JP2016149397A

JP2016149397A - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石

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Publication number: JP2016149397A
Application number: JP2015024198A
Authority: JP
Inventors: 拓郎岩佐; takuro Iwasa; 将史三輪; Masashi Miwa
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2015-02-10
Filing date: 2015-02-10
Publication date: 2016-08-18
Anticipated expiration: 2035-02-10
Also published as: JP6511844B2

Abstract

【課題】Ｄｙ、Ｔｂといった重希土類元素の使用量を従来よりも大幅に低減させるか、あるいは使用しない場合においても、高温での保磁力に優れたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供する。【解決手段】Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子２を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、主相結晶粒子以外に、主相結晶粒子と比較してＦｅの濃度が高く、かつ、Ｒを含むＦｅリッチ相４をさらに有し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の切断面積に対するＦｅリッチ相４の面積比率が０．０５％以上１．０％以下の範囲である。【選択図】図１

Description

本発明は、希土類元素（Ｒ）、Ｆｅ又はＦｅおよびＣｏを必須とする少なくとも１種以上の鉄族元素（Ｔ）及びホウ素（Ｂ）を主成分とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に関するものである。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は優れた磁気特性を有し、近年では、ハイブリッド自動車の駆動モーター等にも適用されつつある。ハイブリッド自動車の駆動モーターに使用する場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は比較的高温環境に晒されることになるため、高温環境で熱減磁しにくいＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が求められる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の高温環境での熱減磁を抑制するためには、高温での保磁力を高めることが必要である。

高温での保磁力を向上させる手法としては、例えばＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の室温における保磁力（ＨｃＪ）を充分高めておく手法が有効であることは良く知られている。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の室温における保磁力を高める手法として、主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物のＲの一部を、Ｄｙ、Ｔｂといった重希土類元素で置換する手法が知られている。Ｒの一部を重希土類元素で置換することにより、結晶磁気異方性を高め、その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の室温における保磁力を充分に高めることができ、それによって高温での保磁力を高めることができる。

一方、重希土類元素の使用量を抑えて保磁力を向上させる手法として、特許文献１および２には希土類磁石の微細構造である粒界相を制御する手法が開示されている。特許文献１には粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％であって強磁性である遷移金属リッチ相とを含むことで高保磁力を得る技術が開示されている。特許文献２には二粒子粒界相の厚みを５ｎｍ以上５００ｎｍ以下にし、かつ強磁性体とは異なる磁性を有する相とすることで高温熱減磁率を抑制する技術が開示されている。

特開２０１４−１３６２８号公報特開２０１４−２０９５４６号公報

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を１００℃〜２００℃といった高温環境下で使用する場合、高温での保磁力の更なる向上が必要である。主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物のＲの一部がＴｂやＤｙといった重希土類元素で置換された組成は、高温での保磁力向上にとっては簡便な手法ではあるが、Ｄｙ、Ｔｂといった重希土類元素は産出地、産出量が限られているので、資源的な問題がある。置換に伴い、例えばＮｄとＤｙとの反強磁性的な結合により残留磁束密度の低下も避けられない。

特許文献１においては、粒界中にＲリッチ相の他に、強磁性であるＲ_６Ｔ_１３Ｍ型の金属化合物が主である遷移金属リッチ相を４０％以上形成している。このＲ_６Ｔ_１３Ｍ型の金属化合物中のＭ元素がＡｌかＧａであった場合ｃ軸異方性となるため、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ主相の磁区反転の起点の発生を抑制し保磁力向上効果が得られるとしている。しかしながら粒界中にこのような強磁性の遷移金属リッチ相を形成してしまうと、隣接する主相結晶粒子同士が磁気的に結合しやすくなる傾向がある。隣接する主相結晶粒子同士が磁気的に結合した場合、ある主相結晶粒子に逆磁区が発生すると、隣接する主相結晶粒子にも影響を及ぼして、保磁力が低下してしまうという問題があった。

特許文献２においては、二粒子粒界相の厚みを厚くし、粒界相を非強磁性とすることで、隣接する主相結晶粒子間の磁気的分断効果を高めて高温熱減磁率を抑制できるとしている。さらにその中で、Ｒリッチ相の他に非強磁性のＲ_６Ｔ_１３Ｍ相を粒界に形成することで、Ｒリッチ相中の鉄族元素の濃度を減らし、粒界を非磁性化する技術が開示されている。しかしながら粒界中の鉄族元素濃度低下による磁気的分断効果の向上については、いまだ改善の余地があった。

本発明は、上記に鑑みてなされたものであって、Ｄｙ、Ｔｂ等の重希土類を増やすことなく、高温での保磁力に優れたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供することを目的とする。

本願発明者らは、隣接結晶粒子間の磁気的分断効果が高い二粒子粒界の形成に必要な要件について、検討を行った。その結果、従来はＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中にＲ_２Ｔ_１７相などのＦｅリッチ相が含まれると保磁力を低下させる原因となると思われていたが、Ｆｅリッチ相が一定量含まれることで保磁力の上昇効果が得られることを見出した。

本発明は、かかる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Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、前記主相結晶粒子以外に、前記主相結晶粒子と比較してＦｅの濃度が高く、かつＲを含むＦｅリッチ相をさらに有し、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の切断面積に対する前記Ｆｅリッチ相の面積比率が０．０５％以上１．０％以下の範囲であることを特徴とする。

このような範囲でＦｅリッチ相が存在することにより、良好な高温保磁力が得られるメカニズムについては、完全には明らかになっていないが、以下のようなメカニズムであると推察している。Ｆｅリッチ相が上記のような範囲で存在することにより、従来の二粒子粒界中に偏析してきたＴ原子、例えばＦｅ原子を消費させることができる。その結果、二粒子粒界中の鉄族元素の濃度を極度に減らすことができ、二粒子粒界を非強磁性とすることができる。よって二粒子粒界の磁気的分断効果が向上し、結果として良好な高温保磁力を有することができる。前記焼結磁石の切断面におけるＦｅリッチ相の面積比率が０．０５％未満の場合、二粒子粒界中の鉄族元素の濃度が上昇し、磁気的分断効果が薄れて保磁力が低下する傾向がある。一方、前記焼結磁石の切断面におけるＦｅリッチ相の面積比率が１．０％を超えた場合、主相体積比率の低下によって残留磁束密度が低下し、またＦｅリッチ相が逆磁区のニュークリエイションサイトとして機能するため保磁力が低下する傾向がある。面積比率の算定方法については後述する。

上記Ｆｅリッチ相は、Ｍ元素を含んでいることが好ましい。Ｍ元素とはＡｌ、Ｇａから選ばれる少なくとも一種の元素である。上記Ｆｅリッチ相にＭ元素が含まれることにより、Ｆｅリッチ相と粒界相との濡れ性が改善される傾向がある。これによりＲ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子とＦｅリッチ相との間に厚い二粒子粒界が形成されやすくなり、Ｆｅリッチ相とＲ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子が磁気的に分断される。結果としてＦｅリッチ相に生じた逆磁区が、隣接するＲ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子へ影響を及ぼしにくくなり、Ｆｅリッチ相による保磁力の低下を抑制しやすくなると考えられる。

上記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の切断面積に対する上記Ｆｅリッチ相の面積比率が０．３％以上０．７％以下の範囲であることが好ましい。その場合、さらに良好な高温保磁力を有することができる。

本発明によれば、Ｄｙ、Ｔｂ等の重希土類を増やすことなく、高温での保磁力に優れたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供することができる。

図１は本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の模式断面図である。図２は実施例５のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石切断面の反射電子像である。

以下、本発明につき図面を参照しつつ詳細に説明する。なお、下記の発明を実施するための形態（以下、実施形態という）により本発明が限定されるものではない。また、下記実施形態における構成要素には、当業者が容易に想定できるもの、実質的に同一のもの、いわゆる均等の範囲のものが含まれる。さらに、下記実施形態で開示した構成要素は適宜組み合わせることが可能である。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の実施形態について説明する。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、前記主相結晶粒子以外に、前記主相結晶粒子と比較してＦｅの濃度が高く、かつＲを含むＦｅリッチ相をさらに有し、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の切断面に占める前記Ｆｅリッチ相の面積が０．０５％以上１．０％以下の範囲であることを特徴とする。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて形成される焼結体である。図１に示すように本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主相結晶粒子の組成がＲ_２Ｔ_１４Ｂ（Ｒは希土類元素の少なくとも１種を表し、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の鉄族元素を表し、ＢはＢ又はＢ及びＣを表す）という組成式で表されるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物を含む主相結晶粒子２と、前記主相結晶粒子と比較してＦｅの濃度が高く、かつＲを含むＦｅリッチ相４と、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物よりＲを多く含む粒界相６とを有する。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相は、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ主相結晶粒子であり、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ主相結晶粒子はＲ₂Ｔ₁₄Ｂ型の正方晶からなる結晶構造を有するものである。Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ主相結晶粒子は、Ｒ、Ｔ、Ｂを主成分として含んでいれば、他の元素を含んでもよい。

Ｒは、１種以上の希土類元素を表す。希土類元素とは、長周期型周期表の第３族に属するＳｃとＹとランタノイド元素とのことをいう。ランタノイド元素には、例えば、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等が含まれる。希土類元素は、軽希土類及び重希土類に分類され、重希土類元素とは、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕをいい、軽希土類元素はそれ以外の希土類元素である。

本実施形態では、Ｔは、Ｆｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の鉄族元素を示すものである。Ｔは、Ｆｅ単独であってもよく、Ｆｅの一部がＣｏで置換されていてもよい。Ｆｅの一部をＣｏに置換する場合、磁気特性を低下させることなく温度特性を向上させることができる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ｂの一部を炭素（Ｃ）に置換することができる。この場合、磁石の製造が容易となるほか、製造コストの低減も図れるようになる。また、Ｃの置換量は、磁気特性に実質的に影響しない量とする。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、前記Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子中に、各種公知の添加元素を含んでもよい。具体的には、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｂｉ、Ｓｎなどの元素の少なくとも１種の元素を含んでもよい。

Ｆｅリッチ相とは、Ｒを含みＦｅの濃度がＲ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子よりも高い相である。Ｆｅリッチ相としては、例えば２−１７型結晶構造を持つＲ_２Ｔ_１７相などが挙げられる。Ｆｅリッチ相の存在は、焼結磁石の断面をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー：Electron Probe Micro Analyzer）等の分析手法によりＲおよびＦｅを分析することにより、確認することができる。

Ｆｅリッチ相は前述のように構成元素として、ＦｅをＲ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子より多く含み、さらにＣｏを含んでもよい。Ｆｅリッチ相に含まれる鉄族元素Ｔの原子数は、Ｆｅリッチ相に含まれるＲ、Ｔ、Ｂ、Ｍ元素の原子数の合計に対して、８３．０〜９３．０％の範囲である。また、Ｆｅリッチ相に含まれるＲの原子数は、Ｆｅリッチ相に含まれるＲ、Ｔ、Ｂ、Ｍ元素の原子数の合計に対して、５．０〜１５．０％の範囲である。この範囲のＲ、Ｔが主な成分として含まれていれば、これら以外の成分が含まれていてもよい。

Ｆｅリッチ相は、Ｂを含んでもよい。Ｆｅリッチ相に含まれるＢの原子数は、Ｆｅリッチ相に含まれるＲ、Ｔ、Ｂ、Ｍ元素の原子数の合計に対して、１．０％以下である。

また、Ｆｅリッチ相は、Ｍ元素を含むことが好ましい。Ｍ元素とはＡｌ、Ｇａから選ばれる少なくとも一種の元素である。Ｆｅリッチ相に含まれるＭ元素の原子数は、Ｆｅリッチ相に含まれるＲ、Ｔ、Ｂ、Ｍ元素の原子数の合計に対して、０．５〜３．０％が好ましい。Ｆｅリッチ相がＭ元素をこのような範囲で含むことにより、Ｆｅリッチ相と粒界相との濡れ性が改善される傾向がある。これによりＲ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子とＦｅリッチ相との間に厚い二粒子粒界が形成されやすくなり、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子とＦｅリッチ相が磁気的に分断される。結果として、Ｆｅリッチ相に生じた逆磁区が、隣接するＲ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子へ影響を及ぼしにくくなる。その結果、Ｆｅリッチ相による保磁力の低下を抑制することができると考えられる。

Ｆｅリッチ相の面積比率は以下のような手順で算出することができる。まず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石切断面のＥＰＭＡによる元素マッピングを行い、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子よりもＦｅの特性Ｘ線強度が高い場所を特定する。次にその場所についてＥＰＭＡにより定量分析を行い、各元素の濃度を分析し、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子中の濃度と比較する。比較した結果、Ｒを含み、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子よりＦｅ濃度が高い領域を特定し、反射電子像と照らし合わせる。反射電子像において、ＥＰＭＡで特定された箇所を含む同一コントラストの領域をＦｅリッチ相と特定する。その後に特定したＦｅリッチ相の面積比率を画像処理ソフトによって算出する。

本実施形態においては、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の切断面積に対するＦｅリッチ相の面積比率が０．０５％以上１．０％以下の範囲である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の切断面積に対するＦｅリッチ相の面積比率が０．０５％未満の場合、二粒子粒界中の鉄族元素の濃度が上昇し、磁気的分断効果が薄れて保磁力が低下する傾向がある。一方、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の切断面積に対するＦｅリッチ相の面積比率が１．０％を超えた場合、主相体積比率の低下によって残留磁束密度が低下し、またＦｅリッチ相が逆磁区のニュークリエイションサイトとして機能するため保磁力が低下する傾向がある。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の切断面積に対するＦｅリッチ相の面積比率は０．３％以上０．７％以下の範囲であるとさらに好ましい。Ｆｅリッチ相の面積比率は、Ｂ量やＺｒ量などの焼結体組成や、二合金法にした場合の第二合金の組成、あるいは時効処理条件などで制御することができる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主相とＦｅリッチ相以外に粒界相を含む。粒界相としては、Ｒを主成分とするＲリッチ相や、Ｒ_６Ｔ_１３Ｍ相などを含んでもよい。Ｒリッチ相のほかに、ホウ素（Ｂ）原子の配合割合が高いＢリッチ相が含まれていてもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＲの含有量は２５質量％以上３５質量％以下であり、好ましくは２８質量％以上３３質量％以下である。Ｒの含有量が２５質量％未満では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相となるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物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、磁気特性が低下するおそれがある。また、本実施形態においては、コスト低減、および資源リスク回避の点から、Ｒとして含まれる重希土類元素の量は、１．０質量％以下であることが好ましい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、Ｂの含有量は０．７０〜０．９５質量％であることが好ましく、特に０．８０〜０．９０質量％であるとより好ましい。このようにＢの含有量をＲ_２Ｔ_１４Ｂで表される基本組成の化学量論比よりも少ない特定の範囲とすることにより、Ｆｅリッチ相の生成を促すことができる。

Ｔは、Ｆｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種類以上の鉄族元素を示すものである。Ｔは、Ｆｅ単独であってもよく、Ｆｅの一部がＣｏで置換されていてもよい。Ｆｅの含有量はＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の構成要素における実質的な残部であり、Ｆｅの一部をＣｏで置換してもよい。Ｆｅの一部をＣｏに置換してＣｏを含める場合、Ｃｏの含有量は４質量％以下の範囲が好ましく、０．１質量％以上２質量％以下とすることがより好ましく、０．３質量％以上１．５質量％以下とすることが更に好ましい。Ｃｏの含有量が４質量％を超えると、残留磁束密度が低下する傾向がある。また、Ｃｏの含有量が０．３質量％未満となると耐食性が低下する傾向にある。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ｚｒを含有することが好ましい。本実施形態におけるＺｒの含有量の好ましい範囲は、Ｂ量など他の組成によっても変わるが、０．０５〜２．０質量％が好ましく、０．２質量％以上２．０質量％がより好ましく、０．４５質量％以上１．３質量％以下であるとさらに好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成に合わせて、Ｚｒの含有量を制御することで、Ｆｅリッチ相の面積比率を特定の範囲に制御することができる。また、Ｚｒは、焼結磁石の製造過程での主相結晶粒子の異常成長を抑制することができ、得られる焼結磁石の組織を均一且つ微細にして、磁気特性を向上することができる。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ｇａを含有することが好ましい。Ｇａの含有量は、好ましくは０．０５〜１．５質量％、さらに好ましくは０．３〜１．０質量％である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石にＧａが含まれると、Ｆｅリッチ相にＧａが含有されやすくなる。それによりＦｅリッチ相と粒界相との濡れ性が改善され、得られる磁石の高温保磁力が改善する。Ｇａの含有量が１．５質量％を超えると、残留磁束密度が低下する傾向がある。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ｃｕを含有することが好ましい。Ｃｕの含有量は０．０５質量％以上１．５質量％以下の範囲で含有することが好ましく、さらに好ましくは０．２〜１．０質量％である。Ｃｕを含有させることにより、得られる磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。Ｃｕの含有量が１．５質量％を超えると、残留磁束密度が低下する傾向がある。また、Ｃｕの含有量が０．０５質量％未満となると保磁力が低下する傾向にある。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ａｌを含有することが好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石にＡｌが含まれると、Ｆｅリッチ相にＡｌが含有されやすくなる。それによりＦｅリッチ相と粒界相との濡れ性が改善され、得られる磁石の高温保磁力が改善する。Ａｌの含有量は０．０３質量％以上０．４質量％以下であるのが好ましく、０．０５質量％以上０．２５質量％以下がより好ましい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、上記以外の添加元素を含んでもよい。具体的には、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｃａなどが挙げられる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、酸素（Ｏ）の含有量は耐食性の観点から、０．０５質量％以上が好ましく、磁気特性の観点からは０．２質量％以下であることが好ましい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、炭素（Ｃ）の含有量は０．０５質量％以上０．３質量％以下であることが好ましい。炭素量が０．３質量％を超えると、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性が低下する傾向にある。炭素量が０．０５質量％以下であると、磁場成形時に配向しにくくなる。炭素は主に成形時の潤滑剤により添加されるため、その量により制御できる。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中においては、窒素（Ｎ）の含有量は、０．１５質量％以下であると好ましい。Ｎの含有量がこの範囲よりも大きいと、保磁力が不十分となる傾向にある。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、一般的には任意の形状に加工されて使用される。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の形状は特に限定されるものではなく、例えば、直方体、六面体、平板状、四角柱などの柱状、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面形状がＣ型の円筒状等の任意の形状とすることができる。四角柱としては、たとえば、底面が長方形の四角柱、底面が正方形の四角柱であってもよい。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石には、当該磁石を加工して着磁した磁石製品と、当該磁石を着磁していない磁石製品との両方が含まれる。
＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法＞

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法の一例を説明する。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は通常の粉末冶金法により製造することができ、該粉末冶金法は、原料合金を調製する調製工程、原料合金を粉砕して原料微粉末を得る粉砕工程、原料微粉末を成形して成形体を作製する成形工程、成形体を焼結して焼結体を得る焼結工程、及び焼結体に時効処理を施す熱処理工程を有する。

調製工程は、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に含まれる各元素を有する原料合金を調製する工程である。なお、本実施形態では、主に主相の形成を目的とした第一合金と、主に粒界の形成を目的とした第二合金との２合金を混合して原料粉末を作製する２合金法の場合について説明するが、第一合金と第二合金を分けずに単独の合金を使用する１合金法でもよい。

まず、所定の元素を有する原料金属を準備し、これらを用いてストリップキャスティング法等を行う。これによって原料合金を調製することができる。原料金属としては、例えば、希土類金属や希土類合金、純鉄、純コバルト、フェロボロン、またはこれらの合金が挙げられる。これらの原料金属を用い、所望の組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるような原料合金を調製する。

２合金法を用いる場合は、第二合金に含まれるＲ量を第一合金より低いＲ量、Ｔ量を残部とするような合金組成とすることが好ましい。このような合金組成とすると、第二合金中にＦｅリッチ相を多く含む合金組織とすることができ、それによってＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中のＦｅリッチ相の生成を促進することができる。第二合金のＲ量は２０〜２８質量％であると好ましい。

粉砕工程は、調製工程で得られた原料合金を粉砕して原料微粉末を得る工程である。この工程は、粗粉砕工程及び微粉砕工程の２段階で行うことが好ましいが、１段階としても良い。粗粉砕工程は、例えばスタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等を用い、不活性ガス雰囲気中で行うことができる。水素を吸蔵させた後、粉砕を行う水素吸蔵粉砕を行うこともできる。粗粉砕工程においては、原料合金を、粒径が数百μｍから数ｍｍ程度となるまで粉砕を行う。

また、高い磁気特性を得るために、粉砕工程から焼結工程までの各工程における雰囲気は、低酸素濃度とすることが好ましい。酸素濃度は、各製造工程における雰囲気の制御等により調整される。各製造工程の酸素濃度が高いと合金の粉末中の希土類元素が酸化してＲ酸化物が生成されてしまい、焼結中に還元されずＲ酸化物の形でそのまま粒界に析出し、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＢｒが低下する。そのため、例えば、各工程の酸素濃度を１００ｐｐｍ以下とすることが好ましい。

微粉砕工程は、粗粉砕工程で得られた粗粉末を微粉砕して、平均粒径が数μｍ程度の原料微粉末を調製する。原料微粉末の平均粒径は、焼結後の結晶粒の成長度合を勘案して設定すればよい。微粉砕は、例えば、ジェットミルを用いて行うことができる。

細かい粒径の微粉砕粉末をジェットミルを用いて得ようとする場合、粉砕された粉末表面が非常に活性であるため、粉砕された粉末同士の再凝集や、容器壁への付着が起こりやすく、収率が低くなる傾向がある。そのため、合金の粗粉砕粉末を微粉砕する際には、ステアリン酸亜鉛、オレイン酸アミド等の粉砕助剤を添加して粉末同士の再凝集や、容器壁への付着を防ぐことで、高い収率で微粉砕粉末を得ることができる。また、このように粉砕助剤を添加することにより、成形時に配向の高い微粉砕末を得ることも可能とある。粉砕助剤の添加量は微粉砕粉末の粒径や添加する粉砕助剤の種類によっても変わるが、質量％で０．１％〜１％程度が好ましい。

成形工程は、原料微粉末を磁場中で成形して成形体を作製する工程である。具体的には、原料微粉末を電磁石中に配置された金型内に充填した後、電磁石により磁場を印加して原料微粉末の結晶軸を配向させながら、原料微粉末を加圧することにより成形を行う。この磁場中の成形は、例えば、１０００〜１６００ｋＡ／ｍの磁場中、３０〜３００ＭＰａ程度の圧力で行えばよい。

尚、成形方法としては、上記のように原料微粉末をそのまま成形する乾式成形のほか、原料微粉末を油等の溶媒に分散させたスラリーを成形する湿式成形を適用することもできる。

微粉砕粉末を成形して得られる成形体の形状は特に限定されるものではなく、例えば直方体、平板状、柱状、リング状等、所望とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の形状に応じて任意の形状とすることができる。

焼結工程は、成形体を焼結して焼結体を得る工程である。磁場中成形後、成形体を真空もしくは不活性ガス雰囲気中で焼結し、焼結体を得ることができる。焼結条件は、成形体の組成、原料微粉末の粉砕方法、粒度等の条件に応じて適宜設定することが好ましいが、例えば、１０００℃〜１１００℃で１〜４８時間程度行えばよい。

成形体を焼結した後、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を時効処理する。焼結後、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を焼結時よりも低い温度で保持することなどによって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に時効処理を施す。時効処理は、５００℃〜９００℃の温度範囲で行えばよいが、９００℃近傍での熱処理を行った後６００℃近傍での熱処理を行うというふうに２段階に分けて行ってもよい。時効処理を施す回数に応じて適宜処理条件を調整する。このような時効処理によって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を向上させることができる。

時効処理を２段階にする場合、２段階目の時効処理時間は１０〜３０分の範囲とすることが好ましい。２段階目の処理時間が１０分以下の場合、反応が不十分でＦｅリッチ相量が多くなる傾向がある。処理時間が３０分以上であると、Ｆｅリッチ相とＭ元素の反応が進み、特性を得るために十分なＦｅリッチ相量が得られない傾向がある。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に時効処理を施した後、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石はＡｒガス雰囲気中で急冷を行う。これにより、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。冷却速度は、特に限定されるものではなく、３０℃／ｍｉｎ以上とするのが好ましい。

得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、必要に応じて所望の形状に加工してもよい。加工方法は、例えば切断、研削などの形状加工や、バレル研磨などの面取り加工などが挙げられる。

加工されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界に対して、さらに重希土類元素を拡散させる工程を有してもよい。粒界拡散は、塗布または蒸着等により重希土類元素を含む化合物をＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の表面に付着させた後、熱処理を行うことや、重希土類元素の蒸気を含む雰囲気中でＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に対して熱処理を行うことにより、実施することができる。これにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力をさらに向上させることができる。

以上の工程により得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、めっきや樹脂被膜や酸化処理、化成処理などの表面処理を施してもよい。これにより、耐食性をさらに向上させることができる。

なお、本実施形態では、加工工程、粒界拡散工程、表面処理工程を行っているが、これらの各工程は必ずしも行う必要はない。

以上の方法により、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるが、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は上記に限定されず、適宜変更してよい。

次に、本発明を具体的な実施例に基づき、さらに詳細に説明するが、本発明は、以下の実施例に限定されない。

（実験例１〜９）
まず、焼結磁石の原料金属を準備し、表１に示す組成でストリップキャスティング法により、第一合金、第二合金を準備した。表１に示す焼結体組成は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石としての狙い組成であり、第一合金と第二合金を、それぞれを９５：５の割合で混合した組成である。第二合金のＲ量は２５質量％とした。実験例１〜８では最終組成はＺｒ量を変えて作製し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中のＦｅリッチ相量を制御している。実験例９では、実験例５の組成で、２段階目の時効処理時間を変えた水準である。

得られた原料合金に水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気で５００℃、１時間の脱水素を行う水素粉砕処理を行った。その後、得られた粉砕物をＡｒ雰囲気下で室温まで冷却した。

得られた第一合金と第二合金の粉砕物を９５：５の配合比で混合し、粉砕助剤としてオレイン酸アミドを０．３質量％添加して、混合した後、ジェットミルを用いて微粉砕を行い、平均粒径が２〜３μｍである原料粉末を得た。

得られた原料粉末を、低酸素雰囲気下において、配向磁場１２００ｋＡ／ｍ、成形圧力１２０ＭＰａの条件で成形を行って、成形体を得た。

その後、成形体を、真空中において１０６０℃で４時間焼結した後、急冷して焼結体を得た。得られた焼結体をＡｒガス雰囲気下において２段階の時効を行い、１段階目に８５０℃で１時間、２段階目に５３０℃で時効処理をそれぞれ行った。２段階目の時効処理時間は実験例１〜８では１５分、実験例９では９０分、それぞれ行った。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組織および磁気特性を以下の方法で測定し、評価した。組織として、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の任意の切断面におけるＦｅリッチ相の面積比率を求めた。磁気特性として、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の１８０℃における残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ＨｃＪを測定した。

得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面の表面をイオンミリングで削り、最表面の酸化等の影響を除いた後、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）で元素分布を観察した。５０μｍ角の領域について、各実験例のＲ−Ｔ−Ｂ焼結磁石の組織をＥＰＭＡにより観察し、ＥＰＭＡによる元素マッピングを行った。マッピングデータからＲ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子中よりもＦｅ濃度が高い場所を特定し、さらにその場所について定量分析を行った。比較として、隣接するＲ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子の中心部の定量分析も合わせて行った。表２に実験例３の定量分析の結果を示す。なお、表中の組成比とは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ａｌ、Ｇａの原子数の合計を１００としたときの各元素の割合である。測定１、２がＲ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子の定量分析結果であり、測定点３、４はＲ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子よりもＦｅ濃度が高い場所の定量分析結果である。測定点１、２のＲ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子と比較して、測定点３、４においてはＦｅの濃度が高く、かつＲを含んでいることから、測定点３、４がＦｅリッチ相であることを確認した。

その後、反射電子像と照らし合わせてＦｅリッチ相の範囲を特定した。その後に前記手順を繰り返すことで、５００μｍ角の領域においてＦｅリッチ相の範囲を特定し、特定したＦｅリッチ相の面積比率を画像処理ソフトによって算出した。図２に実験例５の反射電子像を示す。矢印で示す部分が特定したＦｅリッチ相である。

各実験例について、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＦｅリッチ相の面積比率を算出した結果を表３に示す。実験例の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＦｅリッチ相の面積比率は０〜１．２３％となっていた。本発明の実施例である実験例３〜６まではＦｅリッチ相の面積比率は０．０５％〜１．０％の範囲内であった。本発明の比較例である実験例１、２ではＦｅリッチ相の面積比率が１．０％より多く、実験例７〜９ではＦｅリッチ相の面積比率は０．０５％未満であった。

得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、蛍光Ｘ線分析法および誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ法）により組成分析した。その結果、いずれのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石も狙い組成（表１に示す組成）と略一致していることが確認できた。また、酸素量を、不活性ガス融解−非分散型赤外線吸収法を用い、窒素量を、不活性ガス融解−熱伝導度法を用い、炭素量を、酸素気流中燃焼−赤外線吸収法を用いて測定した。酸素量、窒素量、炭素量の結果を表３に示す。

実験例１〜９の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性をＢ−Ｈトレーサーを用いて測定した。測定サンプルはヒーターにより１８０℃に加熱されており、磁気特性として、１８０℃における残留磁束密度Ｂｒと保磁力ＨｃＪとを測定した。各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の残留磁束密度Ｂｒと保磁力ＨｃＪの測定結果を表３に示す。また、各実験例１〜９において、Ｆｅリッチ相の面積比率がゼロである実験例８と、各実験例とのＨｃＪの差を、ＨｃＪ向上値として同じく表３に示す。ＨｃＪが１０％以上向上している場合、ＨｃＪ向上効果ありと判断した。

表３より、Ｆｅリッチ相の面積比率が０．０５％未満の比較例である、実験例７〜９においては、ＨｃＪは低い値となっている。Ｆｅリッチ相の面積比率が０．０５〜１．０％の実施例である実験例３〜６においては、比較例に比べて高いＨｃＪが得られた。一方でＦｅリッチ相の面積比率が１．０％以上の実験例１，２においてはＢｒ、ＨｃＪともに減少していることが確認された。また、Ｆｅリッチ相の面積比率が０．３％〜０．７％の範囲内である、実験例４、５において、特に高いＨｃＪ向上効果が確認された。ＨｃＪ向上値は最大で１５６ｋＡ／ｍであった。

（実験例１０〜１３）
表４に示す組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石がそれぞれ得られるように、ストリップキャスティング法により原料合金を準備したこと以外は、実験例１〜９と同様にして、実験例１０〜１３のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結を作製した。

実験例１０〜１３で得られた各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実験例１〜９と同様にして、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子よりもＦｅ濃度が高い場所と、隣接するＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の中心部の定量分析を行った。実験例１１についての定量分析結果を表５に示す。測定点５のＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子と比較して、測定点６においてはＦｅ濃度が高く、かつＲを含んでいることから、測定点６がＦｅリッチ相であることを確認した。また、測定点６の結果から、Ａｌ、Ｇａが含有されていないＦｅリッチ相が生成されていることを確認した。

実験例１０〜１３で得られた各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実験例１〜９と同様にして、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＦｅリッチ相の面積比率を算出した結果を表６に示す。実験例１１、１２ではＦｅリッチ相の面積比率は０．０５％〜１．０％の範囲内であった。実験例１０ではＦｅリッチ相の範囲は１．０％より多く、実験例１３ではＦｅリッチ相の面積比率は０．０５％未満であった。

実験例１０〜１３で得られた各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実験例１〜９と同様にして組成分析を行った結果、いずれのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石も狙い組成（表４に示す各組成）と略一致していることが確認できた。また実験例１〜９と同様にして、酸素量、窒素量、炭素量を分析した結果について、表６に合わせて示す。

実験例１０〜１３で得られた各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性について、実験例１〜９と同様の評価を行った。結果を表６に示す。また、同様に各実験例１０〜１３において、Ｆｅリッチ相の面積比率がゼロである実験例１３と、各実験例との保磁力の差を、ＨｃＪ向上値として同じく表６に示す。ＨｃＪが１０％以上向上している場合、ＨｃＪ向上効果ありと判断した。Ｆｅリッチ相の面積比率が１．０％以上である実験例１０、およびＦｅリッチ相の面積比率が０．０５％未満である実験例１３では、ＨｃＪは低い値となっている。Ｆｅリッチ相の面積比率が０．０５％〜１．０％の実験例１１、１２においてはＨｃＪ向上効果が得られた。ＨｃＪの向上値は最大８４ｋＡ／ｍであった。

実験例１〜９と、実験例１０〜１３の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石それぞれの磁気特性結果より、Ｆｅリッチ相にＡｌ、Ｇａが含有されている場合は、より良好なＨｃＪ向上効果を得られることが確認された。

以上、本発明を実施の形態をもとに説明した。実施の形態は例示であり、いろいろな変形および変更が本発明の特許請求範囲内で可能なこと、またそうした変形例および変更も本発明の特許請求の範囲にあることは当業者に理解されるところである。従って、本明細書での記述および図面は限定的ではなく例証的に扱われるべきものである。

本発明によれば、Ｄｙ、Ｔｂといった重希土類元素の使用量を従来よりも大幅に低減させるか、あるいは使用しない場合においても、良好な高温保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供できる。

２Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子
４Ｆｅリッチ相
６粒界相

Claims

Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、前記主相結晶粒子以外に、前記主相結晶粒子と比較してＦｅの濃度が高く、かつＲを含むＦｅリッチ相をさらに有し、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の切断面積に対する前記Ｆｅリッチ相の面積比率が０．０５％以上１．０％以下の範囲であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
前記Ｆｅリッチ相が、Ｍ元素（ＭはＡｌ、Ｇａから選ばれる少なくとも一種）を含むことを特徴とする、請求項１記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の切断面積に対する前記Ｆｅリッチ相の面積比率が０．３％以上０．７％以下の範囲であることを特徴とする、請求項１、または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。