JP2017073463A - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石 - Google Patents

Abstract

【課題】 残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力ＨｃＪが高く、耐食性と製造安定性も優れており、さらに、重希土類元素を粒界拡散させたときの残留磁束密度Ｂｒの低下幅が小さく、保磁力ＨｃＪの増加幅が大きいＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供する。【解決手段】 Ｒが希土類元素を表し、Ｔが希土類元素以外の金属元素を表し、Ｂがホウ素、または、ホウ素および炭素を表すＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石である。Ｔとして少なくともＦｅ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｇａ、Ｚｒを含有する。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の総質量を１００質量％として、Ｒの含有量が２８．０〜３１．５質量％、Ｃｕの含有量が０．０４〜０．５０質量％、Ｍｎの含有量が０．０２〜０．１０質量％、Ａｌの含有量が０．１５〜０．３０質量％、Ｃｏの含有量が０．５０〜３．０質量％、Ｇａの含有量が０．０８〜０．３０質量％、Ｚｒの含有量が０．１０〜０．２５質量％、Ｂの含有量が０．８５〜１．０質量％であることを特徴とする。【選択図】 図３

Description

本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に関する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系の組成を有する希土類焼結磁石は、優れた磁気特性を有する磁石であり、その磁気特性の更なる向上を目指して多くの検討がなされている。磁気特性を表す指標としては、一般的に、残留磁束密度（残留磁化）Ｂｒおよび保磁力ＨｃＪが用いられる。これらの値が高い磁石は優れた磁気特性を有するといえる。

例えば、特許文献１には、良好な磁気特性を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石が記載されている。

また、特許文献２では、各種希土類元素を含有する微粉末を水あるいは有機溶媒に分散させたスラリーに磁石体を浸漬させた後に加熱して粒界拡散させた希土類焼結磁石が記載されている。

特開２００６−２１０８９３号公報 国際公開第０６／４３３４８号パンフレット

本発明は、残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力ＨｃＪが高く、耐食性と製造安定性も優れており、さらに、重希土類元素を粒界拡散させたときの残留磁束密度Ｂｒの低下幅が小さく、保磁力ＨｃＪの増加幅が大きいＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供することを目的とする。

上記の目的を達成するため、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、
Ｒが希土類元素を表し、Ｔが希土類元素以外の金属元素を表し、Ｂがホウ素、または、ホウ素および炭素を表すＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、
前記Ｔとして少なくともＦｅ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｇａ、Ｚｒを含有し、
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の総質量を１００質量％として、
前記Ｒの含有量が２８．０〜３１．５質量％、
前記Ｃｕの含有量が０．０４〜０．５０質量％、
前記Ｍｎの含有量が０．０２〜０．１０質量％、
前記Ａｌの含有量が０．１５〜０．３０質量％、
前記Ｃｏの含有量が０．５０〜３．０質量％、
前記Ｇａの含有量が０．０８〜０．３０質量％、
前記Ｚｒの含有量が０．１０〜０．２５質量％、
前記Ｂの含有量が０．８５〜１．０質量％であることを特徴とする。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、上記の特徴を有することで、残留磁束密度および保磁力を向上させるとともに、高い耐食性および製造安定性を得ることができる。さらに、重希土類元素を粒界拡散させた場合の効果をより高めることができる。具体的には、重希土類元素を拡散させることによる残留磁束密度Ｂｒの低下幅を従来品より小さくするとともに、保磁力ＨｃＪの増加幅を従来品より大きくすることができる。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、前記Ｒとして含有する重希土類元素が実質的にＤｙのみであってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、前記Ｒとして重希土類元素を実質的に含有しなくてもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｇａ／Ａｌが０．６０以上、１．３０以下であることが好ましい。

重希土類元素が上記のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界に拡散されているＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石も本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石である。

実験例１におけるＢｒ−ＨｃＪマップである。 実験例１におけるＢｒ−ＨｃＪマップである。 実験例１における粒界拡散前後での磁気特性の変化を表すグラフである。 実験例３における保磁力ＨｃＪと第二時効温度との関係を示す図である。 実験例４における残留磁束密度Ｂｒの変化幅と拡散温度との関係を示す図である。 実験例４における保磁力ＨｃＪの変化幅と拡散温度との関係を示す図である。

以下、本発明を、図面に示す実施形態に基づき説明する。

＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石＞
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ結晶から成る粒子および粒界を有する。そして、複数の特定の元素を特定の範囲の含有量で含有することにより、残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ＨｃＪ、耐食性および製造安定性を向上させることができる。さらに、後述する粒界拡散における残留磁束密度Ｂｒの低下幅を小さくし、保磁力ＨｃＪの増加幅を大きくすることができる。すなわち、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、粒界拡散工程なしでも優れた特性を有し、かつ、粒界拡散にも適したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石である。また、保磁力ＨｃＪを向上させる観点から、前記粒界拡散で拡散させる元素は重希土類元素であることが好ましい。

Ｒは希土類元素を表す。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を含む。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。 また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、Ｒとして、好ましくはＮｄ、Ｐｒ、またはＤｙを含有する。

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、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石全体を１００質量％として、２８．０質量％以上３１．５質量％以下である。Ｒの含有量が２８．０質量％未満の場合には、保磁力ＨｃＪが低下する。Ｒの含有量が３１．５質量％超の場合には、残留磁束密度Ｂｒが低下する。また、Ｒの含有量は２９．０質量％以上、３１．０質量％以下であることが好ましい。

さらに、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒとして含有する重希土類元素が実質的にＤｙのみであってもよい。Ｒとして含有する重希土類元素が実質的にＤｙのみであることにより、重希土類元素（特にＴｂ）を粒界拡散させる場合に、効率的に磁気特性を向上させることが出来る。なお、上記の「Ｒとして含有する重希土類元素が実質的にＤｙのみ」とは、重希土類元素全体を１００重量質量％とした場合に９８質量％以上であることを指す。

さらに、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒとして実質的に重希土類元素を含有しなくてもよい。Ｒとして実質的に重希土類元素を含有しないことにより、残留磁束密度Ｂｒの高いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が低コストで得られる。さらに、重希土類元素（特にＴｂ）を粒界拡散させる場合に、最も効率的に磁気特性を向上させることが出来る。なお、上記の「Ｒとして実質的に重希土類元素を含有しない」とは、重希土類元素の含有量が、Ｒ全体を１００質量％とした場合に１．５質量％以下であることを指す。

Ｔは希土類元素以外の金属元素等の元素を表す。本実施形態にかかるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、Ｔとして少なくともＦｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎ、ＧａおよびＺｒを含む。また、例えば、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ｐ、Ｂｉ、Ｓｎなどの金属元素等の元素のうち１種以上の元素をＴとして更に含んでいてもよい。

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る。

Ｃｏの含有量は０．５０質量％以上３．０質量％以下である。Ｃｏを含有することで耐食性が向上する。Ｃｏの含有量が０．５０質量％未満であると、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性が悪化する。Ｃｏの含有量が３．０質量％を超えると、耐食性改善の効果が頭打ちとなるとともに高コストとなる。また、Ｃｏの含有量は、好ましくは１．０質量％以上、２．５質量％以下である。

Ｃｕの含有量は０．０４質量％以上０．５０質量％以下である。Ｃｕの含有量が０．０４質量％未満であると、保磁力ＨｃＪが低下し、重希土類拡散後（いわゆる粒界拡散法適用後）の保磁力の向上幅ΔＨｃＪも不十分となる。Ｃｕの含有量が０．５０質量％を超えると、保磁力ＨｃＪ向上の効果が飽和するとともに残留磁束密度Ｂｒが低下する。また、Ｃｕの含有量は、好ましくは０．１０質量％以上、０．５０質量％以下である。

Ａｌの含有量は０．１５質量％以上、０．４０質量％以下である。Ａｌの含有量が０．１５質量％未満であると、保磁力ＨｃＪが低下し、重希土類拡散後の保磁力の向上幅ΔＨｃＪも不十分となる。さらに、後述する時効温度の変化に対する磁気特性（特に保磁力ＨｃＪ）の変化が大きくなり、量産時における特性のばらつきが大きくなる。すなわち、製造安定性が低下する。Ａｌの含有量が０．４０質量％を超えると、残留磁束密度Ｂｒが低下する。さらに、重希土類拡散後の残留磁束密度Ｂｒの低下幅が大きくなるとともに保磁力の温度変化率が悪化する。また、Ａｌの含有量は好ましくは０．１８質量％以上、０．３０質量％以下である。

ここで、残留磁束密度Ｂｒの低下幅についてより詳細に説明する。通常、重希土類拡散により残留磁束密度Ｂｒは低下する。すなわち、残留磁束密度Ｂｒの向上幅をΔＢｒとする場合に、ΔＢｒは負の値となる。前述の通り、Ａｌの含有量が０．４０質量％を超えると、残留磁束密度Ｂｒの低下幅が大きくなる。残留磁束密度Ｂｒの低下幅が大きくなるということは、ΔＢｒの絶対値が大きくなることを意味する。以上より、Ａｌの含有量が０．４０質量％を超えると、ΔＢｒの絶対値が大きくなる。

Ｍｎの含有量は０．０２質量％以上、０．１０質量％以下である。Ｍｎの含有量が０．０２質量％未満であると、残留磁束密度Ｂｒが低下するとともに、重希土類元素拡散後の保磁力の向上幅ΔＨｃＪが不十分となる。Ｍｎの含有量が０．１０質量％を超えると、保磁力ＨｃＪが低下するとともに、重希土類元素拡散後の保磁力の向上幅ΔＨｃＪが不十分となる。また、Ｍｎの含有量は好ましくは０．０２質量％以上、０．０６質量％以下である。

Ｇａの含有量は、０．０８質量％以上、０．３０質量％以下である。Ｇａを０．０８質量％以上含有することで保磁力が十分に向上する。Ｇａの含有量が０．０８質量％未満であると、Ｇａの含有による保磁力ＨｃＪ向上の効果が小さい。０．３０質量％を超えると、焼結時に異相が生成しやすくなり、残留磁束密度Ｂｒが低下する。また、Ｇａの含有量は、好ましくは０．１０質量％以上、０．２５質量％以下である。

Ｚｒの含有量は、０．１０質量％以上、０．２５質量％以下である。Ｚｒを含有することで、焼結時の異常粒成長を抑制し、角型比Ｈｋ／ＨｃＪおよび低磁場下での着磁率が改善される。Ｚｒの含有量が０．１０質量％未満であると、Ｚｒの含有による焼結時の異常粒成長抑制効果が小さく、角型比Ｈｋ／ＨｃＪおよび低磁場下での着磁率も悪い。０．２５質量％を超えると、焼結時の異常粒成長抑制効果が飽和するとともに残留磁束密度Ｂｒが低下する。また、Ｚｒの含有量は、好ましくは、０．１３質量％以上、０．２２質量％以下である。

また、Ｇａ／Ａｌが０．６０以上、１．３０以下であることが好ましい。Ｇａ／Ａｌが０．６０以上、１．３０以下であることで、保磁力ＨｃＪが向上し、重希土類拡散後の保磁力ＨｃＪの向上幅も大きくなる。さらに、後述する時効温度の変化に対する磁気特性（特に保磁力ＨｃＪ）の変化が小さくなり、量産時における特性のばらつきが小さくなる。すなわち、製造安定性が大きくなる。

本実施形態に係る「Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石」の「Ｂ」は、ホウ素（Ｂ）、または、ホウ素（Ｂ）および炭素（Ｃ）を示すものである。すなわち、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、ホウ素（Ｂ）の一部を炭素（Ｃ）に置換することができる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＢの含有量は、０．８５質量％以上、１．０質量％以下である。Ｂが０．８５質量％未満であると高角型性を実現しにくくなる。すなわち、角型比Ｈｋ／ＨｃＪを向上させにくくなる。Ｂが１．０質量％以上であると残留磁束密度Ｂｒが低下する。また、Ｂの含有量は０．９０質量％以上、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系焼結磁石における炭素（Ｃ）の好ましい含有量は、他のパラメータ等によって変化するが、概ね０．０５〜０．１５質量％の範囲となる。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、窒素（Ｎ）量は、好ましくは１００〜１０００ｐｐｍ、さらに好ましくは２００〜８００ｐｐｍ、特に好ましくは３００〜６００ｐｐｍである。

なお、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中に含まれる各種成分の測定法は、従来から一般的に知られている方法を用いることができる。各種金属元素量については、例えば、蛍光Ｘ線分析および誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ分析）等により測定される。酸素量は、例えば、不活性ガス融解−非分散型赤外線吸収法により測定される。炭素量は、例えば、酸素気流中燃焼−赤外線吸収法により測定される。窒素量は、例えば、不活性ガス融解−熱伝導度法により測定される。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の形状には、特に限定は無い。例えば、直方体などの形状が挙げられる。

以下、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法について詳しく説明していくが、特記しない事項については、公知の方法を用いればよい。

［原料粉末の準備工程］
原料粉末は、公知の方法により作製することができる。本実施形態では、単独の合金を使用する１合金法の場合について説明するが、組成の異なる第１合金と第２合金等、２種以上の合金を混合して原料粉末を作製するいわゆる２合金法でもよい。

まず、主にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相を形成する合金を準備する（合金準備工程）。合金準備工程では、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成に対応する原料金属を公知の方法で溶解した後、鋳造することによって所望の組成を有する合金を作製する。

原料金属としては、例えば、希土類金属あるいは希土類合金、純鉄、フェロボロン、さらにはこれらの合金や化合物等を使用することができる。原料金属を鋳造する鋳造方法には特に限定はない。磁気特性の高いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得るためにはストリップキャスト法が好ましい。得られた原料合金は、必要に応じて既知の方法で均質化処理を行ってもよい。

前記合金を作製した後、粉砕する（粉砕工程）。なお、粉砕工程から焼結工程までの各工程の雰囲気は、高い磁気特性を得る観点から、低酸素濃度とすることが好ましい。例えば、各工程の酸素の濃度を２００ｐｐｍ以下とすることが好ましい。

以下、前記粉砕工程として、粒径が数百μｍ〜数ｍｍ程度になるまで粉砕する粗粉砕工程と、粒径が数μｍ程度になるまで微粉砕する微粉砕工程の２段階で実施する場合を以下に記述するが、微粉砕工程のみの１段階で実施してもよい。

粗粉砕工程では、粒径が数百μｍ〜数ｍｍ程度になるまで粗粉砕する。これにより、粗粉砕粉末を得る。粗粉砕の方法には特に限定は無く、水素吸蔵粉砕を行う方法や粗粉砕機を用いる方法など、公知の方法で行うことができる。

次に、得られた粗粉砕粉末を平均粒子径が数μｍ程度になるまで微粉砕する（微粉砕工程）。これにより、微粉砕粉末を得る。前記微粉砕粉末の平均粒径は、好ましくは１μｍ以上１０μｍ以下、より好ましくは２μｍ以上６μｍ以下、さらに好ましくは３μｍ以上５μｍ以下である。

微粉砕の方法には特に限定はない。例えば、各種微粉砕機を用いる方法で実施される。

前記粗粉砕粉末を微粉砕する際、ラウリン酸アミド、オレイン酸アミド等の各種粉砕助剤を添加することにより、成形時に配向性の高い微粉砕粉末を得ることができる。

［成形工程］
成形工程では、上記微粉砕粉末を目的の形状に成形する。成形工程には特に限定はないが、本実施形態では、上記微粉砕粉末を金型内に充填し、磁場中で加圧する。これにより得られた成形体は、主相結晶が特定方向に配向しているので、より残留磁束密度の高いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。

成形時の加圧は、２０ＭＰａ〜３００ＭＰａで行うことが好ましい。印加する磁場は、９５０ｋＡ／ｍ〜１６００ｋＡ／ｍであることが好ましい。印加する磁場は静磁場に限定されず、パルス状磁場とすることもできる。また、静磁場とパルス状磁場を併用することもできる。

なお、成形方法としては、上記のように微粉砕粉末をそのまま成形する乾式成形の他、微粉砕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型体の形状は任意の形状とすることができる。また、この時点での成型体の密度は４．０〜４．３Ｍｇ／ｍ^３とすることが好ましい。

［焼結工程］
焼結工程は、成形体を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結し、焼結体を得る工程である。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、成形体に対して、例えば、真空中または不活性ガスの存在下、１０００℃以上１２００℃以下、１時間以上２０時間以下で加熱する処理を行うことにより焼成する。これにより、高密度の焼結体が得られる。本実施形態では、最低７．４８Ｍｇ／ｍ^３以上、好ましくは７．５０Ｍｇ／ｍ^３以上の密度の焼結体を得る。

［時効処理工程］
時効処理工程は、焼結体を焼結温度より低温で熱処理する工程である。時効処理を行うか否かには特に制限はなく、時効処理の回数にも特に制限はなく所望の磁気特性に応じて適宜実施する。また、後述する粒界拡散工程が時効処理工程を兼ねてもよい。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では２回の時効処理を行うことが最も好ましい。以下、時効処理を２回行う実施形態について説明する。

１回目の時効工程を第一時効工程、２回目の時効工程を第二時効工程とし、第一時効工程の時効温度をＴ１、第二時効工程の時効温度をＴ２とする。

第一時効工程における温度Ｔ１および時効時間には、特に制限はない。好ましくは７００℃以上９００℃以下で１〜１０時間である。

第二時効工程における温度Ｔ２および時効時間には、特に制限はない。好ましくは、４５０℃以上７００℃以下の温度で１〜１０時間である。

このような時効処理によって、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性、特に保磁力ＨｃＪを向上させることができる。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造安定性は、時効温度の変化に対する磁気特性の変化量の大きさで確認できる。例えば、時効温度の変化に対する磁気特性の変化量が大きければ、わずかな時効温度の変化で磁気特性が変化することとなる。このため、時効工程において許容される時効温度の範囲が狭くなり、製造安定性が低くなる。逆に、時効温度の変化に対する磁気特性の変化量が小さければ、時効温度が変化しても磁気特性が変化しにくいこととなる。このため、時効工程において許容される時効温度の範囲が広くなり、製造安定性が高くなる。

このようにして得られる本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、所望の特性を有する。具体的には、残留磁束密度および保磁力が高く、耐食性と製造安定性も優れている。さらに、後述する粒界拡散工程を実施する場合には、重希土類元素を粒界拡散させたときの残留磁束密度の低下幅が小さく、保磁力の向上幅が大きい。すなわち、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、粒界拡散に適した磁石である。

なお、以上の方法により得られた本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、着磁することにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石製品となる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、モーター、発電機等の用途に好適に用いられる。

なお、本発明は、上述した実施形態に限定されるものではなく、本発明の範囲内で種々に改変することができる。

以下、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に重希土類元素を粒界拡散させる方法について説明する。

［加工工程（粒界拡散前）］
必要に応じて、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を所望の形状に加工する工程を有してもよい。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。

［粒界拡散工程］
以下、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に対して、重希土類元素を粒界拡散させる方法について説明する。

粒界拡散は、必要に応じて前処理を施した焼結体の表面に、塗布または蒸着等によって重希土類元素を含む化合物や合金等を付着させた後、熱処理を行うことにより、実施することができる。重希土類元素の粒界拡散により、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力ＨｃＪをさらに向上させることができる。

なお、前記前処理の内容には特に制限はない。例えば公知の方法でエッチングを施した後に洗浄し、乾燥する前処理が挙げられる。

前記重希土類元素としては、ＤｙまたはＴｂが好ましく、Ｔｂがより好ましい。

以下に説明する本実施形態では、前記重希土類元素を含有する塗料を作製し、前記塗料を前記焼結体の表面に塗布する。

前記塗料の態様には特に制限はない。前記重希土類元素を含む化合物や合金として何を用いるか、溶媒または分散媒として何を用いるかも特に制限はない。また、溶媒または分散媒の種類にも特に制限はない。また、塗料の濃度にも特に制限はない。

本実施形態に係る粒界拡散工程における拡散処理温度は、８００〜９５０℃が好ましい。拡散処理時間は１〜５０時間が好ましい。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造安定性は、粒界拡散工程における拡散処理温度の変化に対する磁気特性の変化量の大きさで確認できる。例えば、拡散処理温度の変化に対する磁気特性の変化量が大きければ、わずかな拡散処理温度の変化で磁気特性が変化することとなる。このため、粒界拡散工程において許容される拡散処理温度の範囲が狭くなり、製造安定性が低くなる。逆に、拡散処理温度の変化に対する磁気特性の変化量が小さければ、拡散処理温度が変化しても磁気特性が変化しにくいこととなる。このため、粒界拡散工程において許容される拡散処理温度の範囲が広くなり、製造安定性が高くなる。

また、拡散処理後に、さらに熱処理を施してもよい。その場合の熱処理温度は４５０〜６００℃が好ましい。熱処理時間は１〜１０時間が好ましい。

［加工工程（粒界拡散後）］
粒界拡散工程の後には、主面の表面に残存する前記塗料を除去するために研磨を行うことが好ましい。

また、粒界拡散後加工工程で実施する加工の種類に特に制限はない。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を前記粒界拡散後に行ってもよい。

なお、本実施形態では、粒界拡散前および粒界拡散後の加工工程を行っているが、これらの工程は、必ずしも行う必要はない。また、最終的に粒界拡散後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得る場合には、粒界拡散工程が時効工程を兼ねてもよい。粒界拡散工程が時効工程を兼ねる場合の加熱温度には、特に限定はない。粒界拡散工程において好ましい温度であり、かつ、時効工程においても好ましい温度で実施することが特に好ましい。

以下、本発明を、さらに詳細な実施例に基づき説明するが、本発明は、これら実施例に限定されない。

（実験例１）
（希土類焼結磁石基材（希土類焼結磁石体）の作製）
原料として、Ｎｄ、Ｐｒ（純度９９．５％以上）、Ｄｙ−Ｆｅ合金、電解鉄、低炭素フェロボロン合金を準備した。さらに、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｚｒを、純金属またはＦｅとの合金の形で準備した。

前記原料に対し、ストリップキャスト法により、最終的に得られる磁石組成が表１、表２に示す各組成となるように焼結体用合金（原料合金）を作製した。ここで、前記原料合金の組成と最終的に得られる磁石組成とを比較すると、最終的に得られる磁石組成におけるＲの量が、前記原料合金の組成におけるＲの量より約０．３％低下していた。このとき、Ｒの中でも特に存在量の多いＮｄの量のみが約０．３％低下したように見える。また、前記原料合金の合金厚みは０．２〜０．４ｍｍとした。

次いで、前記原料合金に対して室温で１時間、水素ガスをフローさせて水素を吸蔵させた。次いで雰囲気をＡｒガスに切り替え、６００℃で１時間、脱水素処理を行い、原料合金を水素粉砕した。さらに、冷却後にふるいを用いて４２５μｍ以下の粒度の粉末とした。なお、水素粉砕から後述する焼結工程までは、常に酸素濃度２００ｐｐｍ未満の低酸素雰囲気とした。

次いで、水素粉砕後の原料合金の粉末に対し、質量比で０．１％のオレイン酸アミドを粉砕助剤として添加し、混合した。

次いで、衝突板式のジェットミル装置を用いて窒素気流中で微粉砕し、平均粒径が３．９〜４．２μｍである微粉を得た。なお、前記平均粒径は、レーザ回折式の粒度分布計で測定した平均粒径Ｄ５０である。

得られた微粉の組成は蛍光Ｘ線の酸化物法で評価した。Ｂ（ホウ素）のみＩＣＰで評価した。各試料における微粉の組成が表１、表２の通りであることを確認した。前記微粉の組成と最終的に得られる磁石組成とは実質的に一致する。

なお、表１、表２に記載していない元素では、Ｏ、Ｎ、Ｃの他、Ｈ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ等が検出される場合がある。Ｓｉは主にフェロボロン原料および合金溶解時のるつぼから混入する。Ｃａ、Ｌａ、Ｃｅは希土類の原料から混入する。また、Ｃｒは電解鉄から混入する可能性がある。

得られた微粉を磁界中で成形して成形体を作製した。このときの印加磁場は１２００ｋＡ／ｍの静磁界である。また、成形時の加圧力は９８ＭＰａとした。なお、磁界印加方向と加圧方向とを直交させるようにした。この時点での成型体の密度を測定したところ、全ての成型体の密度が４．１０〜４．２５Ｍｇ／ｍ^３の範囲内であった。

次に、前記成形体を焼結し、希土類焼結磁石基材（以下、単に基材ともいう）を得た。焼結条件は、組成等により最適条件が異なるが、１０４０〜１１００℃の範囲内で４時間保持とした。焼結雰囲気は真空中とした。このとき焼結密度は７．５１〜７．５５Ｍｇ／ｍ^３の範囲にあった。その後、Ａｒ雰囲気、大気圧中で、第一時効温度Ｔ１＝８５０℃で１時間の第二時効処理を行い、さらに、第二時効温度Ｔ２＝５２０℃で１時間の第二時効処理を行った。

その後、前記基材をバーチカルにより１４ｍｍ×１０ｍｍ×１１ｍｍに加工し、ＢＨトレーサーで磁気特性の評価を行った。なお、測定前に４０００ｋＡ／ｍのパルス磁場により着磁を行った。結果を表１、表２に記す。

残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力ＨｃＪは総合的に評価した。具体的には、表１、表２に記載した全実施例および比較例をＢｒ−ＨｃＪマップ（縦軸にＢｒ、横軸にＨｃＪをとったグラフ）にプロットした。Ｂｒ−ＨｃＪマップで右上側にある試料ほどＢｒおよびＨｃＪが良好である。表１、表２より作成したＢｒ−ＨｃＪマップが図１であり、図１の試料の多い箇所を拡大したＢｒ−ＨｃＪマップが図２である。表１、表２では、ＢｒおよびＨｃＪが良好な試料を○、良好でない試料を×とした。なお、図１、図２では、全ての実施例においてＢｒおよびＨｃＪが良好であることを明確にするため、ＢｒおよびＨｃＪが良好であり、ΔＢｒ、ΔＨｃＪ、耐食性、または角型比が良好ではない比較例（比較例１、３ａ、６、９）を記載していない。

本実施例では、角型比は９７％以上を良好としている。表１では、実施例２およびＺｒを実施例２から変化させている実施例２４ａ、２４〜２７および比較例８、９のみ角型比を記載している。これは、Ｚｒ量以外は角型比への影響が小さく、Ｚｒ量が実施例２と同量であるその他の試料の角型比は実施例２と同等程度に良好であるためである。

また、各試料に対し、耐食性試験を行った。耐食性試験は、飽和蒸気圧下におけるＰＣＴ試験（プレッシャークッカー試験：Ｐｒｅｓｓｕｒｅ Ｃｏｏｋｅｒ Ｔｅｓｔ）により実施した。具体的には、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を２気圧、１００％ＲＨの環境下に１０００時間おいて、試験前後での質量変化を測定した。質量変化が３ｍｇ／ｃｍ^２以下である場合に耐食性が良好であると判断とした。結果を表１、表２に記す。耐食性が良好な試料を○、耐食性が良好ではない試料を×とした。

（Ｔｂ拡散）
さらに、前記した工程で得られた焼結体を、磁化容易軸方向厚み４．２ｍｍに加工した。そして、エタノール１００質量％に対し硝酸３質量％とした硝酸とエタノールとの混合溶液に３分間浸漬させた後、エタノールに１分間浸漬する処理を２回行い、焼結体のエッチング処理とした。次いで、エッチング処理後の基材の全面に対し、ＴｂＨ_２粒子（平均粒径Ｄ５０＝１０．０μｍ）をエタノールに分散させたスラリーを、磁石の質量に対するＴｂの質量比が０．６質量％となるように塗布した。

前記スラリーを塗布後に大気圧でＡｒをフローしながら９３０℃、１８時間の拡散処理を実施し、続いて５２０℃、４時間の熱処理を施した。

前記熱処理後の基材の表面を各面あたり０．１ｍｍ削り落とした後に、ＢＨトレーサーで磁気特性の評価を行った。前記基材の厚みが薄いため、前記基材を３枚重ねして評価した。そして、拡散前からの変化幅を算出した。結果を表１、表２に記す。なお、実験例１では、Ｔｂ拡散による残留磁束密度の低下幅、すなわち、ΔＢｒの絶対値が１０ｍＴ以下である場合を良好とした。Ｔｂ拡散による保磁力の変化幅ΔＨｃＪはΔＨｃＪ≧６００ｋＡ／ｍを良好とした。

表１、表２、図１、図２より、全ての実施例はＴｂ拡散前の残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ＨｃＪおよび耐食性が良好であった。また、全ての実施例は角型比も良好であった。さらに、全ての実施例はＴｂ拡散による残留磁束密度Ｂｒの低下幅が小さく、保磁力ＨｃＪの増加幅が大きかった。これに対し、全ての比較例はＴｂ拡散前のＢｒおよびＨｃＪ、Ｔｂ拡散前の角型比、Ｔｂ拡散による残留磁束密度Ｂｒの低下幅、Ｔｂ拡散による保磁力ＨｃＪの増加幅、耐食性のいずれか一つ以上が良好ではなかった。

例えば、実施例２と比較例４とを比較したグラフが図３である。図３はＴｂ拡散前の磁気特性からＴｂ拡散後の磁気特性へと矢印を引いたグラフである。グラフより、実施例２は比較例４と比べてＴｂ拡散前の磁気特性がすぐれており、Ｔｂ拡散後の残留磁束密度Ｂｒの低下幅が小さく、保磁力ＨｃＪの増加幅が多いことが明確である。

（実験例２）
拡散条件を変化させて拡散試験を行った。実験例２のために、実施例の焼結体として基材Ａを、比較例の焼結体として基材ａ、ｂを作成した。各基材の組成を表３に記す。各基材の作成方法は実験例１と同様である。

表３より、基材Ａおよび基材ａはＴｂ拡散前の残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ＨｃＪおよび耐食性が良好であった。これに対し、基材ｂはＴｂ拡散前の残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力ＨｃＪが良好ではなかった。

さらに、基材Ａ、ａ、ｂに対してＴｂＨ_２粒子を含むスラリーを、磁石の質量に対するＴｂの質量比が０．３質量％となるように塗布し、拡散条件を変化させてＴｂ拡散を実施し、残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力ＨｃＪの変化を測定した結果が表４である。さらに、ＴｂＨ_２粒子を含むスラリーを、磁石の質量に対するＴｂの質量比が０．６質量％となるように塗布し、拡散条件を変化させてＴｂ拡散を実施した結果が表５である。

表４、表５より、スラリーの塗布量、拡散時間および拡散温度を変化させても、基材Ａを用いた実施例は基材ａ、基材ｂを用いた比較例と比べて、Ｔｂ拡散による残留磁束密度Ｂｒの低下幅が小さく、保磁力ＨｃＪの増加幅が大きかった。

（実験例３）
実施例２および比較例１について、第二時効温度Ｔ２を変化させて、基材の特性評価を行った。結果を表６、図４に記す。

表６、図４より、Ａｌ等の組成が本発明の範囲内である実施例２は、Ａｌの含有量が少なすぎる比較例１と比較して、第二時効温度Ｔ２の変化に対する特性変化（ＨｃＪ変化）が小さかった。

（実験例４）
実施例２および比較例１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に対して粒界拡散を行う際の拡散温度を変化させ、粒界拡散前後での残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力ＨｃＪの変化幅（ΔＢｒ、ΔＨｃＪ）を評価した。結果を表７、図５、図６に記す。

表７、図５、図６より、Ａｌ等の組成が本発明の範囲内である実施例２は、Ａｌの含有量が少なすぎる比較例１と比較して、拡散温度の変化に対するΔＢｒ、ΔＨｃＪの変化が小さかった。

Claims (5)

1. Ｒが希土類元素を表し、Ｔが希土類元素以外の金属元素を表し、Ｂがホウ素、または、ホウ素および炭素を表すＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、
   前記Ｔとして少なくともＦｅ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｇａ、Ｚｒを含有し、
   前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の総質量を１００質量％として、
   前記Ｒの含有量が２８．０〜３１．５質量％、
   前記Ｃｕの含有量が０．０４〜０．５０質量％、
   前記Ｍｎの含有量が０．０２〜０．１０質量％、
   前記Ａｌの含有量が０．１５〜０．３０質量％、
   前記Ｃｏの含有量が０．５０〜３．０質量％、
   前記Ｇａの含有量が０．０８〜０．３０質量％、
   前記Ｚｒの含有量が０．１０〜０．２５質量％、
   前記Ｂの含有量が０．８５〜１．０質量％であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
2. 前記Ｒとして含有する重希土類元素が実質的にＤｙのみである請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
3. 前記Ｒとして重希土類元素を実質的に含有しない請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
4. Ｇａ／Ａｌが質量比で０．６０以上、１．３０以下である請求項１〜３のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
5. 重希土類元素が請求項１〜４のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界に拡散されているＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。

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