JP2006165008A

JP2006165008A - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法

Info

Publication number: JP2006165008A
Application number: JP2004349400A
Authority: JP
Inventors: Koichi Nishizawa; 剛一西澤; Tsutomu Ishizaka; 力石坂; Naoto Oji; 直人王子
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2004-12-02
Filing date: 2004-12-02
Publication date: 2006-06-22

Abstract

【課題】遠心鋳造法により作製された主相形成用合金及びストリップキャスト法により作製された粒界相形成用合金を用いることにより、磁気特性、特に保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。
【解決手段】Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物を含む主相形成用合金粉末と主相形成用合金粉末よりもＲを多く含む粒界相形成用合金粉末とを含む混合粉末に磁場を印加しつつ加圧成形して成形体を得る工程と、成形体を焼結する工程と、を備え、主相形成用合金粉末は、回転体６の回転軸Ｘと円筒状鋳型３の回転軸Ｚとが非平行に配設された状態で、回転する回転体６に接触することにより飛散された溶湯４を回転する円筒状鋳型３の内面で堆積凝固させることにより得られた合金を粉砕して作製されたものであり、粒界相形成用合金粉末は、ストリップキャスト法により得られた合金を粉砕して作製されたものとする。
【選択図】図１

Description

本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｒは希土類元素から選択される１種又は２種以上の元素、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む遷移金属元素から選択される１種又は２種以上の元素）の製造方法に関し、特に原料母合金を適切に選択することにより磁気特性を向上することのできるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法に関するものである。

従来、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を向上させるため、種々の試みがなされている。例えば、種々の添加元素を加える、焼結体中の酸素量を低下する、複数（典型的には２種類）の原料合金を用いる混合法等、各観点から磁気特性の向上の検討がなされている。その中で、以下説明するように、原料母合金の組織を改善することによる磁気特性の向上が検討されている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、原料母合金を粉砕して得られた粉末を成形、焼結するという工程を経て製造される。従来、このような原料母合金は、金型鋳造によるインゴット法や、冷却ロールを用いて合金溶湯を急冷するストリップキャスト法を用いて作製されていた。
インゴット法により作製された合金では、α−Ｆｅの生成が避けられず、その結果合金の粉砕効率が著しく低下し、最終的に得られる磁気特性も低いものであった。この問題を解決するため、インゴット法で得られた合金を溶体化処理することでα−Ｆｅを消失させることが知られているが、溶体化処理を行うことにより、生産性の低下と製造コストの上昇を招いていた。

これに対し、急冷凝固法の一種であるストリップキャスト法（例えば、特開平５−２２２４８８号公報（特許文献１）、特開平５−２９５４９０号公報（特許文献２））により作製された合金では、α−Ｆｅがほとんど生成されず、かつ短軸方向の結晶粒径が２０〜３０μｍで、長軸方向は最大で３００μｍ程度と微細な結晶組織が得られる。しかし、結晶組織が極めて微細であるため、各粉末粒子が単結晶粒となるまで微粉砕することが困難である。粉末粒子が多結晶であると磁気的異方性が小さくなり、磁界中で粉末配向・圧縮成形を行ったとしても、主相の配向度が高く残留磁化の大きな焼結磁石を作製することができない。

ストリップキャスト法（以下、ＳＣ法という）による結晶組織が過剰に微細な結晶組織の問題を解消するための方法が、特開平８−１３０７８号公報（特許文献３）、特開平８−３３２５５７号公報（特許文献４）に開示されている。特許文献３、特許文献４に開示された方法は、回転する鋳型の内側に配置した、往復運動し複数個のノズルを備えた箱型のタンディッシュを介して、溶湯を回転鋳型の内側に堆積凝固させる方法（以下、第１ＣＣ法という）である。第１ＣＣ法は、後から注がれる溶湯が既に凝固したインゴットの表面で溶け合い、結晶はエピタキシャル成長するため、ＳＣ法に比べて数倍大きな結晶組織を得ることができる。
ところが、第１ＣＣ法によりＲ量の低い組成の合金を作製しようとすると、ＳＣ法と比較して高温域の冷却速度が遅いためデンドライド状のα−Ｆｅの生成が避けられないという問題がある。したがって、第１ＣＣ法は、Ｒ量の低い組成の合金の作製に適用することが難しい。

この問題を解消する方法として、溶湯を回転体に注ぎ、この回転体の回転によって溶湯を飛散させ、その飛散した溶湯を回転する円筒状鋳型の内面で堆積凝固させる方法であって、回転体の回転軸とこの円筒状鋳型の回転軸とを非平行とする鋳造法（以下、第２ＣＣ法）が特開２００２−３０１５５４号公報（特許文献５）に開示されている。
第２ＣＣ法により、Ｒ量の低い組成の合金であってもα−Ｆｅの生成が抑制され、かつ短軸方向で９０μｍ、長軸方向で１０００μｍ以上の結晶組織を有する合金を得ることができると、特許文献５に開示されている。

特開平５−２２２４８８号公報特開平５−２９５４９０号公報特開平８−１３０７８号公報特開平８−３３２５５７号公報特開２００２−３０１５５４号公報

特許文献５には、第２ＣＣ法により得られた主相形成用合金と、インゴット法又は第１ＣＣ法により得られた粒界相形成用合金を用いる混合法で作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が開示されている。このＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性は、（ａ）残留磁束密度Ｂr＝１３．２ｋＧ、保磁力ＨｃJ＝１６．６ｋＯｅ、あるいは（ｂ）残留磁束密度Ｂr＝１３．５ｋＧ、保磁力ＨｃJ＝１３．１９ｋＯｅであり、さらなる磁気特性の向上が望まれる。なお、（ａ）は粒界相形成用合金がインゴット法で作製されたものであり、また（ｂ）は粒界相形成用合金が第１ＣＣ法で作製されたものである。
本発明は、このような技術的課題に基づいてなされたもので、第２ＣＣ法により得られる原料母合金を用いて、より高い磁気特性のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供することを目的とする。

本発明者らは、主相形成用合金を第２ＣＣ法により作製し、粒界相形成用合金をＳＣ法により作製した場合に磁気特性の高いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られることを知見した。本発明者等はこの知見に基づき、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物（Ｒは希土類元素から選択される１種又は２種以上の元素、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む遷移金属元素から選択される１種又は２種以上の元素）を含む主相形成用合金粉末と主相形成用合金粉末よりもＲを多く含む粒界相形成用合金粉末とを含む混合粉末に磁場を印加しつつ加圧成形して成形体を得る工程と、成形体を焼結する工程と、を備え、主相形成用合金粉末は、回転体の回転軸Ｘと円筒状鋳型の回転軸Ｚとが非平行に配設された状態で、回転する回転体に接触することにより飛散された溶湯を回転する円筒状鋳型の内面で堆積凝固させることにより得られた合金を粉砕して作製されたものであり、粒界相形成用合金粉末は、ＳＣ法により得られた合金を粉砕して作製されたものであることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法を提供する。

本発明におけるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ：２５〜３５ｗｔ％、Ｂ：０．５〜４．０ｗｔ％、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種：０．０２〜０．６ｗｔ％、Ｚｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上：２．０ｗｔ％以下（ただし、０を含む）、Ｃｏ：４．０ｗｔ％以下（ただし、０を含まず）、残部実質的にＦｅからなる組成を有することが望ましく、Ｚｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上：０．０３〜２．０ｗｔ％とすることがさらに望ましい。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の酸素量を２０００ｐｐｍ以下とすることが望ましい。

以上説明したように、本発明によれば、第２ＣＣ法により作製された主相形成用合金及びＳＣ法により作製された粒界相形成用合金を用いることにより、磁気特性、特に残留磁束密度（Ｂｒ）の高いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。

本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法について説明する。
本発明は、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物を主体とする主相形成用合金と、主相形成用合金よりＲを多く含む粒界相形成用合金とを用いる。このように２種類（又は２種類以上）の異なる組成の合金を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法を混合法と呼んでいる。混合法は、以下説明するように、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石にとって理想的又はそれに近い組織を得ることができるため、高い磁気特性を得る上で有効である。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は液相焼結反応を用いて、焼結が行われている。ここで、磁石内には主相を構成する強磁性のＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相のほかに、粒界相としてのＲ−リッチ相が存在する。これらの相が焼結時に反応して液相が生成し、液相出現に伴って、緻密化反応が進行する。従って、Ｒ−リッチ相は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造上、必須な構成相である。しかし、磁石特性を向上させるためには、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相の存在量を極力高めることが必要であり、これを実現するためには、これら各相の量を厳密に制御すべきである。この要求を満足させるための方法が混合法である。

本発明は、特許文献５に開示された第２ＣＣ法により得られた主相形成用合金を用いる。この第２ＣＣ法について図１に基づいて説明する。
図１において、溶解チャンバ１中にルツボ２と円筒状鋳型３が配備されている。ルツボ２は、原料金属、合金を加熱溶解して溶湯４とする。

円筒状鋳型３は回転軸Ｚを中心に回転可能に溶解チャンバ１内に配設されている。円筒状鋳型３の外周面には鋳型駆動機構５が接続されており、この鋳型駆動機構５の回転駆動力に応じて円筒状鋳型３は回転される。円筒状鋳型３の一側面には、貫通孔が形成されており、後述する溶湯４の供給装置が挿入される。この円筒状鋳型３内には、回転体６が配備され、また、ルツボ２中の溶湯４を回転体６に注ぐ供給装置が溶解チャンバ１に設けられている。供給装置は溶湯４を流動させて回転体６に導く湯道７により構成されている。回転体６には、例えば駆動モータにより回転駆動する回転駆動機構８が接続されており、回転軸Ｘを中心に回転するようになっている。そして、回転体６に注がれた溶湯４は、回転体６の回転によって回転体６に設けてある空孔ｈを介して周囲に向けて飛散し、円筒状鋳型３の内壁に堆積凝固し、インゴット９が製造される。

回転体６の回転によって飛散された溶湯４は、回転軸Ｚで回転する円筒状鋳型３の内面で堆積凝固する。ここで、回転体６の回転軸Ｘと円筒状鋳型３の回転軸Ｚとで形成される傾斜角度θが０でないように、即ち、回転軸Ｘと回転軸Ｚとが非平行となるように設置し、更に回転体６ならびに円筒状鋳型３をともに回転させることにより、円筒状鋳型３の内壁の広い範囲に溶湯を堆積凝固させることが可能となる。

以上のように作製される主相形成用合金には、Ｒ、Ｔ及びＢの他にＣｕ及びＡｌを含有させることができる。このとき主相形成用合金は、Ｒ−Ｃｕ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系の合金を構成する。主相形成用合金の組成は限定されないが、Ｒ：２５〜３５ｗｔ％、Ｂ：０．４〜５．０ｗｔ％、Ａｌ：０．０２〜０．２５ｗｔ％、Ｃｕ：０．３ｗｔ％以下（ただし、０を含む）、Ｚｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上：２．０ｗｔ％以下（ただし、０を含む）、Ｃｏ：４．０ｗｔ％以下（ただし、０を含む）、残部実質的にＦｅとすることが望ましい。

また本発明は、粒界相形成用合金としてＳＣ法により得られた合金を用いる。
ＳＣ法は、原料金属をＡｒガス雰囲気などの非酸化性雰囲気中で溶解して得た溶湯を回転するロールの表面に噴出させる。ロールで急冷された溶湯は、薄板または薄片（鱗片）状に急冷凝固される。この急冷凝固された合金は、短軸方向の結晶粒径が２０〜３０μｍで、長軸方向は最大で３００μｍの均質な組織を有している。また、急冷凝固された合金は、後の粉砕粉末の粒度分布をシャープにすることにより磁気特性を向上させるために、厚さが０．０５〜３ｍｍ、Ｒ−リッチ相が５μｍ以下に微細分散した金属組織とすることが望ましい。
ＳＣ法により作製された合金は、α−Ｆｅがほとんど生成されず、微細化した結晶組織が得られる。

以上のように作製される粒界相形成用合金には、Ｒ、Ｔ及びＢの他にＣｕ及びＡｌを含有させることができる。このとき粒界相形成用合金は、Ｒ−Ｃｕ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系の合金を構成する。粒界相形成用合金の組成は限定されないが、Ｒ：２９〜５０ｗｔ％、Ｂ：０．５ｗｔ％以下（ただし、０を含む）、Ａｌ：０．０３〜１．０ｗｔ％、Ｃｕ：０．０１〜１０ｗｔ％、Ｚｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上：５．０ｗｔ％以下（ただし、０を含む）、Ｃｏ：０．１〜２０ｗｔ％、残部実質的にＦｅとすることが望ましい。

主相形成用合金及び粒界相形成用合金を作製した後、これらの各母合金は別々に又は一緒に粉砕される。以下、粉砕工程の一例を説明する。
主相形成用合金及び粒界相形成用合金（以下、原料合金と総称することがある）は、水素吸蔵処理を施して粉砕を容易にすることが望ましい。
水素吸蔵は、原料合金を常温下で水素含有雰囲気に曝すことにより行うことができる。水素吸蔵反応は発熱反応であるため、温度上昇に伴って吸蔵水素量が低下することを防止するために、反応容器を冷却する等の手段を適用してもよい。水素吸蔵された原料合金は、例えば粒界に沿って亀裂が生じる。

水素吸蔵が終了した後に、水素吸蔵が行われた原料合金を加熱保持する脱水素処理が施される。この処理は、磁石として不純物となる水素を減少させることを目的として行われる。加熱保持の温度は、２００℃以上、望ましくは３５０℃以上とする。保持時間は、保持温度との関係、合金の厚さ等によって変わるが、少なくとも３０分以上、望ましくは１時間以上とする。脱水素処理は、真空中又はＡｒガスフローにて行う。なお、脱水素処理は必須の処理ではない。

水素吸蔵処理（さらには脱水素処理）された合金は、気流式粉砕機を用いて平均粒径１〜１０μｍ程度まで微粉砕処理される。この微粉砕処理過程での酸素量増加を抑制するため、気流式粉砕機に用いる非酸化性ガス中に含まれる酸素量を１００ｐｐｍ以下、望ましくは５０ｐｐｍ以下とすることが望ましい。

微粉砕処理において主相形成用合金及び粒界相形成用合金を別々に粉砕した場合には、微粉砕された主相形成用合金粉末及び粒界相形成用合金粉末を例えば窒素雰囲気中で混合する。主相形成用合金粉末及び粒界相形成用合金粉末の混合比率は、重量比で８０：２０〜９７：３程度とすればよい。主相形成用合金及び粒界相形成用合金を一緒に粉砕する場合の混合比率も同様である。微粉砕時に、ステアリン酸亜鉛等の添加剤を０．０１〜０．３ｗｔ％程度加えることにより、後の磁場中成形時に配向性の高い微粉末を得ることができる。
次いで、この混合された微粉末を、磁場印加によってその結晶軸を配向させた状態で加圧成形する。この磁場中成形は、１２〜１７ｋＯｅ前後の磁場中で、０．７〜１．５ｔ／ｃｍ²前後の圧力で行なえばよい。

磁場中成形後、主相形成用合金粉末及び粒界相形成用合金粉末の混合粉末からなる成形体を真空又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、９５０〜１１５０℃の範囲で１〜１０時間程度保持すればよい。
焼結後、得られた焼結体に時効処理を施すことができる。この時効処理は、保磁力を制御する重要な工程である。時効処理を２段に分けて行なう場合には、９００℃近傍、６００℃近傍での所定時間の保持が有効である。９００℃近傍での熱処理を焼結後に行なうと、保磁力が増大するため、混合法においては特に有効である。また、６００℃近傍の熱処理で保磁力が大きく増加するため、時効処理を１段で行なう場合には、６００℃近傍の時効処理を施すとよい。

本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物を主体とする主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも含む焼結体からなる。この焼結体として望ましい化学組成について以下説明する。
本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒを２５〜３５ｗｔ％含有する。
ここで、ＲはＹを含む概念を有しており、Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｙｂ，Ｌｕ及びＹから選択される１種又は２種以上の元素である。Ｒの量が２５ｗｔ％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相となるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ結晶粒の生成が十分ではない。このため、軟磁性を持つα−Ｆｅなどが析出し、保磁力が著しく低下する。一方、Ｒの量が３５ｗｔ％を超えると主相を構成するＲ₂Ｔ₁₄Ｂ結晶粒の体積比率が低下し、残留磁束密度が低下する。またＲの量が３５ｗｔ％を超えるとＲが酸素と反応し、含有する酸素量が増え、これに伴い保磁力発生に有効なＲ−リッチ相が減少し、保磁力の低下を招く。したがって、Ｒの量は２５〜３５ｗｔ％とする。望ましいＲの量は２６〜３３ｗｔ％、さらに望ましいＲの量は２７〜３２ｗｔ％である。

Ｎｄは資源的に豊富で比較的安価であることから、Ｒとしての主成分を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、保磁力を向上させる上で有効である。よって、ＲとしてＮｄ及びＤｙを選択し、Ｎｄ及びＤｙの合計を２５〜３５ｗｔ％とすることが望ましい。そして、この範囲において、Ｄｙの量は０．１〜８．０ｗｔ％が望ましい。Ｄｙは、残留磁束密度及び保磁力のいずれを重視するかによって上記範囲内においてその量を定めることが望ましい。つまり、高い残留磁束密度を得たい場合にはＤｙ量を０．１〜３．５ｗｔ％とし、高い保磁力を得たい場合にはＤｙ量を３．５〜８．０ｗｔ％とすることが望ましい。

本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ホウ素（Ｂ）を０．５〜４．０％含有する。Ｂが０．５ｗｔ％未満の場合には高い保磁力を得ることができない。但し、Ｂが４．０ｗｔ％を超えると残留磁束密度が低下する傾向がある。したがって、上限を４．０ｗｔ％とする。望ましいＢの量は０．５〜１．５ｗｔ％、さらに望ましいＢの量は０．８〜１．２ｗｔ％である。

本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種を０．０２〜０．６ｗｔ％の範囲で含有することができる。この範囲でＡｌ及びＣｕの１種又は２種を含有させることにより、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。Ａｌを添加する場合において、望ましいＡｌの量は０．０３〜０．３ｗｔ％、さらに望ましいＡｌの量は０．０５〜０．２５ｗｔ％である。また、Ｃｕを添加する場合において、Ｃｕの量は０．３ｗｔ％以下（ただし、０を含まず）、望ましくは０．２ｗｔ％以下（ただし、０を含まず）、さらに望ましいＣｕの量は０．０３〜０．１５ｗｔ％である。

本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｚｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上を２．０ｗｔ％以下（ただし、０を含む）含有する。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性向上を図るために酸素含有量を低減する際に、Ｚｒ、Ｎｂ及びＨｆは焼結過程での結晶粒の異常成長を抑制する効果を発揮し、焼結体の組織を均一かつ微細にする。したがって、Ｚｒ、Ｎｂ及びＨｆは酸素量が低い場合にその効果が顕著になる。Ｚｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上の望ましい量は０．０３〜２．０ｗｔ％、さらに望ましい量は０．０５〜１．５ｗｔ％である。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｃｏを４．０ｗｔ％以下（ただし、０を含まず）含有する。Ｃｏはキュリー温度の向上及び耐食性の向上に効果がある。また、Ｃｕと複合添加することにより、高い保磁力が得られる時効処理温度範囲が拡大するという効果をも有する。しかし、過剰の添加は保磁力の低下を招くとともに、コストを上昇させるため４．０ｗｔ％以下とする。望ましいＣｏの含有量は０．２〜３．０ｗｔ％、さらに望ましいＣｏの含有量は０．２〜２．５ｗｔ％である。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、その酸素量を２０００ｐｐｍ以下とすることが望ましい。酸素量が多いと非磁性成分である酸化物相が増大して、磁気特性を低下させる。そこで本発明では、焼結体中に含まれる酸素量を、２０００ｐｐｍ以下、望ましくは１５００ｐｐｍ以下、さらに望ましくは１０００ｐｐｍ以下とする。但し、単純に酸素量を低下させたのでは、粒成長抑制効果を有していた酸化物相が不足し、焼結時に十分な密度上昇を得る過程で異常な粒成長が容易に起こる。そこで、本発明では、焼結過程での主相結晶粒の異常成長を抑制する効果を発揮するＺｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種または２種以上を、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中に所定量含有させる。

下記の製造工程により、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造した。
１）原料合金
第２ＣＣ法により、主相形成用合金を作製した。この主相形成用合金は、Ｆｅ−２１．３Ｎｄ−６．０Ｐｒ−０．０５Ｃｕ−０．２Ａｌ−１．１Ｂ−０．２Ｚｒ（ｗｔ％）の組成を有している。第２ＣＣ法は、図１に示した装置を用いて行った。用いた円筒状鋳型３は内径が４３０ｍｍ、長さが４８０ｍｍである。また、回転体６は内径が１９０ｍｍで側壁に直径が２ｍｍの空孔ｈを８個形成してある。さらに、回転体６の回転軸Ｘと円筒状鋳型３の回転軸Ｚとの成す傾斜角度θは２５°に設定した。円筒状鋳型３の内壁への平均溶湯堆積速度は０．０１ｃｍ／ｓｅｃとなるようにした。このときの円筒状鋳型３の回転数は９６ｒｐｍ、回転体６の回転速度は３４０ｒｐｍに設定した。

ＳＣ法により、粒界相形成用合金を作製した。この粒界相形成用合金は、Ｆｅ−３９．８Ｎｄ−０．０５Ｃｕ−０．１９Ａｌ−５．１Ｃｏ（ｗｔ％）の組成を有している。また、ＳＣ法は、ロール周速を０．６ｍ／ｓとした。

２）水素粉砕工程
室温にて主相形成用合金及び粒界相形成用合金に水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気中で６００℃×１時間の脱水素を行なう、水素粉砕処理を行なった。
高磁気特性を得るべく、本実験では焼結体酸素量を２０００ｐｐｍ以下に抑えるために、水素粉砕（粉砕処理後の回収）から焼結（焼結炉に投入する）までの各工程の雰囲気を、１００ｐｐｍ未満の酸素濃度に抑えてある。

３）粉砕工程
微粉砕を行なう前に添加剤を混合する。添加剤の種類は特に限定されるものではなく、粉砕性の向上並びに成形時の配向性の向上に寄与するものを適宜添加すればよい。本実施例ではステアリン酸亜鉛を０．１ｗｔ％添加し、なお、主相形成用合金と粒界相形成用合金との混合比率は９０：１０である。
その後、ジェットミルにて粉砕することにより、Ｄ５０＝３．５μｍの微粉末を得た。
４）成形工程
得られた微粉末を１５．０ｋＯｅの磁場中で１．２ｔ／ｃｍ²の圧力で成形を行い、成形体を得た。
５）焼結、時効工程
この成形体を真空中において１０７０〜１１１０℃で４時間焼結した後、急冷した。次いで得られた焼結体に９００℃×１時間と５６０℃×２．５時間（ともにＡｒ雰囲気中）の２段時効処理を施した。

＜比較例１＞
主相形成用合金及び粒界相形成用合金ともにＳＣ法で作製した以外は、上記実施例と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造した。
＜比較例２＞
ＳＣ法により、Ｆｅ−２３．２Ｎｄ−５．３Ｐｒ−０．０５Ｃｕ−０．２Ａｌ−０．５Ｃｏ−１．０Ｂ−０．２Ｚｒ（ｗｔ％）の組成を有する合金を作製した以外は、実施例と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造した。なお、この比較例は、単一の合金を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する単一法によるものである。
＜比較例３＞
粒界相形成用合金を前述した第１ＣＣ法により作製した以外は、実施例と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造した。
＜比較例４＞
粒界相形成用合金をインゴット法により作製した以外は、実施例と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造した。

得られた実施例、比較例１〜４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、ＢＨトレーサを用いて磁気特性を測定した。その結果を表１に示す。なお、表１において、Ｂｒは残留磁束密度、ＨｃＪは保磁力、「Ｈｋ／ＨｃＪ」は角形比を示す。角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）は磁石性能の指標となるものであり、磁気ヒステリシスル−プの第２象限における角張の度合いを表す。なおＨｋは、磁気ヒステリシスル−プの第２象限において、磁束密度が残留磁束密度の９０％になるときの外部磁界強度である。また、実施例、比較例１〜４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について化学組成及び密度を測定した。以上の結果を表１及び表２に示した。

表１に示すように、第２ＣＣ法により作製された主相形成用合金とＳＣ法により作製された粒界相形成用合金を用いたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、１４．９ｋＧに達する残留磁束密度（Ｂｒ）、９ｋＯｅを超える保磁力（ＨｃＪ）、９５％以上の角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）、５２ＭＧＯｅ以上の最大エネルギ積（ＢＨｍａｘ）を得ることができる。
これに対して、主相形成用合金及び粒界相形成用合金がともにＳＣ法により作製した比較例１によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、残留磁束密度（Ｂｒ）が１４．６ｋＧ以下、角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）が９５％以下、最大エネルギ積（ＢＨｍａｘ）が５１ＭＧＯｅ以下の特性に留まっている。
また、単一法で作製された比較例２によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、残留磁束密度（Ｂｒ）が１４．５ｋＧ以下、角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）が９０％以下、最大エネルギ積（ＢＨｍａｘ）が５０ＭＧＯｅ以下である。
さらに、第２ＣＣ法により作製された主相形成用合金及び第１ＣＣ法により作製された粒界相形成用合金を用いた比較例３によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、残留磁束密度（Ｂｒ）が１４．５ｋＧ、角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）が９０％程度、最大エネルギ積（ＢＨｍａｘ）が４８ＭＧＯｅ程度の特性である。
さらにまた、第２ＣＣ法により作製された主相形成用合金及びインゴット鋳造法により作製された粒界相形成用合金を用いた比較例４によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、残留磁束密度（Ｂｒ）が１４．５ｋＧ、角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）が９１％程度、最大エネルギ積（ＢＨｍａｘ）が５０ＭＧＯｅ程度である。
以上のように、第２ＣＣ法により作製された主相形成用合金とＳＣ法により作製された粒界相形成用合金を用いることにより、高い磁気特性、特に残留磁束密度（Ｂｒ）を向上できる。

このように実施例によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性、特に残留磁束密度（Ｂｒ）が高い理由は、その焼結密度の差異にあるものと解される。すなわち、表１に示すように、同温度での焼成で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、実施例は比較例２〜４と比べて密度が高い。特に、比較例１と比べるとより低温で高い密度が得られるので、本発明による実施例は焼成温度幅が広く製造しやすいという利点がある。また、同じ密度をより低温の焼結で得ることができるので、その分だけ異常粒成長を抑えることが可能となり、残留磁束密度（Ｂｒ）向上に寄与する。

本発明の主相形成用合金を得る遠心鋳造法を実施する装置の一例を示す側断面図である。

符号の説明

１…溶解チャンバ、２…ルツボ、３…円筒状鋳型、４…溶湯、５…鋳型駆動機構、６…回転体、７…湯道、８…回転駆動機構、９…インゴット、ｈ…空孔

Claims

Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物（Ｒは希土類元素から選択される１種又は２種以上の元素、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む遷移金属元素から選択される１種又は２種以上の元素）を含む主相形成用合金粉末と前記主相形成用合金粉末よりもＲを多く含む粒界相形成用合金粉末とを含む混合粉末に磁場を印加しつつ加圧成形して成形体を得る工程と、
前記成形体を焼結する工程と、を備え、
前記主相形成用合金粉末は、回転体の回転軸Ｘと円筒状鋳型の回転軸Ｚとが非平行に配設された状態で、回転する前記回転体に接触することにより飛散された溶湯を回転する前記円筒状鋳型の内面で堆積凝固させる方法により得られた合金を粉砕して作製されたものであり、
前記粒界相形成用合金粉末は、ストリップキャスト法により得られた合金を粉砕して作製されたものであることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ：２５〜３５ｗｔ％、Ｂ：０．５〜４．０ｗｔ％、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種：０．０２〜０．６ｗｔ％、Ｚｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上：２．０ｗｔ％以下（ただし、０を含む）、Ｃｏ：４．０ｗｔ％以下（ただし、０を含まず）、残部実質的にＦｅからなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ：２５〜３５ｗｔ％、Ｂ：０．５〜４．０ｗｔ％、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種：０．０２〜０．６ｗｔ％、Ｚｒ、Ｎｂ及びＨｆの１種又は２種以上：０．０３〜２．０ｗｔ％、Ｃｏ：４．０ｗｔ％以下（ただし、０を含まず）、残部実質的にＦｅからなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、酸素量が２０００ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。