JP2014063850A - 希土類磁石の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】重希土類金属を使用することなく、従来の希土類磁石の製造方法に比して低温で保磁力を高める改質合金を拡散浸透させることができ、不活性ガス雰囲気下にて改質合金の十分な拡散浸透を実施することができ、材料コストの低減や安価な設備コストに基づく製造コストの削減を図りながら保磁力の高い希土類磁石を製造することのできる希土類磁石の製造方法を提供する。
【解決手段】RE-Fe-B系の主相（RE:Nd、Prの少なくとも一種）と主相の周りにあるRE-X合金（X:金属元素）の粒界相からなる金属組織の成形体にRE-Y合金（Y:金属元素であって重希土類元素を含まない）からなる改質合金を接触させ、熱処理して改質合金の融液を成形体に拡散浸透させて希土類磁石を製造する方法において、熱処理は不活性ガス雰囲気下で400℃を超えるRE-Y合金の溶融温度以上に昇温しておこない、この昇温の過程で260〜400℃の温度範囲を120秒未満に調整する。
【選択図】図６

Description

本発明は、希土類磁石の製造方法に関するものである。

ランタノイド等の希土類元素を用いた希土類磁石は永久磁石とも称され、その用途は、ハードディスクやMRIを構成するモータのほか、ハイブリッド車や電気自動車等の駆動用モータなどに用いられている。

この希土類磁石の磁石性能の指標として残留磁化（残留磁束密度）と保磁力を挙げることができるが、モータの小型化や高電流密度化による発熱量の増大に対し、使用される希土類磁石にも耐熱性に対する要求は一層高まっており、高温使用下で磁石の保磁力を如何に保持できるかが当該技術分野での重要な研究課題の一つとなっている。車両駆動用モータに多用される希土類磁石の一つであるNd-Fe-B系磁石を取り挙げると、結晶粒の微細化を図ることやNd量の多い組成合金を用いること、保磁力性能の高いDy、Tbといった重希土類元素を添加することなどによってその保磁力を増大させる試みがおこなわれている。

保磁力性能を高める重希土類元素の中でもその使用量の多いDyを取り上げると、Dyの埋蔵地域は中国に偏在していることに加えて、中国によるDyをはじめとするレアメタルの生産量や輸出量が規制されていることから、Dyの資源価格は2011年度に入って急激に上昇している。そのため、Dy量を減らしながら保磁力性能を保証するDyレス磁石や、Dyを一切使用せずに保磁力性能を保証するDyフリー磁石の開発が我が国において国家を挙げた重要な開発課題の一つとなっている。

希土類磁石の製造方法の一例を概説すると、たとえばNd-Fe-B系の金属溶湯を急冷凝固して得られた微粉末を加圧成形しながら成形体とし、この成形体に磁気的異方性を付与するべく熱間塑性加工を施して希土類磁石前駆体（配向磁石）を製造し、この希土類磁石前駆体に対し、その保磁力を高める改質合金を拡散浸透させて希土類磁石を製造する方法が一般に適用されている。

ここで、保磁力性能の高い重希土類元素を種々の方法で付与することでナノ結晶磁石からなる希土類磁石を製造する方法が特許文献１，２に開示されている。

特許文献１に開示の製造方法は、熱間塑性加工された成形体に対し、Dy、Tbの少なくとも一方を含む蒸発材料を蒸発させ、成形体の表面から粒界拡散させる製造方法である。

この製造方法では、蒸発材料を蒸発させる工程において850〜1050℃程度の高温処理を要件としており、この温度範囲は、残留磁束密度の向上と結晶粒成長が速すぎるのを抑制することから規定されたものとしている。

しかしながら、850〜1050℃程度もの温度範囲で熱処理をおこなうと結晶粒が粗大化してしまい、その結果として保磁力が低下する可能性が高くなる。すなわち、Dy、Tbを粒界拡散させていながらも、結果として保磁力を十分に高めることができないことになってしまう。

一方、特許文献２には、希土類磁石の表面に、Dy、Tb、Hoの少なくとも一種の元素、もしくは、これらとCu、Al、Ga、Ge、Sn、In、Si、P、Coの少なくとも一種の元素の合金を接触させ、結晶粒径が1μmを超えないように熱処理して粒界拡散させる製造方法が開示されている。

ここで、特許文献２では、熱処理の際の温度が500〜800℃の範囲の場合にDy等の結晶粒界相への拡散効果と熱処理による結晶粒の粗大化抑制効果のバランスに優れ、高保磁力の希土類磁石が得やすくなるとしている。そして、その種々の実施例は、Dy-Cu合金を使用して500〜900℃で熱処理するものが開示されているが、種々の実施例の中でも代表的な85Dy-15Cu合金の融点は1100℃程度であることから、この金属溶湯を拡散浸透しようとすると1000℃程度以上の高温処理を要し、結果として結晶粒の粗大化を抑制できない。

このような種々の状況（Dy等の価格の高騰、高融点の重希土類元素を含む改質合金を粒界相へ拡散させる際の高温雰囲気下における結晶粒の粗大化など）に鑑み、Dy、Tbといった重希土類金属を使用しない改質合金（改質相）を使用して、比較的低温な条件下において改質合金の融液を拡散浸透させることにより、希土類磁石の保磁力、特に高温雰囲気下における保磁力が高い希土類磁石の製造方法の発案が望まれている。

そこで、特許文献３では、YやScなどの軽希土類元素とFeやCuなどの遷移元素からなる合金粉末を希土類磁石前駆体である焼結体の表面に存在させ、これを真空もしくは不活性ガス雰囲気中で焼結体の焼結温度以下の温度で加熱して合金粉末を焼結体の内部に拡散させる希土類磁石の製造方法が開示されている。

特許文献３で開示の製造方法によれば、焼結体の内部に拡散される合金粉末が重希土類元素を含んでいないことから、内部拡散時の温度を低くすることはできる。しかしながら、真空雰囲気下で合金粉末の内部拡散を実施する場合は、真空雰囲気を形成できる設備（真空炉）を必要とすることから設備費が高価になるといった問題がある。また、このような真空炉は一般に1000℃以上の熱処理をおこなうものであるため、700℃程度以下の比較的低温で成形体に改質合金を拡散浸透するにはオーバースペックとなる。一方、たとえば安価な窒素ガスを使用した不活性ガス雰囲気下で合金粉末の内部拡散を実施する場合は、合金粉末の拡散浸透が十分になされないことが分かっている。

特開２０１１−０３５００１号公報 特開２０１０−１１４２００号公報 特開２０１１−０１４６６８号公報

本発明は上記する問題に鑑みてなされたものであり、Dy、Tbといった重希土類金属を使用することなく、従来の希土類磁石の製造方法に比して低温で保磁力（特に高温雰囲気下における保磁力）を高める改質合金を拡散浸透させることができ、さらには、不活性ガス雰囲気下において改質合金の十分な拡散浸透を実施することができ、もって、材料コストの低減や安価な設備コストに基づく製造コストの削減を図りながら、保磁力の高い希土類磁石を製造することのできる製造方法を提供することを目的とする。

前記目的を達成すべく、本発明による希土類磁石の製造方法は、RE-Fe-B系の主相（RE:Nd、Prの少なくとも一種）と該主相の周りにあるRE-X合金（X:金属元素）の粒界相からなる金属組織の成形体にRE-Y合金（Y:金属元素であって重希土類元素を含まない）からなる改質合金を接触させ、熱処理して改質合金の融液を成形体に拡散浸透させて希土類磁石を製造する希土類磁石の製造方法において、前記熱処理は不活性ガス雰囲気下で400℃を超えるRE-Y合金の溶融温度以上に昇温しておこなうものであり、この昇温の過程において、260〜400℃の温度範囲を120秒未満に調整するものである。

本発明の希土類磁石の製造方法は、Dy、Tbといった重希土類元素を含まない改質合金を成形体に拡散浸透させて希土類磁石を製造するに際し、この改質合金の拡散浸透を高価な装置を要する真空雰囲気ではなくて不活性ガス雰囲気にて実施しながら、改質合金の十分な拡散浸透を保証することのできる製造方法である。

本発明者等によれば、不活性ガス雰囲気にて改質合金の拡散浸透が十分にできない理由として、RE-Y合金（RE:Nd等、Y:金属元素であって重希土類元素を含まない）からなる改質合金が加熱された際にNd等が不活性ガス中の水分と反応して水酸化物となり、改質合金の拡散浸透が阻害されることが特定されている。

そして、この水酸化反応が生じる温度範囲は、改質合金が拡散浸透する温度範囲よりも低い260〜400℃の温度範囲であることが特定されている。

すなわち、不活性ガス雰囲気下にて成形体に改質合金を接触させた状態で400℃を超えるRE-Y合金の溶融温度まで昇温する過程において、水酸化反応が生じる260〜400℃の温度範囲を通過することになる。

そこで、改質合金を加熱し、昇温している過程において水酸化反応が生じる上記温度範囲を速やかに通過するように昇温を制御することで、昇温過程でNd等が水酸化反応するのを抑止もしくは抑制することができ、改質合金の拡散浸透温度まで昇温した際に改質合金を成形体内に十分に拡散浸透させることが可能となる。

なお、改質合金が拡散浸透する温度、すなわち、改質合金の溶融温度は少なくとも400℃以上であり、したがってこの溶融温度に達した段階では改質合金の水酸化反応は生じない。

ここで、260〜400℃の温度範囲を速やかに通過するに当たり、この通過時間が120秒で水酸化反応が進み始めることから、この温度範囲を120秒未満に調整することにより、水酸化反応を生ぜしめることなく改質合金の拡散浸透温度まで昇温することが可能となる。

ところで、本発明の製造方法が製造対象とする希土類磁石には、組織を構成する主相（結晶粒）の粒径が200nm以下程度のナノ結晶磁石は勿論のこと、粒径が300nm以上のもの、さらには粒径が1μm以上の焼結磁石や樹脂バインダーで結晶粒が結合されたボンド磁石などが包含されるが、中でも、700℃以下の比較的低い融点を有する改質合金にて粒界相の改質がおこなわれ、そのために結晶粒の粗大化が問題とならない点で、融点の高い重希土類金属を含む改質合金を使用する従来の製造方法の際に結晶粒の粗大化が問題となっていたナノ結晶磁石に対して好適なものである。

まず、液体急冷にて微細な結晶粒である急冷薄帯（急冷リボン）を製作し、これを粗粉砕等して希土類磁石用の磁粉を製作し、この磁粉をたとえばダイス内に充填してパンチで加圧しながら焼結してバルク化を図り、ナノ結晶組織のRE-Fe-B系の主相（RE:Nd、Prの少なくとも一種で、より具体的にはNd、Pr、Nd-Prのいずれか一種もしくは二種以上）と、該主相の周りにあるRE-X合金（X:金属元素）の粒界相からなる、等方性の成形体を得る。

この成形体において、その粒界相を構成するRE-X合金は、主相成分によっても相違するものの、REがNdの場合には、Ndと、Co、Fe、Ga等のうちの少なくとも一種以上の合金からなり、たとえば、Nd-Co、Nd-Fe、Nd-Ga、Nd-Co-Fe、Nd-Co-Fe-Gaのうちのいずれか一種、もしくはこれらの二種以上が混在したものであって、Ndリッチな状態となっている。なお、REがPrの場合には、Nd同様にPrリッチな状態となっている。

次に、RE-Y合金（Y:金属元素であって重希土類元素を含まない）からなる改質合金を成形体に接触させ、改質合金の融点以上の温度で熱処理してその融液を成形体の表面から拡散浸透させることにより、粒界相内にRE-Y合金の融液が吸込まれ、成形体内部が組織変化を起こしながら保磁力が高められた希土類磁石が製造される。なお、成形体に改質合金を接触させるに当たり、改質合金を所望形状および寸法のチップや塊に加工したものを成形体に接触させることができる。

この熱処理に関し、本発明の製造方法では不活性ガス雰囲気下で400℃を超えるRE-Y合金の溶融温度まで昇温しておこなうものであるが、この昇温の過程において260〜400℃の温度範囲を120秒未満に調整することにより、昇温過程で改質合金を構成するNd等の水酸化物生成を抑止することができる。

なお、成形体に改質合金を拡散浸透させる前に異方性を与える熱間塑性加工を施して希土類磁石前駆体を製作し、この希土類磁石前駆体に対して改質合金を拡散浸透することより、より一層保磁力性能に優れた希土類磁石を製造することができる。

ここで、改質合金としては、Nd-Cu合金、Nd-Al合金、Pr-Cu合金、Pr-Al合金のいずれか一種を使用するのが好ましい。

Nd-Cu合金の融点は520℃程度、Pr-Cu合金の融点は480℃程度、Nd-Al合金の融点は640℃程度、Pr-Al合金の融点は650℃程度であり、いずれもナノ結晶磁石を構成する結晶粒の粗大化を齎す700℃〜1000℃を大きく下回っている。したがって、これらの改質合金を使用して希土類磁石を製造するには、改質合金の溶融金属が最小融点の480℃〜最高融点の650℃の範囲で改質合金の熱処理を実行すればよい。

そして、この熱処理を不活性ガス雰囲気下で実行するに当たり、不活性ガス雰囲気としてはN₂やAr、Heなどが一般に用いられるものの、最も汎用性の高いN₂ガスを使用するN₂雰囲気炉を使用することにより、設備コストを廉価とすることができる。

以上の説明から理解できるように、本発明の希土類磁石の製造方法によれば、DyやTbといった重希土類金属を含まない比較的融点が低くて材料コストの廉価な改質合金を使用し、不活性ガス雰囲気下で改質合金を熱処理して成形体に拡散浸透させて希土類磁石を製造するに当たり、昇温過程において260〜400℃の温度範囲を120秒未満に調製して改質合金の溶融温度（拡散浸透温度）まで昇温することにより、改質合金を水酸化反応させずに成形体内に拡散浸透させることができる。そのため、低い材料コストと設備コストのもとで改質合金を十分に成形体内に拡散浸透させることができ、保磁力性能に優れた希土類磁石を製造することができる。

（ａ）、（ｂ）の順で本発明の希土類磁石の製造方法において成形体を製造するまでを説明した模式図である。 図１ｂで示す成形体のミクロ構造を説明した図である。 図１に続いて本発明の製造方法において希土類磁石前駆体を製造するまでを説明した図である。 図３の希土類磁石前駆体のミクロ構造を説明した図である。 図３に続いて本発明の製造方法において希土類磁石前駆体に熱処理を実施して希土類磁石を製造するまでを説明した図である。 熱処理の際の炉内の昇温制御図である。 （ａ）はX線回折分析結果を示す図であり、（ｂ）はN₂ガス中の水分による改質合金の水酸化反応が生じる温度範囲を特定した示差走査熱量測定(DSC)結果を示す図である。 製造された希土類磁石のミクロ構造を説明した図である。 改質合金を熱処理して拡散浸透させるに当たり、昇温過程である260〜400℃の温度範囲の通過時間を種々変化させて改質合金の拡散浸透の可否を検証した実験における、昇温時間と温度の関係（昇温速度）を示した図である。

以下、図面を参照して本発明の希土類磁石の製造方法の実施の形態を説明する。なお、図示例はナノ結晶磁石である希土類磁石の製造方法を説明したものであるが、本発明の希土類磁石の製造方法はナノ結晶磁石の製造に限定されるものではなく、結晶粒の相対的に大きな焼結磁石等の製造に適用できることは勿論のことである。また、本発明は、成形体に対して熱間塑性加工を施すことなく、所望部位に部分的に改質合金の融液を拡散浸透させて保磁力分布を有する希土類磁石を製造する方法であってもよい。

（希土類磁石の製造方法）
図１ａ、ｂはその順で本発明の希土類磁石の製造方法において成形体を製造するまでを説明した模式図であり、図２は図１ｂで示す成形体のミクロ構造を説明した図である。また、図３は図１に続いて本発明の製造方法において希土類磁石前駆体を製造するまでを説明した図であり、図４は図３で示す希土類磁石前駆体のミクロ構造を説明した図である。また、図５は図３に続いて本発明の製造方法において希土類磁石前駆体に熱処理を実施して希土類磁石を製造するまでを説明した図であり、図６は熱処理の際の炉内の昇温制御図であり、図８は製造された希土類磁石のミクロ構造を説明した図である。

図１ａで示すように、たとえば50kPa以下に減圧したArガス雰囲気の不図示の炉中で、単ロールによるメルトスピニング法により、合金インゴットを高周波溶解し、希土類磁石を与える組成の溶湯を銅ロールＲに噴射して急冷薄帯Ｂ（急冷リボン）を製作し、これを粗粉砕する。

粗粉砕された急冷薄帯Ｂを図１ｂで示すように超硬ダイスＤとこの中空内を摺動する超硬パンチＰで画成されたキャビティ内に充填し、超硬パンチＰで加圧しながら（Ｘ方向）加圧方向に電流を流して通電加熱することにより、ナノ結晶組織のNd-Fe-B系の主相（50nm〜200nm程度の結晶粒径）と、主相の周りにあるNd-X合金（X:金属元素）の粒界相からなる成形体Ｓを製作する。

ここで、粒界相を構成するNd-X合金は、Ndと、Co、Fe、Ga等のうちの少なくとも一種以上の合金からなり、たとえば、Nd-Co、Nd-Fe、Nd-Ga、Nd-Co-Fe、Nd-Co-Fe-Gaのうちのいずれか一種、もしくはこれらの二種以上が混在したものであって、Ndリッチな状態となっている。

図２で示すように、成形体Ｓはナノ結晶粒ＭＰ（主相）間を粒界相ＢＰが充満する等方性の結晶組織を呈している。

そこで、この成形体Ｓに異方性を与えるべく、図３で示すように成形体Ｓの長手方向（図１ｂでは水平方向が長手方向）の端面に超硬パンチＰを当接させ、超硬パンチＰで加圧しながら（Ｘ方向）熱間塑性加工を施すことにより、図４で示すように異方性のナノ結晶粒ＭＰを有する結晶組織の希土類磁石前駆体Ｃが製作される。なお、熱間塑性加工による加工度（圧縮率）が大きい場合、たとえば圧縮率が10%程度以上の場合を、熱間強加工もしくは単に強加工と称することができる。

図４で示す希土類磁石前駆体Ｃの結晶組織において、ナノ結晶粒ＭＰは扁平形状をなし、異方軸とほぼ平行な界面は湾曲したり屈曲している。

次に、図５で示すように、製作された希土類磁石前駆体Ｃをヒータ内蔵の高温炉Ｈ内に収容し、改質合金の塊Ｍを希土類磁石前駆体Ｃの上下に配して双方を接触させ、炉内をN₂ガスによる不活性ガス雰囲気下としながら改質合金の拡散浸透温度である融点まで熱処理する。

ここで、改質合金Ｍとしては、重希土類元素を含まないRE-Y合金（RE: Nd、Prの少なくとも一種、Y:遷移金属元素）使用する。遷移金属元素Yとしては、Cu、Alのうちのいずれか一種を適用し、したがって、RE-Y合金としては、Nd-Cu合金、Nd-Al合金、Pr-Cu合金、Pr-Al合金のいずれか一種を使用する。

RE-Y合金として上記例示の合金を使用した場合、Nd-Cu合金の共晶点は520℃、Pr-Cu合金の共晶点は480℃、Nd-Al合金の共晶点は640℃、Pr-Al合金の共晶点は650℃であり、いずれも700℃以下の低融点である。

改質合金ＭとしてNd-Cu合金を使用する場合は、その共晶点が520℃であることから、したがって、高温炉Ｈ内を520℃程度かそれ以上の温度雰囲気下（たとえば600℃程度）とすることで改質合金であるNd-Cu合金が溶融する。

ところで、この熱処理時に高温炉を真空雰囲気とするには、高温炉に真空吸引装置を設けるなど、高温炉に関する設備コストが高価なものとなる。そこで、図示例では高温炉Ｈ内にN₂ガスを提供し、高温炉Ｈから空気を排気する循環によって炉内をN₂ガスによる不活性ガス雰囲気とする制御形態の炉を採用しており、このようなN₂ガスを提供する高温炉Ｈは汎用的であり、比較的安価な設備である。

しかしながら、N₂ガス雰囲気下で希土類磁石前駆体Ｃとこれに接するNd-Cu合金等の改質合金を熱処理した場合に、Nd-Cu合金が白色化してNd(OH)₃を形成し、Ndが拡散浸透せずに残ってしまうといった問題が生じ得ることが以下の実験にて確認されている。

すなわち、本発明者等は、N₂ガス雰囲気中で5.0mass%相当（厚さ0.1mm）のNd-Cu合金の板材と粉末スラリーを成形体の表面に塗布して熱処理をおこなう実験をおこなった。ここで、N₂ガスは10リットル/分で露点は-45℃であり、使用磁石は据え込み加工品であり、拡散浸透温度は580℃で昇温は50℃/分、保持時間は165分とした。

熱処理後に残ったNd-Cu合金スラリー粉末のNd-CuのX線回折による分析結果を図７ａに示しており、この分析よりNd(OH)₃を同定している。

これは、熱処理の際にNdがN₂ガス雰囲気下で以下の水酸化反応を生じているためである。
Nd + 3H₂O → 2Nd(OH) ₃+ 3/2H₂

そして、この反応が生じる温度範囲を示差走査熱量測定(DSC)で調査した結果を図７ｂに示している。同図より、N₂ガス中の水分による水酸化反応は260〜400℃の温度範囲であることが特定されている。

このことより、改質合金の拡散浸透の際の熱処理時には、改質合金の溶融温度までの昇温過程において、N₂ガス中の水分によって水酸化反応しない程度の速さで260〜400℃の温度範囲を通過するような温度制御をおこなうことにより、改質合金が水酸化反応することが抑止され、成形体に対して改質合金を十分に拡散浸透させることが可能となる。

この「水酸化反応が生じない程度の速さ」に関しては、以下で示す本発明者等による実験の結果、120秒未満の時間が特定されている。

以上のことより、改質合金を熱処理して成形体に拡散浸透させる際には、図６の制御図で示すように、Nd-Cu合金の拡散浸透温度であって融点である520℃まで昇温させる過程において、260〜400℃の温度範囲が260℃の時刻t1〜400℃の時刻t2までの時間間隔120秒未満となるように温度制御し、さらに改質合金の溶融温度まで昇温するものである。

溶融したNd-Cu合金の融液が粒界相ＢＰ内に拡散浸透していき、Nd-Co、Nd-Fe、Nd-Ga、Nd-Co-Fe、Nd-Co-Fe-Gaやこれらが混在した粒界相の一部もしくは全部がNd-Cu合金で改質された粒界相が形成される。

改質合金ＭとしてNd-Al合金を使用する場合は、その融点が640〜650℃であることから、したがって、640〜650℃の温度雰囲気下とすることでNd-Al合金を溶融させてその融液を粒界相内に拡散浸透させることができ、Nd-Co、Nd-Fe、Nd-Ga、Nd-Co-Fe、Nd-Co-Fe-Gaやこれらが混在した粒界相の一部もしくは全部がNd-Al合金で改質された粒界相が形成される。

このように700℃以下の低融点の改質合金の塊Ｍを使用して低温で溶融させることにより、たとえばナノ結晶磁石の場合に800℃程度以上の高温雰囲気下に置かれた際に問題となる結晶粒の粗大化の問題は生じ得ない。

上記するNd-Cu合金、Nd-Al合金、Pr-Cu合金、Pr-Al合金のいずれかを使用し、それらの融点以上の温度（せいぜい650℃）で所定時間熱処理をおこなうことにより、図８で示すように、粒界相ＢＰがNdもしくはPrリッチな組成に改質された希土類磁石ＲＭが製造される。

同図で示すように、改質合金Ｍによる改質が十分に進んだ段階では異方軸とほぼ平行な界面（特定の面）が形成される。このように上記する製造方法によって得られる本発明の希土類磁石ＲＭは、成形体Ｓに異方性を付与するための熱間塑性加工を施して得られる希土類磁石前駆体Ｃに対して、700℃以下の低融点の改質合金の融液を粒界相内に拡散浸透させることにより、熱間塑性加工によって生じた残留歪みが改質合金の融液と接触することで除去され、さらに結晶粒の微細化と、結晶粒間の磁気分断が促進することによってその保磁力が向上する。特に、N₂ガス等の不活性ガス雰囲気下における熱処理の過程で改質合金は水酸化反応することなく、該改質合金の融点以上で成形体内に十分に拡散浸透することより、Dy等を使用しないことによる材料コストの低廉化、真空高温炉を使用しないことによる設備コストの低廉化に基づいて製造コストを大幅に削減しながら、保磁力性能に優れた希土類磁石を製造することが可能となる。

[改質合金を熱処理して拡散浸透させるに当たり、昇温過程である260〜400℃の温度範囲の通過時間を種々変化させて改質合金の拡散浸透の可否を検証した実験とその結果]
本発明者等は、改質合金を熱処理して昇温する過程において、改質合金を構成するNd等が水酸化反応を起こし得る温度範囲である260〜400℃の通過時間をどの程度に調整することで水酸化反応の発生を抑止できるかに関し、実験をおこなった。

（実験条件）
まず、テストピース磁石は据え込み加工にて作成した。また、熱処理条件は、N₂ガスによる不活性ガス雰囲気下と真空雰囲気下の二種の条件でおこなった。

N₂ガスによる不活性ガス雰囲気での実験は、ランプ炉としてアルバック社製のMILA-3000を使用し、熱処理条件を650℃、熱処理時間を120分、昇温速度は図９で示す通りであり、N₂ガス：5リットル/分で露点-65℃、改質合金にはNd-Cu合金の板材を使用し、その浸透量は10mass%とした。

一方、真空雰囲気下での実験は、ランプ炉としてアルバック社製のMILA-3000を使用し、熱処理条件を650℃、熱処理時間を120分、昇温速度は図９で示す通りであり、真空度：10^-3Paで、改質合金にはNd-Cu合金の板材を使用し、その浸透量は10mass%とした。

比較例1〜5、および実施例の260〜400℃の通過時間に関する条件を以下の表１に示す。

（実験結果）
実験結果を以下の表２に示す。

（注記）拡散浸透の可否については、高価な真空炉を使用してなる比較例4、5と同等かそれ以上の改質効果が得られた場合を○、そうでない場合を×としている。

表２より、処理前後の保磁力の測定結果より、比較例1〜3は改質効果は見られず、実施例と比較例4、5で改質効果が確認できた。

これら実施例と高価な真空炉を使用してなる比較例4、5の結果より、実施例は真空炉を使用した比較例4、5よりも高い改質効果が得られることが実証されている。

また、処理前後のテストピースを観察した結果、比較例1〜3ではNd-Cu合金板が成形体表面に残っており、その拡散浸透が十分になされていないことがこの観察からも確認できた。

これに対し、実施例のテストピースにはNd-Cu合金板が成形体表面に殆ど残っておらず、成形体内に十分に拡散浸透していることがこの観察からも確認できた。

本実験結果より、260〜400℃の通過時間として、112秒では良好な結果が得られ、168秒以上では良好な結果が得られていないことから、良好な結果が得られている112秒に極めて近い120秒を改質合金が十分に拡散浸透する閾値として設定し、260〜400℃の通過時間を120秒未満に調整することにより、改質合金の十分な拡散浸透が促進されて保磁力性能に優れた希土類磁石が製造できると結論付けることとした。

以上、本発明の実施の形態を図面を用いて詳述してきたが、具体的な構成はこの実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲における設計変更等があっても、それらは本発明に含まれるものである。

Ｒ…銅ロール、Ｂ…急冷薄帯（急冷リボン）、Ｄ…超硬ダイス、Ｐ…超硬パンチ、Ｓ…成形体、Ｃ…希土類磁石前駆体、Ｍ…改質合金（の塊）、ＭＰ…主相（ナノ結晶粒、結晶粒）、ＢＰ…粒界相、ＲＭ…希土類磁石、Ｈ…高温炉

Claims (4)

1. RE-Fe-B系の主相（RE:Nd、Prの少なくとも一種）と該主相の周りにあるRE-X合金（X:金属元素）の粒界相からなる金属組織の成形体にRE-Y合金（Y:金属元素であって重希土類元素を含まない）からなる改質合金を接触させ、熱処理して改質合金の融液を成形体に拡散浸透させて希土類磁石を製造する希土類磁石の製造方法において、
   前記熱処理は不活性ガス雰囲気下で400℃を超えるRE-Y合金の溶融温度以上に昇温しておこなうものであり、この昇温の過程において、260〜400℃の温度範囲を120秒未満に調整する希土類磁石の製造方法。
2. 前記RE-Y合金がNd-Cu合金、Nd-Al合金、Pr-Cu合金、Pr-Al合金のいずれか一種からなり、前記RE-Y合金の溶融温度が480〜650℃の範囲である請求項１に記載の希土類磁石の製造方法。
3. 前記不活性ガスが窒素ガスである請求項１または２に記載の希土類磁石の製造方法。
4. 成形体に改質合金を接触させる前に、該成形体に異方性を与える熱間塑性加工を施す請求項１〜３のいずれかに記載の希土類磁石の製造方法。

Images