処理工程７とにより構成される。なお、酸化防止のために、焼結後までの各工程は、ほとんどの工程を真空中、あるいは不活性ガス雰囲気中（窒素雰囲気中、Ａｒ雰囲気中等）で行う。

合金化工程１では、原料となる金属、あるいは合金を磁石組成に応じて配合し、真空あるいは不活性ガス、例えばＡｒ雰囲気中で溶解し、鋳造することにより合金化する。鋳造法としては、溶融した高温の液体金属を回転ロール上に供給し、合金薄板を連続的に鋳造するストリップキャスト法（連続鋳造法）が生産性等の観点から好適であるが、本発明はそれに限ったものではない。原料金属（合金）としては、純希土類元素、希土類合金、純鉄、フェロボロン、さらにはこれらの合金等を使用することができる。凝固偏析を解消すること等を目的に、必要に応じて溶体化処理を行ってもよい。溶体化処理の条件としては、例えば真空またはＡｒ雰囲気下、７００〜１５００℃領域で１時間以上保持する。

合金はほぼ最終磁石組成である単一の合金を用いても、最終磁石組成になるように、組成の異なる複数種類の合金を混合してもよいも良い。混合は合金・原料粗粉・原料微粉のどの工程でもよいが、混合性から合金での混合が望ましく、組成制御を容易に行うためには微粉での混合が好ましい。

粗粉砕工程２では、先に鋳造した原料合金の薄板、あるいはインゴット等を、粒径数百μｍ程度になるまで粉砕する。粉砕手段としては、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等を用いることができる。粗粉砕性を向上させるために、水素を吸蔵させた後、粗粉砕を行うことが効果的である。

前記粗粉砕工程２は、複数の粉砕手段を組み合わせた複数工程により構成することも可能である。図２は、粗粉砕工程２を、水素粉砕工程２ａと、機械的粗粉砕工程２ｂの２工程とした例である。水素粉砕工程２ａは、鋳造した原料合金に水素を吸蔵させ、相によって水素吸蔵量が異なることを利用して、自己崩壊的に粉砕する工程である。これにより、粒径数ｍｍ程度の大きさに粉砕することができる。機械的粗粉砕工程２ｂは、先にも述べたようなブラウンミル等の機械的手法を利用して粉砕する工程であり、前記水素粉砕工程２ａにより数ｍｍ程度の大きさに粉砕された原料合金粉を、粒径数百μｍ程度になるまで粉砕する。水素粉砕工程２ａを行う場合、機械的粗粉砕工程２ｂは省略することも可能である。

前述の粗粉砕工程２が終了した後、通常、粗粉砕した原料合金粉に粉砕助剤を添加する。粉砕助剤としては、例えば脂肪酸系化合物等を使用することができるが、特に、脂肪酸アミドを粉砕助剤として用いることで、良好な磁気特性を有する希土類焼結磁石を得ることができる。粉砕助剤の添加量としては、０．０３〜０．４重量％とすることが好ましい。この範囲内で粉砕助剤を添加した場合、焼結後の残留炭素の量を低減することができ、希土類焼結磁石の磁気特性を向上させる上で有効である。

粗粉砕工程２の後、微粉砕工程３を行うが、この微粉砕工程３は、例えばジェットミルを使用して行われる。微粉砕の際の条件は、用いる気流式粉砕機に応じて適宜設定すればよく、原料合金粉を平均粒径が１〜１０μｍ程度、例えば３〜６μｍとなるまで微粉砕する。ジェットミルは、高圧の不活性ガス（例えば窒素ガス）を狭いノズルより開放して高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により粉体の粒子を加速し、粉体の粒子同士の衝突や、ターゲットあるいは容器壁との衝突を発生させて粉砕する方法である。ジェットミルは、一般的に、流動層を利用するジェットミル、渦流を利用するジェットミル、衝突板を用いるジェットミル等に分類される。

微粉砕工程３の後、磁場中成形工程４において、原料合金微粉を磁場中にて成形する。具体的には、微粉砕工程３にて得られた原料合金微粉を電磁石を配置した金型内に充填し、磁場印加によって結晶軸を配向させた状態で磁場中成形する。磁場中成形は、縦磁場成形、横磁場成形のいずれであってもよい。この磁場中成形は、例えば８００〜１５００ｋＡ／ｍの磁場中で、１００〜１６０ＭＰａ前後の圧力で行えばよい。

次に焼結・時効工程５において、焼結及び時効処理を実施する。すなわち、原料合金微粉を磁場中成形後、成形体を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結する。焼結温度は、組成、粉砕方法、粒度と粒度分布の違い等、諸条件により調整する必要があるが、例えば１０００〜１１５０℃で５時間程度焼結すればよく、焼結後、急冷することが好ましい。焼結後、得られた焼結体に時効処理を施すことが好ましい。この時効処理は、得られる希土類焼結磁石の保磁力Ｈｃｊを制御する上で重要な工程であり、例えば不活性ガス雰囲気中あるいは真空中で時効処理を施す。時効処理としては、２段時効処理が好ましく、１段目の時効処理工程では、８００℃前後の温度で１〜３時間保持する。次いで、室温〜２００℃の範囲内にまで急冷する第１急冷工程を設ける。２段目の時効処理工程では、５５０℃前後の温度で１〜３時間保持する。次いで、室温まで急冷する第２急冷工程を設ける。６００℃近傍の熱処理で保磁力Ｈｃｊが大きく増加するため、時効処理を一段で行う場合には、６００℃近傍の時効処理を施すとよい。

前記焼結・時効工程５の後、加工工程６及び表面処理工程７を行う。加工工程６は、所望の形状に機械的に成形する工程である。表面処理工程７は、得られた希土類焼結磁石の酸化を抑えるために行う工程であり、例えばメッキ被膜や樹脂被膜を希土類焼結磁石の表面に形成する。

以上の製造プロセスにおいて、本発明では、希土類焼結磁石の原料合金を粉砕してなる原料合金微粉に、成形助剤として、Ａｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉のうち少なくとも一種を添加し、混合した後、磁場中成形工程４において成形するようにする。

添加するＡｌ微粉は金属Ａｌの粉体、Ｃｕ微粉は金属Ｃｕの粉体、Ａｇ微粉は金属Ａｇの粉体であり、それぞれの金属に応じて適切な平均粒径が決まっている。例えば、Ａｌ微粉に関しては、平均粒径が３００ｎｍ以下のものを用いる。また、Ｃｕ微粉に関しては、平均粒径が８０ｎｍ以下のものを用いる。また、Ａｇ微粉に関しては、平均粒径が１００ｎｍ以下のものを用いる。各微粉において、平均粒径が前記範囲を上回ると、成形体強度の向上が不十分となるおそれがある。

このように、原料合金微粉中に添加されたＡｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉は、後述する磁場中成形工程４における成形時の圧力で原料合金微粉間を介在する結着材として働くことにより、成形体の強度を向上させる。したがって、成形体の割れや欠け等の発生を抑制することができる。このとき、Ａｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉が原因の磁気特性劣化は小さい。また、原料合金微粉の間に、良伝導性のＡｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉が介在することにより、成形体の電気抵抗を減少させる。このため、電気伝導性の良好な成形体が得られる。

Ａｌ微粉の添加量としては、原料合金微粉に対して０．０３重量％〜０．３０重量％とすることが好ましい。また、Ｃｕ微粉の添加量としては、原料合金微粉に対して０．０５重量％〜０．２０重量％であることが好ましい。また、Ａｇ微粉の添加量としては、０．１重量％〜０．５重量％であることが好ましい。Ａｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉の添加量が前記範囲を下回ると、十分な効果を得ることが難しくなる。また、Ａｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉の添加量が前記範囲を上回ると、磁気特性に影響を及ぼすおそれがある。

Ａｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉は、原料合金微粉中に単独で添加されても、複数を組み合わせて添加されてもよい。Ａｌ微粉、Ｃｕ微粉またはＡｇ微粉の添加は、成形体強度の向上に有効である。また、Ａｇ微粉の添加は、異方性磁場及び飽和磁化を改良し、磁気特性をさらに高めるうえで有効である。また、Ａｇ微粉は、保磁力を向上させる観点で、単独で添加されるよりも、Ａｌ微粉及び／又はＣｕ微粉と組み合わせて添加されることが好ましい。

なお、Ａｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉の形状は、粒状、鱗片状、板状、不定形等、任意である。また、添加したＡｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉は、焼結後には原料合金と合金化して取り込まれる。

Ａｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉としては、前述のような平均粒径を有するものであれば、製造方法は問わない。例えば、特開平５−６５５１０号公報に記載されるような、酢酸金属塩を非酸化性雰囲気又は減圧下で熱分解する金属超微粉の製造法にしたがって、所定の平均粒径を有するＣｕ微粉を製造することができる。また、特開平６−３４６１１９号公報に記載されるような、金属ハロゲン化物の蒸気を気相還元して得た金属超微粉をキレート剤水溶液を用いて洗浄する金属超微粉の精製方法にしたがって、所定の平均粒径を有するＡｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉を製造することができる。また、前記の方法の他、不活性ガス中で蒸発させた金属を急激に冷却し、凝縮させて超微粒子を得る、いわゆるガス中蒸発法により作製した微粉を用いてもよい。

Ａｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉の添加時期は、合金化工程１により原料合金を溶解鋳造し、粉砕した後、磁場中成形工程４において磁場中成形するまでの間であればよい。例えば、図１に示す製造プロセスの場合、微粉砕工程３の後（図中、添加時期Ａ）、あるいは粗粉砕工程２の後（図中、添加時期Ｂ）、である。図２に示す製造プロセスの場合、微粉砕工程３の後（図中、添加時期Ａ）、機械的粗粉砕工程２ｂの後（図中、添加時期Ｂ）、あるいは水素粉砕工程２ａの後（図中、添加時期Ｃ）である。

添加時期は、基本的にはこれらのいずれであってもよいが、原料合金の粉砕が進んでから添加する方が効果が高い。最も効果が高いのは、成形直前の原料合金微粉に添加する場合である。したがって、例えば、図１の製造プロセスにおいては、粗粉砕工程２の後（添加時期Ｂ）に添加するよりも、微粉砕工程３の後（添加時期Ａ）に添加する方が効果が高い。同様に、図２に示す製造プロセスにおいては、水素粉砕工程２ａの後（添加時期Ｃ）に添加するよりも、機械的粗粉砕工程２ａの後（添加時期Ｂ）に添加する方が効果が高く、さらに、機械的粗粉砕工程２ａの後（添加時期Ｂ）に添加するより微粉砕工程３の後（添加時期Ａ）に添加する方が効果が高い。

Ａｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉は公知の混合方法で混合すればよく、例えば、Ｖミキサー、リボンミキサー等、均一に混合されればどのような方法を採用しても良い。なお、前記混合の際、混合する微粉の粒径が大きいと、密度の大きいＣｕとＡｇの場合、重いので混合物の下に沈み、逆にＡｌの場合は密度が小さいので、混合物の上部に偏在しやすい。このことに鑑みても、添加するＡｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉は、前記粒径範囲とすることが有利である。

また、原料合金微粉とともに、潤滑性を確保するために、例えばステアリン酸亜鉛等の有機物系潤滑剤等、この種の希土類焼結磁石の製造に用いられる公知の潤滑剤を混合することができる。なお、潤滑剤は、微粉砕工程３の前に添加してもよい。

なお、本発明では、焼結・時効工程５に先立って、成形体の脱バインダー処理を行うことが好ましい。この脱バインダー処理は、粉砕工程において添加され成形体に含まれる潤滑剤を系外に除去するための工程であり、脱バインダー処理を行うことで、焼結後に炭化物、酸化物等として残存する炭素や酸素の残存量を減らすことができる。また、焼結・時効工程５において例えば誘導加熱により焼結を行う場合、酸素による電気抵抗の増加が問題になるが、この脱バインダー処理により潤滑剤を除去しておけば、電気抵抗の増加を最小限に抑えることもできる。

本発明では、Ａｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉の添加により電気抵抗の低い成形体が得られることから、脱バインダー処理を、高周波誘導加熱により行うことが好ましい。図３は、高周波誘導加熱の直接加熱の原理を示すものである。例えば、高周波電源１１に接続されたコイル１２の中に導電体１３が置かれた場合、コイル１２に交流電流が流れると、導電体１３には交流磁界が生じ、その磁界により電流（渦電流）Ｉが流れる。これを電磁誘導作用と呼んでいる。このとき流れる渦電流と導電体１３の電気抵抗によりジュール熱が発生し、導電体１３が加熱される。高周波誘導加熱の場合、輻射熱による抵抗加熱と異なり、成形体を構成する原料合金微粉が直接加熱され、短時間での昇温、降温が実現される。なお、このとき添加するＡｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉の粒径が大きいと、粉体同士の接触部分が少なくなり、成形体の電気抵抗を下げる効果が出難いことから、やはり添加するＡｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉は、前記粒径範囲とすることが有利である。

本発明では、原料合金微粉にＡｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉を添加することにより成形体の電気伝導性を向上させているので、高周波誘導加熱で脱バインダー処理を行った場合であっても、焼結温度に比較して低温の温度領域での制御が容易であり、効率的に脱バインダー処理を行うことができる。

従来の電気伝導性が低い成形体について、脱バインダー処理を高周波誘導加熱により行おうとすると、脱バインダー処理に必要な温度を安定して維持するのは難しく、効率的な加熱は難しい。このため、脱バインダーに誘導加熱の直接加熱を適用すると、炭素や酸素が残り易く、最終的に得られる希土類焼結磁石の特性劣化の原因となる。

なお、焼結・時効工程５において、原料合金微粉を成形した成形体を高周波誘導加熱により焼結してもよい。この場合、原料合金微粉に含まれる酸素量に留意する必要がある。例えばＮｄＦｅＢ系合金は、極めて酸化され易く、酸素雰囲気を制御して粉砕を行っても、通常は酸素量が２５００ｐｐｍを越えるレベルとなる。この酸素量は、先の潤滑剤に由来する酸素量よりも遙かに多い量である。

原料合金微粉の酸素量が多いと、圧粉体である成形体の粒子自体、あるいは粒子間の電気抵抗が高くなり、高周波誘導加熱の利点が失われてしまうことになる。例えば、原料合金微粉において発生する熱は、原料合金粉末に流れる渦電流をＩ、電気抵抗をＲとしたときに、Ｉ²Ｒに比例し、流れる電流値が大きいことが有利である。原料合金微粉に含まれる酸素量が多すぎると、原料合金微粉の電気抵抗が高くなり、渦電流の電流値が減少する。このような場合、誘導加熱が円滑に行われず、例えば昇温に長時間を要することになる。

したがって、本発明においては、脱バインダー処理を直接加熱方式の高周波誘導加熱で行うことにより潤滑剤の残存をできる限り抑えることに加えて、原料合金微粉に含まれる酸素量を２５００ｐｐｍ以下に抑えることが好ましい。原料合金微粉に含まれる酸素量を抑えるには、例えば、前記微粉砕工程３において、ジェットミルによる粉砕時の酸素量の増加を抑制する必要がある。そのためには、例えばジェットミルで粉砕する際に、不活性ガス雰囲気中で行い、その条件を厳しく管理することが必要である。また、微粉砕工程３に限らず、粗粉砕工程２等、焼結前の工程における雰囲気中の酸素量管理を厳しくし、前記酸素量とすることが要求される。

直接加熱方式の高周波誘導加熱による焼結条件は、焼結する成形体の大きさ、原料合金微粉の大きさ等に応じて適宜設定すればよい。焼結条件を適正なものとすることにより、結晶粒の粒成長の抑制と、焼結反応の促進による高密度化を実現することができる。ここで、焼結条件の一つの指標として、焼結前の原料合金微粉の平均粒径ｒと焼結後の焼結体の結晶粒径Ｒの比率Ｒ／ｒ（粒成長比率）を挙げることができる。具体的には、この比率Ｒ／ｒが１．７以下となるように焼結条件を設定すれば良い。前記比率Ｒ／ｒが１．７を越えるということは、粒成長が進んでいることを意味し、希土類焼結磁石の保磁力が低下するおそれがある。なお、焼結前の原料合金微粉の平均粒径ｒと焼結後の焼結体の結晶粒径Ｒは、同じ単位を持つものであり、例えば、本発明の実施例においては、ｒ、Ｒともに単位はμｍである。

高周波誘導加熱自体は、例えば特開２０００−３２８１０４号公報や、特開２００１−２７９３０２号公報、特開平６−２４７７７２号公報等にも開示されるように周知の技術であるが、希土類焼結磁石の脱バインダー処理及び焼結に適用されることで、結晶粒の焼結時の成長の抑制と、焼結反応の促進による高密度化を達成している。

なお、脱バインダー及び焼結としては、前述のような直接加熱方式の誘導加熱に限らず、成形体の近傍（周囲）に配置した誘電体を誘導加熱することにより成形体を間接的に加熱する間接加熱方式の誘導加熱、抵抗ヒータ等を用いた抵抗加熱等、公知の加熱方法を採用することが可能である。

以下、本発明を適用した具体的な実施例について、実験結果に基づいて説明する。なお、本発明は以下の実施例の記載に限定されるものではない。

希土類焼結磁石の作製
原料合金の組成としては、Ｎｄ２４．５重量％、Ｐｒ５．７重量％、Ｄｙ１．１重量％、Ａｌ０．０５重量％、Ｂ１．０重量％、残部Ｆｅとした。原料となる金属あるいは合金を前記組成となるように配合し、ストリップキャスト法により原料合金薄板を溶解、鋳造した。

得られた原料合金薄板を水素粉砕した後、ブラウンミルにて機械的粗粉砕を行い、原料合金粗粉を得た。原料合金粗粉に粉砕助剤として、オレイン酸アミド０．１重量％を添加した。次いで、気流式粉砕機（ジェットミル）を使用して高圧窒素ガス雰囲気中で微粉砕を行い、平均粒径Ｄ５０＝４．５μｍの原料合金微粉を得た。

粉砕した原料合金微粉に、表１に示す平均粒径をもつＡｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉を、下記表１に示すような添加量で添加した。

次に、Ａｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉の少なくとも一種を添加した原料合金微粉を、酸素を遮断したまま成形工程に供した。得られた混合粉を磁場中成形し、所定の形状の成形体を得た。磁場中成形では、前記粉体を１２００ｋＡ／ｍの磁場中において、成形圧１４７ＭＰａで成形した。磁場方向はプレス方向と垂直な方向である。

磁場中成形した成形体を、焼結し、時効処理を行った。焼結は、焼結温度１０３０℃とし、真空中において４時間焼結した。時効は、２段時効処理とし、１段目は９００℃、１時間、２段目は５３０℃、１時間とした。これにより、サンプル１〜１８の希土類焼結磁石を得た。

評価
前記希土類焼結磁石の作製において、先ず、磁場中成形により成形された成形体の抗折強度を測定した。抗折強度は、日本工業規格ＪＩＳ Ｒ １６０１に準じて行った。すなわち、図４に示すように、成形体２１を丸棒状の２本の支持具２２，２３の上に載置し、成形体２１上の中央位置にやはり丸棒状の支持具１４を配置して荷重を加えた。成形体２１のチップサイズは、２０ｍｍ×１８ｍｍ×６ｍｍとした。また、抗折圧を加える方向は、プレス方向とした。

また、作製した各希土類焼結磁石について、保磁力Ｈｃｊ及び残留磁束密度Ｂｒを測定した。測定は、Ｂ−Ｈトレーサーを用いて行った。各試料における、メッキ処理された原料合金微粉の種類、その添加量、成形体の抗折強度（成形体強度）、磁気特性（保磁力Ｈｃｊ及び残留磁束密度Ｂｒ）を表１に示す。なお、表中、粒径の単位は（ｎｍ）であり、添加量の単位は重量％である。

表１の結果から明らかなように、平均粒径が所定の値以下であるＡｌ微粉、Ｃｕ微粉、Ａｇ微粉の少なくとも一種を原料合金微粉に添加することによって、成形体の強度が向上している。ただし、サンプル番号１〜８より、Ａｌ微粉の添加量が０．３重量％を越えると磁気特性が低下し、また粒径が３００ｎｍを越えると成形体強度の低下が見られる。同様に、サンプル番号９〜１３より、Ｃｕ微粉の添加量が０．３重量％を越えると磁気特性が低下し、また粒径が８０ｎｍを越えると成形体強度の低下が見られる。さらに、サンプル番号１４〜１８により、Ａｇ微粉の添加量が０．５重量％を越えると磁気特性が低下し、また粒径が１００ｎｍを越えると成形体強度の低下が同様に見られる。

希土類焼結磁石の製造プロセスの一例を示すフローチャートである。 希土類焼結磁石の製造プロセスの他の例を示すフローチャートである。 高周波誘導加熱の原理を説明する模式図である。 抗折強度の測定法を説明する概略斜視図である。

符号の説明

１ 合金化工程、２ 粗粉砕工程、２ａ 水素粉砕工程、２ｂ 機械的粗粉砕工程、３ 微粉砕工程、４ 磁場中成形工程、５ 焼結・時効工程、６ 加工工程、７ 表面処理工程、１１ 電源、１２ コイル、１３ 導電体、２１ 成形体、２２，２３，２４ 支持具

Claims (6)

1. Ｒ（Ｒは希土類元素の１種又は２種以上である）、Ｔ（ＴはＦｅ又はＦｅ、Ｃｏを必須とする１種又は２種以上の遷移金属元素）及びＢを含む原料合金微粉を焼結し、希土類焼結磁石を製造するに際し、
   平均粒径が３００ｎｍ以下のＡｌ微粉、平均粒径が８０ｎｍ以下のＣｕ微粉、平均粒径が１００ｎｍ以下のＡｇ微粉のうち少なくとも一種を添加してある前記原料合金微粉を成形し、焼結を行うことを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法。
2. 前記Ａｌ微粉の添加量が０．０３重量％〜０．３０重量％であることを特徴とする請求項１記載の希土類焼結磁石の製造方法。
3. 前記Ｃｕ微粉の添加量が０．０５重量％〜０．３０重量％であることを特徴とする請求項１記載の希土類焼結磁石の製造方法。
4. 前記Ａｇ微粉の添加量が０．１重量％〜０．５重量％であることを特徴とする請求項１記載の希土類焼結磁石の製造方法。
5. 前記焼結の前に、前記成形体を高周波誘導加熱により脱バインダー処理することを特徴とする請求項１記載の希土類焼結磁石の製造方法。
6. 高周波誘導加熱により前記焼結を行うことを特徴とする請求項５記載の希土類焼結磁石の製造方法。

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