JP2017212396A

JP2017212396A - Method of manufacturing rare earth magnet powder

Info

Publication number: JP2017212396A
Application number: JP2016106366A
Authority: JP
Inventors: 紀次佐久間; Noritsugu Sakuma; 加藤　晃; Akira Kato; 晃加藤; 正雄矢野; Masao Yano; 正朗伊東; Masao Ito
Original assignee: Toyota Motor Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp
Priority date: 2016-05-27
Filing date: 2016-05-27
Publication date: 2017-11-30
Anticipated expiration: 2036-05-27
Also published as: JP6520826B2

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a method of manufacturing rare earth magnet powder capable of stably obtaining rare earth magnet having excellent coercive force.SOLUTION: The manufacturing method includes the steps of: melting R-M alloy 50; diffusing Rin the melt of R-M alloy 50 into the magnetic powder 60 by bringing the magnetic powder 60 containing a transition metal element into contact with the R*1-M alloy 50 melt. Ris a rare-earth element, and M is a metal element that makes the melting point of R-M alloy 50 lower than the melting point of R. While stirring the melt 70, the magnetic powder 60 is brought into contact with the melt 70.SELECTED DRAWING: Figure 1

Description

本発明は、希土類磁石粉末の製造方法に関する。本発明は、特に、希土類焼結磁石又は希土類ボンド磁石の原材料粉末として用いる希土類磁石粉末の製造方法に関する。 The present invention relates to a method for producing a rare earth magnet powder. The present invention particularly relates to a method for producing a rare earth magnet powder used as a raw material powder of a rare earth sintered magnet or a rare earth bonded magnet.

希土類磁石は、希土類焼結磁石と希土類ボンド磁石に大別される。希土類焼結磁石は、希土類磁石粉末を焼結して得られ、希土類ボンド磁石は、希土類磁石粉末を樹脂等のバインダーと混ぜ合わせ、それを成形固化して得られる。以下、特に断りのない限り、「希土類磁石」は、希土類焼結磁石と希土類ボンド磁石の総称を意味する。 Rare earth magnets are roughly classified into rare earth sintered magnets and rare earth bonded magnets. The rare earth sintered magnet is obtained by sintering rare earth magnet powder, and the rare earth bonded magnet is obtained by mixing rare earth magnet powder with a binder such as resin and molding and solidifying it. Hereinafter, unless otherwise specified, the “rare earth magnet” means a general term for a rare earth sintered magnet and a rare earth bonded magnet.

希土類磁石は、ハードディスクやＭＲＩ（ＭａｇｎｅｔｉｃＲｅｓｏｎａｎｃｅＩｍａｇｉｎｇ）等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に用いられている。 Rare earth magnets are used not only for motors constituting hard disks, magnetic resonance imaging (MRI), and the like, but also for drive motors such as hybrid vehicles and electric vehicles.

これらのモータに用いる希土類磁石は、永久磁石として用いられることから、保磁力に優れることが好ましい。希土類磁石の保磁力を向上させるための取り組みとしては、いくつかの方法が挙げられる。 Since the rare earth magnets used in these motors are used as permanent magnets, it is preferable that they have excellent coercivity. There are several ways to improve the coercivity of rare earth magnets.

例えば、希土類磁石中の希土類元素の一部又は全部を、保磁力向上に優れた作用を及ぼす希土類元素にすることが挙げられる。そして、このような希土類元素としては、テリビウム（Ｔｂ）及びジスプロシウム（Ｄｙ）等の重希土類元素が挙げられる。 For example, a part or all of the rare earth element in the rare earth magnet may be changed to a rare earth element having an effect of improving the coercive force. Such rare earth elements include heavy rare earth elements such as terbium (Tb) and dysprosium (Dy).

しかし、このような重希土類元素は、重希土類元素以外の希土類元素と比較して高価であるため、重希土類元素の使用量を低減しても、希土類磁石の保磁力が低下しない方策が望まれている。また、近年では、希土類磁石に使用される代表的な希土類元素であるネオジム（Ｎｄ）も、価格が高騰している。そのため、希土類磁石中のネオジム（Ｎｄ）の一部又は全部を、セリウム（Ｃｅ）及び／又はランタン（Ｌａ）等で置換しても、希土類磁石の保磁力が低下しない方策が望まれている。重希土類元素の使用量を低減する、あるいは、ネオジムの一部又は全部を、セリウム（Ｃｅ）及び／又はランタン（Ｌａ）等で置換しても、保磁力が低下しない方策として、希土類磁石又は希土類磁石粉末に、さらに、希土類元素を拡散させることが挙げられる。 However, since such heavy rare earth elements are more expensive than rare earth elements other than heavy rare earth elements, it is desirable to take measures to prevent the coercivity of rare earth magnets from decreasing even if the amount of heavy rare earth elements used is reduced. ing. In recent years, the price of neodymium (Nd), which is a typical rare earth element used in rare earth magnets, has also increased. Therefore, there is a demand for a measure that does not lower the coercive force of the rare earth magnet even if part or all of neodymium (Nd) in the rare earth magnet is replaced with cerium (Ce) and / or lanthanum (La). In order to reduce the amount of heavy rare earth elements used or to replace part or all of neodymium with cerium (Ce) and / or lanthanum (La), etc. Further, rare earth elements may be diffused into the magnet powder.

その一例として、特許文献１には、主相とその主相を包囲する粒界相を有する希土類磁石であって、その主相が、Ｃｅ_２Ｆｅ_１４Ｂのコアと（Ｎｄ_０．５Ｃｅ_０．５）Ｆｅ_１４Ｂのシェルとを有する希土類磁石が開示されている。そして、特許文献１には、この希土類磁石の製造方法として、Ｃｅ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末の圧粉体又は焼結体と、Ｎｄ−Ｃｕ合金とを接触させ、このＣｅ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末中に、Ｎｄ−Ｃｕ合金の溶融液中のＮｄを拡散させる方法が開示されている。 As an example, Patent Document 1 discloses a rare earth magnet having a main phase and a grain boundary phase surrounding the main phase, and the main phase includes a core of Ce ₂ Fe ₁₄ B and (Nd _0.5 Ce _{0 .5} ) A rare earth magnet having an Fe ₁₄ B shell is disclosed. And in patent document 1, as a manufacturing method of this rare earth magnet, the green compact or sintered compact of Ce-Fe-B type rare earth magnet powder and Nd-Cu alloy are contacted, and this Ce-Fe-B Discloses a method of diffusing Nd in a melt of an Nd—Cu alloy in a rare earth magnet powder.

また、特許文献１には、Ｎｄ−Ｃｕ合金の溶融液に、Ｆｅ粉末又はＦｅ_３Ｎ粉末等を接触させて希土類磁石粉末を製造し、その希土類磁石粉末を用いて希土類磁石を製造する方法が開示されている。 Patent Document 1 discloses a method for producing a rare earth magnet powder by bringing an Fe powder or Fe ₃ N powder or the like into contact with a melt of an Nd—Cu alloy and producing the rare earth magnet using the rare earth magnet powder. It is disclosed.

国際公開第２０１４／１９６６０５号International Publication No. 2014/196605

特許文献１に開示された製造方法で得られた希土類磁石には、次のような課題があることを、本発明者らは見出した。 The present inventors have found that the rare earth magnet obtained by the manufacturing method disclosed in Patent Document 1 has the following problems.

すなわち、Ｎｄ−Ｃｕ合金の溶融液に、Ｃｅ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末の圧粉体又は焼結体を接触させて得られた希土類磁石のＭ−Ｈ曲線（磁化と磁場の関係を表した曲線）は角形性に劣り、保磁力の向上が充分ではない、という課題を本発明者らは見出した。 That is, the MH curve (representing the relationship between magnetization and magnetic field) of a rare earth magnet obtained by contacting a green compact or sintered body of Ce—Fe—B rare earth magnet powder with a melt of Nd—Cu alloy. The present inventors have found a problem that the curve) is inferior in squareness and the coercive force is not sufficiently improved.

また、Ｎｄ−Ｃｕ合金の溶融液に、Ｆｅ粉末又はＦｅ_３Ｎ粉末等を接触させて希土類磁石粉末を製造し、その粉末を用いて希土類磁石を製造すると、その保磁力の向上には、ばらつきがあることを見出した。 Further, when a rare earth magnet powder is produced by bringing an Fe powder or Fe ₃ N powder or the like into contact with a melt of Nd—Cu alloy, and the rare earth magnet is produced using the powder, there is a variation in the coercive force. Found that there is.

本発明は、上記課題を解決するためになされたものである。すなわち、本発明は、希土類磁石粉末を原材料として用いて希土類磁石を製造するに際し、優れた保磁力を有する希土類磁石を安定して得ることができる、希土類磁石粉末の製造方法を提供することを目的とする。 The present invention has been made to solve the above problems. That is, an object of the present invention is to provide a method for producing rare earth magnet powder, which can stably obtain a rare earth magnet having an excellent coercive force when producing a rare earth magnet using rare earth magnet powder as a raw material. And

本発明者らは、上記目的を達成すべく、鋭意検討を重ね、本発明を完成させた。その要旨は、次のとおりである。
〈１〉Ｒ^１−Ｍ合金を溶融すること、及び
前記Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液に、遷移金属元素を含有する磁性粉末を接触させて、前記Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液中のＲ^１を前記磁性粉末に拡散させること、
を含み、
前記Ｒ^１は、希土類元素であり、かつ、前記Ｍは、Ｒ^１−Ｍ合金の融点を前記Ｒ^１の融点よりも低くする金属元素であり、かつ
前記溶融液を撹拌しながら、前記溶融液に、前記磁性粉末を接触させる、
希土類磁石粉末の製造方法。 In order to achieve the above object, the present inventors have made extensive studies and completed the present invention. The summary is as follows.
<1> melting the R 1 ^-M alloy, and said to melt the R ¹ -M alloy, by contacting a magnetic powder containing a transition metal element, R the melt in the R ¹ -M alloy ¹ is diffused into the magnetic powder;
Including
The R ¹ is a rare earth element, and the M is a metal element that makes the melting point of the R ¹ -M alloy lower than the melting point of the R ^1. To contact the magnetic powder,
Method for producing rare earth magnet powder.

本発明によれば、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌しながら、この溶融液に、遷移金属元素を含有する磁性粉末を接触させることにより、磁性粉末に、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液中のＲ^１を均一に拡散させることができる。その結果、本発明によれば、優れた保磁力を有する希土類磁石を安定して得られる、希土類磁石粉末の製造方法を提供することができる。 According to the present invention, while stirring the melt of R 1 ^-M alloy, in this melt, by contacting a magnetic powder containing a transition metal element, the magnetic powder, the melt of R 1 ^-M alloy The inside R ¹ can be uniformly diffused. As a result, according to the present invention, it is possible to provide a method for producing a rare earth magnet powder that can stably obtain a rare earth magnet having an excellent coercive force.

本発明に係る希土類磁石の製造方法において、Ｒ^１−Ｍ溶液に、遷移金属元素を含有する磁性粉末を接触させる際、Ｒ^１−Ｍ合金を溶融して、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌する状態の一例を示す模式図である。In the method for producing a rare earth magnet according to the present invention, when the magnetic powder containing the transition metal element is brought into contact with the R ¹ -M solution, the R ¹ -M alloy is melted, and a molten liquid of the R ¹ -M alloy is obtained. It is a schematic diagram which shows an example of the state to stir. Ｒ^１−Ｍ合金と、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末とを混合したとき、Ｒ^１−Ｍ合金が溶融する前の状態を示す模式図である。And R ¹ -M ^alloy, when mixing the R 2 -Fe-B based rare earth magnet powder ^is a schematic view ^showing a state before ^R 1 -M alloy melts. 図２の状態で加熱して、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液に、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末を接触させるに際し、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌して得られた希土類磁石粉末の状態を示す模式図である。By heating in the state of FIG. 2, the melt of R 1 ^-M alloy, upon contacting the R 2 ^-Fe-B based rare earth magnet powder, obtained by stirring the melt of R 1 ^-M alloy rare earth It is a schematic diagram which shows the state of magnet powder. 図２の状態で加熱して、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液に、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末を接触させるに際し、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌せずに得られた希土類磁石粉末の状態を示す模式図である。By heating in the state of FIG. 2, the melt of R 1 ^-M alloy, upon contacting the R 2 ^-Fe-B based rare earth magnet powder, obtained without stirring the melt of R 1 ^-M alloy It is a schematic diagram which shows the state of rare earth magnet powder. Ｒ^１−Ｍ合金と、Ｆｅ粉末とを混合したとき、Ｒ^１−Ｍ合金が溶融する前の状態を示す模式図である。When mixed with R 1 ^-M alloy, a Fe powder, a schematic view showing a state before R 1 ^-M alloy melts. 図５の状態で加熱して、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌しながら、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液に、Ｆｅ粉末を接触させて、非常に少ないＲ^１をＦｅ粉末に拡散して得られた希土類磁石粉末の状態を示す模式図である。By heating in the state of FIG. 5, while stirring the melt of R 1 ^-M alloy, a melt of R 1 ^-M alloy, by contacting the Fe powder, diffuses very little R ¹ to Fe powder It is a schematic diagram which shows the state of the rare earth magnet powder obtained in this way. 図５の状態で加熱して、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌しながら、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液に、Ｆｅ粉末を接触させて、少ないＲ^１をＦｅ粉末に拡散して得られた希土類磁石粉末の状態を示す模式図である。By heating in the state of FIG. 5, while stirring the melt of R 1 ^-M alloy, a melt of R 1 ^-M alloy, by contacting the Fe powder, a small R ¹ diffuse into Fe powder obtained It is a schematic diagram which shows the state of the obtained rare earth magnet powder. 図５の状態で加熱して、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌しながら、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液に、Ｆｅ粉末を接触させて、多くのＲ^１をＦｅ粉末に拡散して得られた希土類磁石粉末の状態を示す模式図である。By heating in the state of FIG. 5, while stirring the melt of R 1 ^-M alloy, a melt of R 1 ^-M alloy, by contacting the Fe powder, the number of R ¹ to diffuse into Fe powder It is a schematic diagram which shows the state of the obtained rare earth magnet powder. 図５の状態で加熱して、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌しながら、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液に、Ｆｅ粉末を接触させて、非常に多くのＲ^１をＦｅ粉末に拡散して得られた希土類磁石粉末の状態を示す模式図である。By heating in the state of FIG. 5, while stirring the melt of R 1 ^-M alloy, diffusion into the melt of R 1 ^-M alloy, by contacting the Fe powder, so many R ¹ to Fe powder It is a schematic diagram which shows the state of the rare earth magnet powder obtained in this way. 図５の状態で加熱して、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌せずに、Ｆｅ粉末を接触させ、非常に多くのＲ^１を拡散して得られた希土類磁石粉末の状態を示す模式図である。FIG. 5 is a schematic view showing the state of the rare earth magnet powder obtained by heating in the state of FIG. 5 and contacting the Fe powder without stirring the melt of the R ¹ -M alloy and diffusing a large amount of R ^1. FIG. 実施例１と比較例１の試料について、Ｍ−Ｈ曲線を示すグラフである。It is a graph which shows a MH curve about the sample of Example 1 and Comparative Example 1.

以下、本発明に係る希土類磁石粉末の製造方法の実施形態を詳細に説明する。なお、以下に示す実施形態は、本発明を限定するものではない。 Hereinafter, embodiments of a method for producing a rare earth magnet powder according to the present invention will be described in detail. In addition, embodiment shown below does not limit this invention.

本発明者らは、遷移金属元素を含有する磁性粉末に、均一に希土類元素を拡散させ、その磁性粉末を用いて希土類磁石を製造すると、その希土類磁石の保磁力は向上し、かつ、その保磁力向上効果のばらつきを低減できる、という知見を得た。 When the present inventors uniformly diffuse a rare earth element in a magnetic powder containing a transition metal element and produce a rare earth magnet using the magnetic powder, the coercive force of the rare earth magnet is improved and the coercive force thereof is increased. The knowledge that the variation in the magnetic force improvement effect can be reduced was obtained.

また、本発明者らは、磁性粉末に、均一に希土類元素を拡散させるには、Ｒ^１−Ｍ溶液に、遷移金属元素を含有する磁性粉末を接触させる際、Ｒ^１−Ｍ溶液を撹拌することがよい、という知見を得た。 Further, the present inventors have found that the magnetic powder, in order to uniformly diffuse the rare earth element, the R 1 ^-M solution, when contacting a magnetic powder containing a transition metal element, is stirred for R 1 ^-M solution The knowledge that it was good was obtained.

これらの知見に基づく、本発明に係る希土類磁石粉末の製造方法の構成を、次に説明する。 Next, the structure of the method for producing rare earth magnet powder according to the present invention based on these findings will be described.

（Ｒ^１−Ｍ合金の溶融工程）
Ｒ^１−Ｍ合金を溶融する。Ｒ^１は、希土類元素であり、かつ、ＭはＲ^１−Ｍ合金の融点をＲ^１の融点よりも低くする金属元素である。 (Melting step of ^R 1 -M alloy)
The R ¹ -M alloy is melted. R ¹ is a rare earth element, and M is a metal element that makes the melting point of the R ¹ -M alloy lower than the melting point of R ¹ .

希土類元素は、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、プロメチウム（Ｐｍ）、サマリウム（Ｓｍ）、ユウロビウム（Ｅｕ）、ガドリニウム（Ｇｄ）、テルビウム（Ｔｂ）、ジスプロシウム（Ｄｙ）、ホルミウム（Ｈｏ）、エルビウム（Ｅｒ）、ツリウム（Ｔｍ）、イッテルビウム（Ｙｂ）、及びルテチウム（Ｌｕ）の１７元素である。 The rare earth elements are scandium (Sc), yttrium (Y), lanthanum (La), cerium (Ce), praseodymium (Pr), neodymium (Nd), promethium (Pm), samarium (Sm), eurobium (Eu), gadolinium. 17 elements of (Gd), terbium (Tb), dysprosium (Dy), holmium (Ho), erbium (Er), thulium (Tm), ytterbium (Yb), and lutetium (Lu).

Ｒ^１−Ｍ合金は、Ｒ^１として、これらの希土類元素から１種以上を選択し、Ｍとして、Ｒ^１−Ｍ合金の融点をＲ^１の融点よりも低くする金属元素から１種以上を選択した合金である。 In the R ¹ -M alloy, as R ¹ , one or more kinds are selected from these rare earth elements, and as M, one or more kinds are selected from metal elements that make the melting point of the R ¹ -M alloy lower than the melting point of R ^1. Alloy.

Ｒ^１とＭは、前述した融点の関係を満たせば、Ｒ^１とＭに特に制限はないが、Ｒ^１としては、ネオジム（Ｎｄ）、プラセオジム（Ｐｒ）、及びサマリウム（Ｓｍ）から１種以上を選択することが好ましい。ネオジム（Ｎｄ）、プラセオジム（Ｐｒ）、及びサマリウム（Ｓｍ）は、ジスプロシウム（Ｄｙ）及びテルビウム（Ｔｂ）等の重希土類元素と比べて高価ではなく、ランタン（Ｌａ）及びセリウム（Ｃｅ）よりも、磁気特性向上効果が高い。Ｍとしては、Ｃｕ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ａｇ、Ｇａ、及びＦｅ等の遷移金属元素又は典型金属元素から１種を選択することが好ましい。これらの元素は、希土類磁石中に残留しても、磁気特性に悪影響を与えることが少ない。また、Ｍを１種とすることで、希土類磁石中に、有害な金属間化合物が残留することを低減できる。 R ¹ and M are satisfy a relationship of melting point described above is not particularly limited to ^{R 1} and M, as the ^{R 1,} neodymium (Nd), praseodymium (Pr), and one or more of samarium (Sm) Is preferably selected. Neodymium (Nd), praseodymium (Pr), and samarium (Sm) are less expensive than heavy rare earth elements such as dysprosium (Dy) and terbium (Tb), and are more expensive than lanthanum (La) and cerium (Ce). High magnetic property improvement effect. M is preferably selected from transition metal elements or typical metal elements such as Cu, Au, Mn, In, Zn, Al, Ag, Ga, and Fe. Even if these elements remain in the rare earth magnet, they hardly affect the magnetic properties. Further, by making M one type, it is possible to reduce the presence of harmful intermetallic compounds in the rare earth magnet.

Ｒ^１−Ｍ合金としては、Ｎｄ−Ｃｕ合金（共晶点５２０℃）、Ｐｒ−Ｃｕ合金（共晶点４８０℃）、Ｎｄ−Ａｌ合金（共晶点６５０℃）、Ｐｒ−Ａｌ合金（共晶点６５０℃）、Ｓｍ−Ｃｕ合金、Ｓｍ−Ｆｅ合金、Ｎｄ−Ｐｒ−Ｃｕ合金、及びＮｄ−Ｐｒ−Ａｌ合金等を挙げることができる。 Examples of the R ¹ -M alloy include Nd—Cu alloy (eutectic point 520 ° C.), Pr—Cu alloy (eutectic point 480 ° C.), Nd—Al alloy (eutectic point 650 ° C.), Pr—Al alloy (eutectic point). Crystal point 650 ° C.), Sm—Cu alloy, Sm—Fe alloy, Nd—Pr—Cu alloy, Nd—Pr—Al alloy, and the like.

後述するように、Ｒ^１−Ｍ合金を溶融して、その溶融液に、遷移金属元素を含有する磁性粉末を接触させる。その際、磁性粉末が過熱されることによって、磁性粉末が変質することを回避するため、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液は５００〜９００℃であることが好ましく、５００〜８００℃であることがより好ましく、５００〜７００℃であることがより一層好ましい。 As will be described later, the R ¹ -M alloy is melted, and a magnetic powder containing a transition metal element is brought into contact with the melt. At that time, in order to avoid the magnetic powder from being deteriorated by heating the magnetic powder, the melt of the R ¹ -M alloy is preferably 500 to 900 ° C., and preferably 500 to 800 ° C. More preferably, it is more preferable that it is 500-700 degreeC.

Ｒ^１−Ｍ合金が上述の温度範囲で溶融状態になるように、Ｒ^１−Ｍ合金の組成を調整する。すなわち、Ｒ^１−Ｍ合金は低融点合金であることが好ましい。例えば、Ｎｄ−Ｃｕ合金の場合、Ｎｄは、４０モル％以上、５０モル％以上、又は５５モル％以上であってよく、９０モル％以下、８０モル％以下、又は７５モル％以下であってよい。Ｎｄ−Ｆｅ合金の場合、Ｎｄは、６０モル％以上又は６５モル％以上であってよく、８０モル％以下又は７５モル％以下であってよい。Ｓｍ−Ｃｕ合金の場合、Ｓｍは、４０モル％以上、５０モル％以上、又は５５モル％以上であってよく、９０モル％以下、８０モル％以下、又は７５モル％以下であってよい。Ｐｒ−Ｃｕ合金の場合、Ｐｒは、４０モル％以上、５０モル％以上、又は５５モル％以上であってよく、９０モル％以下、８０モル％以下、又は７５モル％以下であってよい。 R 1 ^-M alloy so that the molten state at the above temperature range, adjusting the composition of R 1 ^-M alloy. That is, the R ¹ -M alloy is preferably a low melting point alloy. For example, in the case of an Nd—Cu alloy, Nd may be 40 mol% or more, 50 mol% or more, or 55 mol% or more, 90 mol% or less, 80 mol% or less, or 75 mol% or less. Good. In the case of Nd—Fe alloy, Nd may be 60 mol% or more or 65 mol% or more, and may be 80 mol% or less or 75 mol% or less. In the case of Sm-Cu alloy, Sm may be 40 mol% or more, 50 mol% or more, or 55 mol% or more, and may be 90 mol% or less, 80 mol% or less, or 75 mol% or less. In the case of a Pr—Cu alloy, Pr may be 40 mol% or more, 50 mol% or more, or 55 mol% or more, and may be 90 mol% or less, 80 mol% or less, or 75 mol% or less.

Ｒ^１−Ｍ合金の溶融方法は特に限定されない。Ｒ^１−Ｍ合金を溶融する前から、Ｒ^１−Ｍ合金に、遷移金属元素を含有する磁性粉末（以下、単に「磁性粉末」ということがある。）を接触させておき、Ｒ^１−Ｍ合金と磁性粉末を同時に加熱し、Ｒ^１−Ｍ合金を溶融してもよい。あるいは、Ｒ^１−Ｍ合金を溶融した後で、そのＲ^１−Ｍ合金溶融液に、磁性粉末を接触させてもよい。Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液に、磁性粉末を接触させる工程については、次に詳述する。 The melting method of the R ¹ -M alloy is not particularly limited. Before melting the R 1 ^-M alloy, the R 1 ^-M alloy, magnetic powder containing a transition metal element (hereinafter, simply referred to as "magnetic powder".) Left in contact with, R ¹ -M The alloy and the magnetic powder may be heated at the same time to melt the R ¹ -M alloy. Alternatively, after melting the R 1 ^-M alloy, its R ¹ -M alloy melt, may be contacted with the magnetic powder. The step of bringing the magnetic powder into contact with the melt of the R ¹ -M alloy will be described in detail below.

（Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液に磁性粉末を接触させる工程）
Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液に、遷移金属元素を含有する磁性粉末を接触させる。その際、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌しながら、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液に、遷移金属元素を含有する磁性粉末を接触させる。 (Step of bringing magnetic powder into contact with melt of R ¹ -M alloy)
A magnetic powder containing a transition metal element is brought into contact with the melt of the R ¹ -M alloy. At that time, while stirring the melt of R 1 ^-M alloy, a melt of R 1 ^-M alloy, contacting the magnetic powder containing a transition metal element.

図１は、本発明に係る希土類磁石の製造方法において、Ｒ^１−Ｍ溶液に、遷移金属元素を含有する磁性粉末を接触させる際、Ｒ^１−Ｍ合金を溶融して、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌する状態の一例を示す模式図である。図１（ａ）は、Ｒ^１−Ｍ合金が溶融する前の状態を示す図であり、図１（ｂ）は、Ｒ^１−Ｍ合金が溶融した後の状態を示す図である。 FIG. 1 shows a method for producing a rare earth magnet according to the present invention, in which when a magnetic powder containing a transition metal element is brought into contact with an R ¹ -M solution, the R ¹ -M alloy is melted to obtain an R ¹ -M alloy. It is a schematic diagram which shows an example of the state which stirs the melt. 1 (a) is a diagram showing a state before the R 1 ^-M alloy melts, FIG. 1 (b), R 1 ^-M alloy is a view showing a state after melting.

撹拌ドラム１０は、材料格納部２０と回転軸３０を有する。材料格納部２０は、筒状になっている。材料格納部２０の一端は、底板２２で塞がれている。材料格納部２０は、底板２２の反対側に開口部２４を有する。底板２２には回転軸３０が連結されている。回転軸３０の底板２２の反対側には、回転手段（図示しない）が連結されている。回転手段としては、例えば、電動機等が挙げられる。回転手段によって、回転軸３０を介して材料格納部２０を回転する。 The stirring drum 10 has a material storage unit 20 and a rotating shaft 30. The material storage unit 20 has a cylindrical shape. One end of the material storage unit 20 is closed with a bottom plate 22. The material storage unit 20 has an opening 24 on the opposite side of the bottom plate 22. A rotating shaft 30 is connected to the bottom plate 22. A rotating means (not shown) is connected to the opposite side of the bottom plate 22 of the rotating shaft 30. Examples of the rotating means include an electric motor. The material storage unit 20 is rotated through the rotation shaft 30 by the rotating means.

材料格納部２０に、Ｒ^１−Ｍ合金５０と、遷移金属元素を含有する磁性粉末６０を装入する。Ｒ^１−Ｍ合金５０は、粉末状にしておくことが好ましい。このようにすることで、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融する前から、Ｒ^１−Ｍ合金５０と、遷移金属元素を含有する磁性粉末６０がよく混合し、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融したとき、磁性粉末に、Ｒ^１が均一に拡散しやすい。図１（ａ）に示したように、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融する前から、材料格納部２０を回転させておいてもよい。このようにすることで、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融する前から、Ｒ^１−Ｍ合金５０と、遷移金属元素を含有する磁性粉末６０が一層よく混合し、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融したとき、磁性粉末に、Ｒ^１がより均一に拡散しやすい。 The material storage unit 20 is charged with the R ¹ -M alloy 50 and the magnetic powder 60 containing a transition metal element. The R ¹ -M alloy 50 is preferably powdered. By doing in this way, before the R ¹ -M alloy 50 melts, the R ¹ -M alloy 50 and the magnetic powder 60 containing the transition metal element are well mixed, and the R ¹ -M alloy 50 is melted. Sometimes, R ¹ tends to diffuse uniformly into the magnetic powder. As shown in FIG. 1A, the material storage unit 20 may be rotated before the R ¹ -M alloy 50 is melted. By doing so, before the R ¹ -M alloy 50 is melted, the R ¹ -M alloy 50 and the magnetic powder 60 containing the transition metal element are further mixed, and the R ¹ -M alloy 50 is melted. When this is done, R ¹ tends to diffuse more uniformly into the magnetic powder.

材料格納部２０に、Ｒ^１−Ｍ合金５０と磁性粉末６０を装入した後、材料格納部２０を加熱してＲ^１−Ｍ合金の溶融液７０を得て、溶融液７０に磁性粉末６０を接触させる。その際、図１（ｂ）に示したように、材料格納部２０を回転して、溶融液７０を撹拌する。材料格納部２０の回転は、回転手段（図示しない）によって、回転軸３０を介して行う。 After the R ¹ -M alloy 50 and the magnetic powder 60 are charged into the material storage unit 20, the material storage unit 20 is heated to obtain a melt solution 70 of the R ¹ -M alloy. Contact. At that time, as shown in FIG. 1B, the material storage unit 20 is rotated to stir the melt 70. The material storage unit 20 is rotated through a rotating shaft 30 by a rotating means (not shown).

材料格納部２０の回転速度については、回転速度が速すぎると、溶融液７０中の磁性粉末６０が材料格納部２０の内壁に押し付けられることにより、撹拌効果が低下し、一方、回転速度が遅すぎると、溶融液７０中で磁性粉末６０が沈降して、撹拌効果が低下する。したがって、溶融液７０中の磁性粉末６０に作用する重力の大きさが、溶融液７０中の磁性粉末６０に作用する遠心力よりも大きくなるように、材料格納部２０の回転速度を適宜決定すればよい。このようにすることで、溶融液７０中で、磁性粉末６０が効率よく移動できる。 Regarding the rotational speed of the material storage unit 20, if the rotational speed is too high, the magnetic powder 60 in the melt 70 is pressed against the inner wall of the material storage unit 20, thereby reducing the stirring effect, while slowing down the rotational speed. If too much, the magnetic powder 60 will settle in the melt 70, and the stirring effect will fall. Therefore, the rotational speed of the material storage unit 20 is appropriately determined so that the magnitude of gravity acting on the magnetic powder 60 in the melt 70 is larger than the centrifugal force acting on the magnetic powder 60 in the melt 70. That's fine. By doing in this way, the magnetic powder 60 can move efficiently in the melt 70.

Ｒ^１−Ｍ合金５０を溶融することができ、かつ、溶融液７０を溶融状態で保持することができれば、材料格納部２０の加熱方法は、特に限定されない。例えば、材料格納部２０の外周部に、誘導加熱コイル（図示しない）又は電熱コイル（図示しない）を配置して、誘導加熱又は電熱加熱することが挙げられる。 As long as the R ¹ -M alloy 50 can be melted and the melt 70 can be held in a molten state, the heating method of the material storage unit 20 is not particularly limited. For example, an induction heating coil (not shown) or an electric heating coil (not shown) may be arranged on the outer periphery of the material storage unit 20 to perform induction heating or electric heating.

図１（ｂ）に示した実施形態では、撹拌効率を向上させるため、材料格納部２０を鉛直方向に対して傾けて、材料格納部２０を回転しているが、これに限られない。例えば、材料格納部２０を水平にして、これを回転してもよい。 In the embodiment shown in FIG. 1B, in order to improve the stirring efficiency, the material storage unit 20 is rotated while the material storage unit 20 is tilted with respect to the vertical direction. For example, the material storage unit 20 may be leveled and rotated.

また、図１（ｂ）に示した実施形態では、材料格納部２０を回転することによって、溶融液７０を撹拌するが、これに限られない。例えば、溶融液７０の中に、撹拌子（回転子）を挿入して、溶融液７０を撹拌してもよい。 Moreover, in embodiment shown in FIG.1 (b), although the melt 70 is stirred by rotating the material storage part 20, it is not restricted to this. For example, the melt 70 may be stirred by inserting a stirrer (rotor) into the melt 70.

図１（ａ）及び図１（ｂ）に示した実施形態では、材料格納部２０に、Ｒ^１−Ｍ合金５０と磁性粉末６０を装入した後、Ｒ^１−Ｍ合金５０を加熱して溶融液７０を得ているが、これに限られない。例えば、材料格納部２０に、磁性粉末６０を装入した後、材料格納部２０以外でＲ^１−Ｍ合金５０を溶融して、その溶融液７０を材料格納部２０に装入してもよい。溶融液７０を材料格納部２０に装入開始したときから、あるいは、溶融液７０を材料格納部２０に装入完了した直後から、溶融液７０を撹拌することは言うまでもない。 In the embodiment shown in FIGS. 1A and 1B, after the R ¹ -M alloy 50 and the magnetic powder 60 are inserted into the material storage unit 20, the R ¹ -M alloy 50 is heated. Although the melt 70 is obtained, it is not restricted to this. For example, after the magnetic powder 60 is charged into the material storage unit 20, the R ¹ -M alloy 50 may be melted outside the material storage unit 20, and the melt 70 may be charged into the material storage unit 20. . Needless to say, the melt 70 is agitated from the start of charging the melt 70 into the material storage unit 20 or immediately after the charging of the melt 70 into the material storage unit 20 is completed.

次に、溶融液７０を撹拌しながら、溶融液７０に磁性粉末６０を接触させる効果について、磁性粉末６０がＲ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０である場合と、磁性粉末６０がＦｅ粉末９０である場合とに分けて、図面を用いて説明する。 Next, regarding the effect of bringing the magnetic powder 60 into contact with the molten liquid 70 while stirring the molten liquid 70, the magnetic powder 60 is the R ² —Fe—B rare earth magnet powder 80, and the magnetic powder 60 is the Fe powder. The description will be made with reference to the drawings separately for the case of 90.

図２は、Ｒ^１−Ｍ合金５０と、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０とを混合したとき、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融する前の状態を示す模式図である。図３は、図２の状態で加熱して、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液に、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０を接触させるに際し、Ｒ^１−Ｍ合金５０を撹拌して得られた希土類磁石粉末８１の状態を示す模式図である。図４は、図２の状態で加熱して、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液に、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０を接触させるに際し、Ｒ^１−Ｍ合金５０を撹拌せずに得られた希土類磁石粉末１８１の状態を示す模式図である。なお、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０のＲ^２は希土類元素を示す。Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０については、後ほど詳述する。 FIG. 2 is a schematic diagram showing a state before the R ¹ -M alloy 50 is melted when the R ¹ -M alloy 50 and the R ² -Fe-B rare earth magnet powder 80 are mixed. FIG. 3 shows a state in which the R ¹ -M alloy 50 is stirred when the R ² -Fe-B rare earth magnet powder 80 is brought into contact with the melt of the R ¹ -M alloy 50 by heating in the state of FIG. It is a schematic diagram which shows the state of the obtained rare earth magnet powder 81. FIG. FIG. 4 shows a state in which the R ¹ -M alloy 50 is not stirred when the R ² -Fe-B rare earth magnet powder 80 is brought into contact with the melt of the R ¹ -M alloy 50 by heating in the state of FIG. It is a schematic diagram which shows the state of the rare earth magnet powder 181 obtained. ^{Incidentally,} ^{R 2} of R 2 -Fe-B based rare earth magnet powder 80 denotes a rare earth element. The R ² —Fe—B rare earth magnet powder 80 will be described in detail later.

図２に示したように、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融する前のＲ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０は、通常のＲ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石と同様の組織を有する。すなわち、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０は、主相であるＲ^２−Ｆｅ−Ｂ相８２と、粒界相であるＲ^２リッチ相８４を有する。Ｒ^２リッチ相８４は、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ相８２を包囲している。 As shown in FIG. 2, the R ² —Fe—B rare earth magnet powder 80 before the R ¹ —M alloy 50 is melted has the same structure as that of a normal R ² —Fe—B rare earth magnet. That is, the R ² —Fe—B rare earth magnet powder 80 has an R ² —Fe—B phase 82 that is a main phase and an R ² rich phase 84 that is a grain boundary phase. The R ² rich phase 84 surrounds the R ² —Fe—B phase 82.

Ｒ^１−Ｍ合金５０とＲ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０とを加熱する前は、Ｒ^１−Ｍ合金５０とＲ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０（磁性粉末６０）のいずれも、固相である（図１（ａ）、参照）。これらを加熱して、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融すると、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液（図１（ｂ）の溶融液７０、参照）中のＲ^１が、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０に拡散する。 Prior to heating the R ¹ -M alloy 50 and ^R 2 -Fe-B based rare earth magnet powder ^80, either ^R 1 -M alloy 50 and ^R 2 -Fe-B based rare earth magnet powder 80 (magnetic powder 60) Is also a solid phase (see FIG. 1 (a)). By heating ^them, when ^R 1 -M alloy 50 is ^melted, the melt of ^R 1 -M alloy 50 is ^{R 1} in (melt 70, see in FIG. 1 (b)) ^in, R 2 -Fe-B It diffuses into the system rare earth magnet powder 80.

Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液中のＲ^１が、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０に拡散すると、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０は、図３に示したように、（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８１になる。（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８１は、コア／シェル相８３と（Ｒ^１，Ｒ^２）リッチ相８５を有する。（Ｒ^１，Ｒ^２）リッチ相８５は、コア／シェル相８３を包囲している。コア／シェル相８３は、コアであるＲ^２−Ｆｅ−Ｂ相８３ａとシェルである（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ相８３ｂを有する。 ^{R 1} in the melt of R ¹ -M alloy ^50, when dispersed in R 2 -Fe-B based rare earth magnet powder ^80, R 2 -Fe-B based rare earth magnet powder 80, as shown in FIG. 3 , (R ¹ , R ² ) —Fe—B rare earth magnet powder 81. The (R ¹ , R ² ) —Fe—B rare earth magnet powder 81 has a core / shell phase 83 and a (R ¹ , R ² ) rich phase 85. The (R ¹ , R ² ) rich phase 85 surrounds the core / shell phase 83. The core / shell phase 83 has an R ² —Fe—B phase 83 a that is a core and an (R ¹ , R ² ) —Fe—B phase 83 b that is a shell.

図３における、コア／シェル相８３及び（Ｒ^１，Ｒ^２）リッチ相８５は、それぞれ、図２における、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ相８２及びＲ^２リッチ相８４に由来する。図２において、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融すると、Ｒ^１が、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０に拡散する。そのとき、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ相８２では、その表層部にＲ^１が拡散して、シェルとして（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ相８３ｂを形成する。一方、Ｒ^１が拡散しなかった部分は、コアとしてＲ^２−Ｆｅ−Ｂ相８３ａが残存する。したがって、図３のＲ^２−Ｆｅ−Ｂ相８３ａは、図２のＲ^２−Ｆｅ−Ｂ相８２よりも小さい。また、図２において、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融して、Ｒ^１がＲ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０に拡散すると、Ｒ^２リッチ相８４にＲ^１が拡散して、（Ｒ^１，Ｒ^２）リッチ相８５を形成する。 The core / shell phase 83 and the (R ¹ , R ² ) rich phase 85 in FIG. 3 are derived from the R ² —Fe—B phase 82 and the R ² rich phase 84 in FIG. 2, respectively. In FIG. 2, when the R ¹ -M alloy 50 is melted, R ¹ diffuses into the R ² —Fe—B rare earth magnet powder 80. At that time, in the R ² —Fe—B phase 82, R ¹ diffuses in the surface layer portion to form a (R ¹ , R ² ) —Fe—B phase 83 b as a shell. On the other hand, in the portion where R ¹ has not diffused, the R ² —Fe—B phase 83a remains as a core. Therefore, the R ² —Fe—B phase 83a in FIG. 3 is smaller than the R ² —Fe—B phase 82 in FIG. In FIG. 2, when the R ¹ -M alloy 50 is melted and R ¹ diffuses into the R ² —Fe—B rare earth magnet powder 80, R ¹ diffuses into the R ² rich phase 84 and (R ¹ , R ² ) rich phase 85 is formed.

図３に示したように、（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８１において、その１つの粒子内で、（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ相８３ｂそれぞれのシェル厚さは同程度である。そして、（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８１の粒子それぞれについても、（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ相８３それぞれのシェル厚さは同程度である。このようにシェルが形成されているため、図３のＲ^２−Ｆｅ−Ｂ相８３ａそれぞれのコアサイズは、同程度である。これは、図１（ｂ）に示したように、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液７０を撹拌しながら、溶融液７０に、磁性粉末６０（Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０）を接触させたことにより、磁性粉末６０に、Ｒ^１が均一に拡散したためである。 As shown in FIG. 3, in the (R ¹ , R ² ) -Fe—B rare earth magnet powder 81, the shell thickness of each of the (R ¹ , R ² ) —Fe—B phase 83 b within the one particle. The same level. ^Then, the ^(R 1, R 2) each particle of -Fe-B based rare earth magnet powder 81 is ^also, ^(R 1, R 2) -Fe-B phase 83 each shell thickness is comparable. Since the shell is thus formed, the core sizes of the R ² —Fe—B phase 83a in FIG. 3 are approximately the same. As shown in FIG. 1B, the magnetic powder 60 (R ² —Fe—B rare earth magnet powder 80) is added to the molten liquid 70 while stirring the molten liquid 70 of the R ¹ -M alloy 50. This is because R ¹ was uniformly diffused in the magnetic powder 60 by contacting the particles.

図３に示したような組織が得られることにより、図３の（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８１は、優れた保磁力を有する。そして、（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８１を用いて製造した希土類磁石も、優れた保磁力を有する。 3 is obtained, the (R ¹ , R ² ) —Fe—B rare earth magnet powder 81 of FIG. 3 has an excellent coercive force. And the rare earth magnet manufactured using the (R < ¹ >, R < ² >)-Fe-B type rare earth magnet powder 81 also has the outstanding coercive force.

一方、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液７０を撹拌せずに、溶融液７０に、磁性粉末６０（Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０）を接触させると、磁性粉末６０に、Ｒ^１が均一に拡散しない。それにより、図４に示したような、（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末１８１が得られる。図４の（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末１８１は、図３の（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８１に相当する。図４における、コア／シェル相１８３及び（Ｒ^１，Ｒ^２）リッチ相１８５は、それぞれ、図３における、コア／シェル相８３及び（Ｒ^１，Ｒ^２）リッチ相８５に相当する。また、コアについては、図４のＲ^２−Ｆｅ−Ｂ相１８３ａは、図３のＲ^２−Ｆｅ−Ｂ相８３ａに相当する。そして、シェルについては、図４の（Ｒ^１、Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ相１８３ｂは、図３の（Ｒ^１、Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ相８３ｂに相当する。 On the other hand, when the magnetic powder 60 (R ² —Fe—B rare earth magnet powder 80) is brought into contact with the melt 70 without stirring the melt 70 of the R ¹ -M alloy 50, ¹ does not diffuse uniformly. Thereby, the (R ¹ , R ² ) —Fe—B rare earth magnet powder 181 as shown in FIG. 4 is obtained. The (R ¹ , R ² ) —Fe—B rare earth magnet powder 181 in FIG. 4 corresponds to the (R ¹ , R ² ) —Fe—B rare earth magnet powder 81 in FIG. 3. The core / shell phase 183 and the (R ¹ , R ² ) rich phase 185 in FIG. 4 correspond to the core / shell phase 83 and the (R ¹ , R ² ) rich phase 85 in FIG. 3, respectively. For the core, the R ² —Fe—B phase 183a in FIG. 4 corresponds to the R ² —Fe—B phase 83a in FIG. For the shell, the (R ¹ , R ² ) —Fe—B phase 183 b in FIG. 4 corresponds to the (R ¹ , R ² ) —Fe—B phase 83 b in FIG. 3.

図４に示したように、（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末１８１において、その１つの粒子内で、（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ相１８３ｂそれぞれのシェル厚さは著しく異なる。そして、（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末１８１の粒子それぞれについても、（Ｒ^１、Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ相１８３ｂそれぞれのシェル厚さは著しく異なる。このように、それぞれのシェルの厚さが著しく異なるため、図４のＲ^２−Ｆｅ−Ｂ相１８３ａそれぞれのコアサイズも著しく異なる。これは、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液７０を撹拌せずに、溶融液７０に、磁性粉末６０（Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末８０）を接触させることによって、磁性粉末６０に、Ｒ^１が均一に拡散しないためである。 As shown in FIG. 4, in the (R ¹ , R ² ) —Fe—B rare earth magnet powder 181, the shell thickness of each of the (R ¹ , R ² ) —Fe—B phase 183 b in one particle. It is very different. ^Then, different ^(R 1, R 2) for each particle of -Fe-B based rare earth magnet powder 181 ^also, ^(R 1, R 2) -Fe-B phase 183b each shell thickness significantly. Thus, since the thicknesses of the respective shells are significantly different, the core sizes of the R ² —Fe—B phases 183a in FIG. 4 are also significantly different. This is because the magnetic powder 60 (R ² —Fe—B rare earth magnet powder 80) is brought into contact with the melt 70 without stirring the melt 70 of the R ¹ -M alloy 50. This is because R ¹ does not diffuse uniformly.

次に、溶融液７０を撹拌しながら、磁性粉末６０を接触させる効果に関し、磁性粉末６０がＦｅ粉末９０である場合について説明する。 Next, the case where the magnetic powder 60 is the Fe powder 90 will be described with respect to the effect of contacting the magnetic powder 60 while stirring the melt 70.

図５は、Ｒ^１−Ｍ合金５０と、Ｆｅ粉末９０とを混合したとき、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融する前の状態を示す模式図である。図６〜図９は、図５の状態で加熱して、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液に、Ｆｅ粉末９０を接触させるに際し、Ｒ^１−Ｍ合金５０を撹拌して得られた希土類磁石粉末９４ａ〜９４ｄの状態を示す模式図である。なお、図６〜図９は、上述の接触の際、Ｆｅ粉末９０に対するＲ^１−Ｍ合金５０の割合と、Ｆｅ粉末９０にＲ^１−Ｍ合金５０を接触させる時間（拡散時間）とで、Ｆｅ粉末９０へのＲ^１の拡散量を変化させたときの結果を示している。図６は、Ｒ^１の拡散量が非常に少ない場合、図７は、Ｒ^１の拡散量が少ない場合、図８は、Ｒ^１の拡散量が多い場合、そして、図９は、Ｒ^１の拡散量が非常に多い場合を示している。 FIG. 5 is a schematic diagram showing a state before the R ¹ -M alloy 50 is melted when the R ¹ -M alloy 50 and the Fe powder 90 are mixed. 6 to 9 show a rare earth magnet obtained by stirring the R ¹ -M alloy 50 when the Fe powder 90 is brought into contact with the melt of the R ¹ -M alloy 50 by heating in the state of FIG. It is a schematic diagram which shows the state of powder 94a-94d. 6 to 9 show the ratio of the R ¹ -M alloy 50 to the Fe powder 90 and the time for which the R ¹ -M alloy 50 is brought into contact with the Fe powder 90 (diffusion time) in the above contact. The results are shown when the amount of diffusion of R ¹ into the Fe powder 90 is changed. 6, if the amount of diffusion of R ¹ is too small, FIG. 7, if the amount of diffusion of R ¹ is less, 8, when the diffusion amount of R ¹ is large, and FIG. 9, the R ¹ The case where the amount of diffusion is very large is shown.

一方、図１０は、図５の状態で加熱して、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液に、Ｆｅ粉末９０を接触させるに際し、Ｒ^１−Ｍ合金５０を撹拌せずに得られた希土類磁石粉末９４ａ〜９４ｄの状態を示す模式図である。なお、図１０は、上述の接触の際、Ｆｅ粉末９０に対するＲ^１−Ｍ合金５０の割合を、図９の場合と同等にしたときの結果を示している。 On the other hand, FIG. 10 is heated in the state of FIG. ^{5, R} 1 to melt the -M alloy 50, upon contacting the Fe powder ^90, a rare earth magnet obtained without stirring ^R 1 -M alloy 50 It is a schematic diagram which shows the state of powder 94a-94d. FIG. 10 shows a result when the ratio of the R ¹ -M alloy 50 to the Fe powder 90 is made equal to that in FIG. 9 in the above contact.

Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融する前は、図５に示したように、Ｒ^１−Ｍ合金５０とＦｅ粉末９０とが、相互に混合している。すなわち、Ｒ^１−Ｍ合金５０とＦｅ粉末９０とを加熱する前は、Ｒ^１−Ｍ合金５０とＦｅ粉末９０のいずれも、固相である（図１（ａ）、参照）。これらを加熱して、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融すると、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液（図１（ｂ）の溶融液７０）中のＲ^１が、Ｆｅ粉末９０に拡散する。 Before the R ¹ -M alloy 50 melts, as shown in FIG. 5, the R ¹ -M alloy 50 and the Fe powder 90 are mixed with each other. That is, before the R ¹ -M alloy 50 and the Fe powder 90 are heated, both the R ¹ -M alloy 50 and the Fe powder 90 are in a solid phase (see FIG. 1A). By heating ^them, when ^R 1 -M alloy 50 is ^melted, the melt of ^R 1 -M alloy 50 is ^{R 1} in (melt 70 in FIG. 1 (b)), to diffuse the Fe powder 90.

Ｒ^１−Ｍ合金５０を撹拌した場合、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液中のＲ^１が、Ｆｅ粉末９０に拡散すると、Ｆｅ粉末９０は、Ｆｅ粉末９０へのＲ^１の拡散量に応じて、図６〜図９に示したように、Ｒ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａ〜９４ｄになる。 When stirring the R ¹ -M alloy ^50, ^{R 1} in the melt of ^R 1 -M alloy 50, when dispersed in Fe powder 90, Fe powder 90, in response to the amount of diffusion of ^{R 1} to Fe powder 90 Thus, as shown in FIGS. 6 to 9, R ¹ -Fe rare earth magnet powders 94 a to 94 d are obtained.

Ｆｅ粉末９０へのＲ^１の拡散量が非常に少ない場合、図５に示したＦｅ粉末９０は、図６に示したＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａになる。Ｒ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａは、コアであるＦｅ相９０ａ、シェルであるＲ^１−Ｆｅ相９２ａ、及びＲ^１−Ｍ相５１ａを有する。Ｒ^１−Ｍ相５１ａは、Ｒ^１−Ｆｅ相９２ａの外周を覆っている。 When the amount of diffusion of R ¹ into the Fe powder 90 is very small, the Fe powder 90 shown in FIG. 5 becomes the R ¹ -Fe rare earth magnet powder 94a shown in FIG. The R ¹ -Fe-based rare earth magnet powder 94a has an Fe phase 90a as a core, an R ¹ -Fe phase 92a as a shell, and an R ¹ -M phase 51a. The R ¹ -M phase 51a covers the outer periphery of the R ¹ -Fe phase 92a.

図５において、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融したとき、Ｆｅ粉末９０へのＲ^１の拡散量が非常に少ないと、Ｆｅ粉末９０の表層部にＲ^１が拡散して、Ｒ^１−Ｆｅ相９２ａであるシェルを形成し、Ｒ^１が拡散しなかった部分はコアとしてＦｅ相９０ａが残存する。そして、Ｆｅ粉末９０へのＲ^１の拡散量が非常に少ないため、Ｒ^１−Ｍ合金のうち、余剰のＲ^１は、Ｒ^１−Ｍ相５１ａとして、Ｒ^１−Ｆｅ相９２ａの外周を覆って残存する。図５のＦｅ粉末９０ａの表層部にＲ^１が拡散したため、Ｒ^１−Ｆｅ相９２ａであるシェルを形成した厚さ分だけ、図６のＦｅ相９０ａは、図５のＦｅ粉末９０よりも小さい。 In FIG. 5, when the R ¹ -M alloy 50 is melted, if the diffusion amount of R ¹ into the Fe powder 90 is very small, R ¹ diffuses into the surface layer portion of the Fe powder 90 and the R ¹ -Fe phase forming a shell which is 92a, ^the portion ^{R 1} is not diffused Fe phase 90a remains as a core. Then, the diffusion of ^{R 1} to Fe powder 90 is very ^small, of the ^R 1 -M alloy, ^{R 1} of the ^surplus, as ^R 1 -M phase ^51a, covers the outer periphery of the R 1 -Fe phase 92a Remain. 5 is smaller than the Fe powder 90 in FIG. 5 by the thickness of the shell that is the R ¹ -Fe phase 92a because R ¹ has diffused in the surface layer portion of the Fe powder 90a in FIG. .

図６に示したように、Ｒ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａについて、Ｒ^１−Ｆｅ相９２ａのシェル厚さは、それぞれの粒子で同程度である。そのため、Ｆｅ相９０ａのコアサイズは、それぞれの粒子で同程度である。Ｒ^１−Ｍ相５１ａの厚さについても同様である。これは、図１（ｂ）に示したように、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液７０を撹拌しながら、溶融液７０に、磁性粉末６０（Ｆｅ粉末９０）を接触させたことにより、それぞれの磁性粉末６０に、Ｒ^１が均一に拡散したためである。 As shown in FIG. ^6, the R 1 -Fe-based rare earth magnet powder ^94a, the shell thickness of R 1 -Fe phase 92a is similar in each particle. Therefore, the core size of the Fe phase 90a is about the same for each particle. The same applies to the thickness of the R ¹ -M phase 51a. As shown in FIG. 1B, the magnetic powder 60 (Fe powder 90) was brought into contact with the melt 70 while stirring the melt 70 of the R ¹ -M alloy 50, respectively. This is because R ¹ is uniformly diffused in the magnetic powder 60.

Ｆｅ粉末９０へのＲ^１の拡散量が少ない場合、図５に示したＦｅ粉末９０は、図７に示したＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ｂになる。Ｒ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ｂは、コアであるＦｅ相９０ｂと、シェルであるＲ^１−Ｆｅ相９２ｂを有する。図６に示した場合と比べて、図７に示した場合は、Ｆｅ粉末９０へのＲ^１の拡散量が多いため、余剰のＲ^１が生じることはなく、その結果、図６に示したようなＲ^１−Ｍ相５１ａが生じることもない。 When the amount of diffusion of R ¹ into the Fe powder 90 is small, the Fe powder 90 shown in FIG. 5 becomes the R ¹ -Fe rare earth magnet powder 94b shown in FIG. The R ¹ -Fe rare earth magnet powder 94b has an Fe phase 90b as a core and an R ¹ -Fe phase 92b as a shell. Compared with the case shown in FIG. 6, in the case shown in FIG. 7, the amount of diffusion of R ¹ into the Fe powder 90 is large, so that no surplus R ¹ is generated, and as a result, as shown in FIG. 6. Such R ¹ -M phase 51a does not occur.

図５において、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融したとき、Ｆｅ粉末９０へのＲ^１の拡散量が少ないと、Ｆｅ粉末９０の表層部にＲ^１が拡散して、Ｒ^１−Ｆｅ相９２ａであるシェルを形成し、Ｒ^１が拡散しなかった部分は、コアとしてＦｅ相９０ａが残存する。図５のＦｅ粉末９０ａの表層部に、Ｒ^１が拡散したため、図７のＦｅ相９０ａは、図５のＦｅ粉末９０よりも小さい。 In FIG. 5, when the R ¹ -M alloy 50 is melted, if the amount of diffusion of R ¹ into the Fe powder 90 is small, R ¹ diffuses into the surface layer portion of the Fe powder 90 and the R ¹ -Fe phase 92a The Fe phase 90a remains as a core in a portion where a shell is formed and R ¹ is not diffused. Since R ¹ has diffused in the surface layer portion of the Fe powder 90a in FIG. 5, the Fe phase 90a in FIG. 7 is smaller than the Fe powder 90 in FIG.

図７に示したように、Ｒ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａについて、Ｒ^１−Ｆｅ相９２ｂのシェル厚さは、それぞれの粒子で同程度である。そのため、Ｆｅ相９０ａのコアサイズは、それぞれの粒子で同程度である。これは、図１（ｂ）に示したように、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液７０を撹拌しながら、溶融液７０に、それぞれの磁性粉末６０（Ｆｅ粉末９０）を接触させたことにより、それぞれの磁性粉末６０に、Ｒ^１が均一に拡散したためである。 As shown in FIG. ^7, for R 1 -Fe-based rare earth magnet powder ^94a, the shell thickness of R 1 -Fe phase 92b is similar in each particle. Therefore, the core size of the Fe phase 90a is about the same for each particle. This is because each magnetic powder 60 (Fe powder 90) was brought into contact with the melt 70 while stirring the melt 70 of the R ¹ -M alloy 50 as shown in FIG. This is because R ¹ is uniformly diffused in each magnetic powder 60.

Ｆｅ粉末９０へのＲ^１の拡散量が多い場合、図５に示したＦｅ粉末９０は、図８に示したＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ｃになる。Ｒ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ｃは、磁磁性体として機能する部分については、コア／シェル構造を有さず、Ｒ^１−Ｆｅ相９２ｃのみである。このＲ^１−Ｆｅ相９２ｃの外周を、磁性体として機能しないＲ^１−Ｍ相５１ｃが覆っている。 When the amount of diffusion of R ¹ into the Fe powder 90 is large, the Fe powder 90 shown in FIG. 5 becomes the R ¹ -Fe rare earth magnet powder 94c shown in FIG. The R ¹ -Fe rare earth magnet powder 94c has only a R ¹ -Fe phase 92c without a core / shell structure for the part that functions as a magnetic material. The outer periphery of the R ¹ -Fe phase 92c is covered with an R ¹ -M phase 51c that does not function as a magnetic body.

図５において、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融したとき、Ｆｅ粉末９０へのＲ^１の拡散量が多いと、Ｆｅ粉末９０の中心部までＲ^１が拡散して、Ｒ^１−Ｆｅ相９２ｃを形成する。しかし、Ｒ^１−Ｆｅ相９２ｃ中のＲ^１の濃度は飽和するほどではないため、Ｒ^１−Ｍ合金のうち、余剰のＲ^１は、Ｒ^１−Ｍ相５１ｃとして、Ｒ^１−Ｆｅ相９２ｃの外周を覆って残存する。 In FIG. 5, when the R ¹ -M alloy 50 is melted, if the amount of diffusion of R ¹ into the Fe powder 90 is large, R ¹ diffuses to the center of the Fe powder 90 and the R ¹ -Fe phase 92c is formed. Form. ^However, since R 1 concentration of ^{R 1} in -Fe phase 92c is not enough to ^saturate, of ^R 1 -M alloy, ^{R 1} of the ^surplus, as ^R 1 -M phase ^51c, R 1 -Fe phase 92c Remains covering the outer periphery of.

図８に示したＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ｃにおいては、Ｒ^１−Ｆｅ相９２ｃ中のＲ^１濃度は、それぞれの粒子で同程度である。それにより、余剰となるＲ^１の量は、それぞれの粒子で同程度であるため、Ｒ^１−Ｍ相５１ｃの厚さも、それぞれの粒子で同程度である。これは、図１（ｂ）に示したように、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液７０を撹拌しながら、溶融液７０に、磁性粉末６０（Ｆｅ粉末９０）を接触させたことにより、それぞれの磁性粉末６０に、Ｒ^１が均一に拡散したためである。 In ^R 1 -Fe-based rare earth magnet powder 94c shown in FIG. ^8, ^{R 1} concentration in R 1 -Fe phase 92c is similar in each particle. Thereby, the amount of excess R ¹ is the same for each particle, so the thickness of the R ¹ -M phase 51c is also the same for each particle. As shown in FIG. 1B, the magnetic powder 60 (Fe powder 90) was brought into contact with the melt 70 while stirring the melt 70 of the R ¹ -M alloy 50, respectively. This is because R ¹ is uniformly diffused in the magnetic powder 60.

Ｆｅ粉末９０へのＲ^１の拡散量が非常に多い場合、図５に示したＦｅ粉末９０は、図９に示したＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ｄになる。Ｒ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ｄは、Ｒ^１−Ｆｅ相９２ｄを有するが、図８で示したようなＲ^１−Ｍ相５１ｃがＲ^１−Ｆｅ相９２ｄの外周を覆っていない。 When the amount of diffusion of R ¹ into the Fe powder 90 is very large, the Fe powder 90 shown in FIG. 5 becomes the R ¹ -Fe rare earth magnet powder 94d shown in FIG. The R ¹ -Fe rare earth magnet powder 94d has an R ¹ -Fe phase 92d, but the R ¹ -M phase 51c as shown in FIG. 8 does not cover the outer periphery of the R ¹ -Fe phase 92d.

図５において、Ｒ^１−Ｍ合金５０が溶融したとき、Ｆｅ粉末９０へのＲ^１の拡散量が非常に多いと、Ｒ^１−Ｆｅ相９２ｄ中のＲ^１濃度が飽和するまで、Ｒ^１が拡散する。図９に示した場合は、図８に示した場合よりも、Ｆｅ粉末９０へのＲ^１の拡散量が多いため、Ｒ^１−Ｍ合金のうち、余剰のＲ^１が生じることはなく、その結果、図８のようなＲ^１−Ｍ相５１ｃが形成されることはない。 ^{5, when R} 1 -M alloy 50 is melted, the amount of diffusion of ^{R 1} to Fe powder 90 is very ^large, up to ^{R 1} concentration in R 1 -Fe phase 92d is saturated, ^{R 1} is Spread. In the case shown in FIG. 9, the amount of R ¹ diffused into the Fe powder 90 is larger than in the case shown in FIG. 8, so that excess R ¹ does not occur in the R ¹ -M alloy. As a result, the R ¹ -M phase 51c as shown in FIG. 8 is not formed.

図９に示したように、Ｒ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａについて、Ｒ^１濃度は、それぞれの粒子で同程度である。これは、図１（ｂ）に示したように、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液７０を撹拌しながら、溶融液７０に、磁性粉末６０（Ｆｅ粉末９０）を接触させたことにより、それぞれの磁性粉末６０に、Ｒ^１が均一に拡散したためである。 As shown in FIG. 9, the R ¹ -Fe rare earth magnet powder 94a has the same R ¹ concentration in each particle. As shown in FIG. 1B, the magnetic powder 60 (Fe powder 90) was brought into contact with the melt 70 while stirring the melt 70 of the R ¹ -M alloy 50, respectively. This is because R ¹ is uniformly diffused in the magnetic powder 60.

これまで説明した図６〜図９それぞれの場合においては、Ｒ^１−Ｍ合金５０の添加量、及び、Ｒ^１−Ｍ合金５０とＦｅ粉末９０との接触時間（拡散時間）等によって、Ｆｅ粉末９０へのＲ^１の拡散量を変化させている。そのため、得られるＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末は、図６〜図９それぞれで、異なる。しかし、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液７０（図１（ｂ）、参照）を撹拌しながら、溶融液７０に、磁性粉末６０（Ｆｅ粉末９０）を接触させたため、図６〜図９それぞれで示されたＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末が、混在することはない。すなわち、溶融液７０を撹拌する場合には、例えば、図６に示したＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａと、図７に示したＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ｂとが混在して生成されることはない。 6 to 9 described so far, the Fe powder depends on the amount of the R ¹ -M alloy 50 added, the contact time (diffusion time) between the R ¹ -M alloy 50 and the Fe powder 90, and the like. The amount of diffusion of R ¹ into 90 is changed. Therefore, the obtained R ¹ -Fe-based rare earth magnet powder is different in each of FIGS. However, the magnetic powder 60 (Fe powder 90) was brought into contact with the melt 70 while stirring the melt 70 (see FIG. 1B) of the R ¹ -M alloy 50, so that FIGS. The R ¹ -Fe-based rare earth magnet powder represented by the above does not coexist. That is, when stirring the melt 70 is, for example, a ^R 1 -Fe-based rare earth magnet powder 94a shown in FIG. 6, and the ^R 1 -Fe-based rare earth magnet powder 94b shown in FIG. 7 mixed product It will never be done.

一方、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液７０を撹拌せずに、溶融液７０に、磁性粉末６０（Ｆｅ粉末９０）を接触させると、磁性粉末６０のそれぞれの粒子に、Ｒ^１が均一に拡散しない。溶融液７０を撹拌しない場合には、図１０に示すように、非常に少ないＲ^１が拡散した粒子については、図６のＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａが生成され、多くのＲ^１が拡散した粒子については、図８のＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ｃが生成される。すなわち、溶融液７０を撹拌しない場合には、図６〜図９で示したＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａ〜９４ｄが混在して生成される。これにより、得られるＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末の保磁力は安定しない。 On the other hand, when the magnetic powder 60 (Fe powder 90) is brought into contact with the melt 70 without stirring the melt 70 of the R ¹ -M alloy 50, R ¹ is uniformly distributed to each particle of the magnetic powder 60. Does not spread. If no stirring melt 70, as shown in FIG. 10, for very small particles R ¹ is diffused, R ¹ -Fe-based rare earth magnet powder 94a in FIG. 6 is produced, a number of R ¹ the diffused particles, ^R 1 -Fe-based rare earth magnet powder 94c in FIG. 8 is generated. That is, when the melt 70 is not stirred, the R ¹ -Fe rare earth magnet powders 94a to 94d shown in FIGS. Thereby, the coercive force of the obtained R ¹ -Fe rare earth magnet powder is not stable.

図６〜図９に示したＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａ〜９４ｄのうち、保磁力に優れる磁性粉末は、図６に示したＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａと、図７に示したＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ｂである。Ｒ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａとＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ｂは、いずれも、磁性体として機能する部分に、コア／シェル構造を有する。この構造により、Ｒ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａ同士、あるいは、Ｒ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ｂ同士で磁化反転が起こらないため、保磁力を向上させることができる。 Among ^R 1 -Fe-based rare earth magnet powder 94a~94d shown in FIGS. 6-9, the magnetic powder having excellent coercive force, and ^R 1 -Fe-based rare earth magnet powder 94a shown in FIG. 6, FIG. 7 R ¹ -Fe-based rare earth magnet powder 94b. Each of the R ¹ -Fe rare earth magnet powder 94a and the R ¹ -Fe rare earth magnet powder 94b has a core / shell structure in a portion that functions as a magnetic body. With this structure, since the magnetization reversal does not occur between the R ¹ -Fe rare earth magnet powders 94a or between the R ¹ -Fe rare earth magnet powders 94b, the coercive force can be improved.

図６に示したＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａと、図７に示したＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ｂを得るには、上述したように、Ｒ^１−Ｍ合金５０の添加量、及び/又は、Ｒ^１−Ｍ合金５０とＦｅ粉末９０との接触時間（拡散時間）等を適宜決定すればよい。これらを適宜決定すれば、Ｒ^１−Ｍ合金５０の溶融液７０を撹拌することによって、コア／シェル構造を有する、図６のＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ａ又は図７のＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末９４ｂを安定して得ることができる。その結果、優れた保磁力を有する希土類磁石粉末を、安定して得ることができる。 And ^R 1 -Fe-based rare earth magnet powder 94a shown in FIG. 6, in order to obtain the ^R 1 -Fe-based rare earth magnet powder 94b shown in FIG. 7, as described ^above, the amount of ^R 1 -M alloy 50, And / or the contact time (diffusion time) between the R ¹ -M alloy 50 and the Fe powder 90 may be appropriately determined. If these are appropriately determined, by stirring the melt 70 of the R ¹ -M alloy 50, the R ¹ -Fe rare earth magnet powder 94 a of FIG. 6 or the R ¹ -Fe of FIG. The system rare earth magnet powder 94b can be obtained stably. As a result, a rare earth magnet powder having an excellent coercive force can be stably obtained.

（遷移金属元素を含有する磁性粉末）
次に、出発原料である、遷移金属元素を含有する磁性粉末について説明する。遷移金属元素を含有する磁性粉末としては、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末、Ｆｅナノ粉末、Ｆｅ粉末、Ｆｅ_３Ｎ粉末、Ｆｅ_４Ｎ粉末、Ｃｏ粉末、及びＦｅ_{１００−ｘ}Ｂ_ｘ（５≦ｘ≦４０）粉末等が挙げられる。また、Ｆｅナノ粉末、Ｆｅ粉末、Ｆｅ_３Ｎ粉末、Ｆｅ_４Ｎ粉末、及びＣｏ粉末については、粒径が、それぞれ、１００ｎｍ程度、５０μｍ程度、３μｍ程度、３μｍ程度、及び５０μｍ程度であってよい。なお、本明細書においては、粒径は、特に断りがない限り、平均粒径を意味する。そして、平均粒径は、体積分布メディアン径（ｄ（５０））に従い、平均粒径の測定は、レーザー回折式粒度分布測定法によって行われる。 (Magnetic powder containing transition metal elements)
Next, a magnetic powder containing a transition metal element as a starting material will be described. Examples of the magnetic powder containing a transition metal element include R ² —Fe—B rare earth magnet powder, Fe nano powder, Fe powder, Fe ₃ N powder, Fe ₄ N powder, Co powder, and Fe _100-x B _x ( 5 ≦ x ≦ 40) powder and the like. Further, for Fe nano powder, Fe powder, Fe ₃ N powder, Fe ₄ N powder, and Co powder, the particle sizes may be about 100 nm, about 50 μm, about 3 μm, about 3 μm, and about 50 μm, respectively. . In the present specification, the particle diameter means an average particle diameter unless otherwise specified. The average particle diameter is in accordance with the volume distribution median diameter (d (50)), and the average particle diameter is measured by a laser diffraction particle size distribution measurement method.

上述した、Ｆｅナノ粉末、Ｆｅ粉末、Ｆｅ_３Ｎ粉末、Ｆｅ_４Ｎ粉末、Ｃｏ粉末、及びＦｅ_{１００−ｘ}Ｂ_ｘ（５≦ｘ≦４０）粉末については、周知の方法で化学合成された粉末を用いることができる。 The above-mentioned Fe nano powder, Fe powder, Fe ₃ N powder, Fe ₄ N powder, Co powder, and Fe _100-x B _x (5 ≦ x ≦ 40) powder are chemically synthesized by well-known methods. Can be used.

次に、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末について説明する。Ｒ^２は希土類元素である。希土類元素は、上述した１７元素である。Ｒ^１−Ｍ合金のＲ^１と、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末のＲ^２とは、同種であってもよいし、異種であってもよい。Ｒ^１としてネオジム（Ｎｄ）、プラセジオム（Ｐｒ）、又はサマリウム（Ｓｍ）を選択し、Ｒ^２としてランタン（Ｌａ）又はセリウム（Ｃｅ）を選択することが好ましい。このような選択することによって、比較的高価なネオジム（Ｎｄ）、プラセジオム（Ｐｒ）、又はサマリウム（Ｓｍ）の使用量を低減しつつ、優れた保磁力を有する希土類磁石粉末を得ることができる。 Next, the R ² —Fe—B rare earth magnet powder will be described. R ² is a rare earth element. The rare earth elements are the 17 elements described above. And ^{R 1} in R ¹ -M ^alloy, the ^{R 2} of the R 2 -Fe-B based rare earth magnet powder may be a same type, or they may be heterologous. Neodymium (Nd) as the R ^1, Purasejiomu (Pr), or select the samarium (Sm), it is preferable to select a lanthanum (La) or cerium (Ce) as ^{R 2.} By making such a selection, it is possible to obtain a rare earth magnet powder having an excellent coercive force while reducing the amount of relatively expensive neodymium (Nd), prasediome (Pr), or samarium (Sm) used.

Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末は、Ｒ^２、Ｆｅ、及びＢを含有していればよく、これらの元素の割合は、特に制限はない。Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末については、Ｆｅの一部がＣｏで置換されていてもよい。また、Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末については、Ｒ^２、Ｆｅ、及びＢの他に、磁気特性を損なわない範囲で、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎから選ばれる１種以上及び不可避的不純物を含有していてもよい。Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末としては、主相としてＲ^２ _２Ｆｅ_１４Ｂ相を有し、粒界相としてＲ^２リッチ相を有する粉末が代表的である。 The R ² —Fe—B rare earth magnet powder only needs to contain R ² , Fe, and B, and the ratio of these elements is not particularly limited. For R ² -Fe-B based rare earth magnet powder, a portion of Fe may be substituted by Co. As for the R ² -Fe-B rare earth magnet powder, in addition to R ² , Fe, and B, Ga, Al, Cu, Au, Ag, Zn, In, and Mn as long as the magnetic properties are not impaired. One or more selected from the above and inevitable impurities may be contained. Typical examples of the R ² —Fe—B rare earth magnet powder include a powder having an R ² ₂ Fe ₁₄ B phase as a main phase and an R ² rich phase as a grain boundary phase.

Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末については、周知の方法で合成された粉末を用いることができる。例えば、Ｒ^２、Ｆｅ、及びＢを含む溶湯を急冷凝固して得た薄片を粉砕する方法、又は、ＨＤＤＲ（ＨｙｄｒｏｇｅｎＤｉｓｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｔｉｏｎＤｅｓｏｒｐｔｉｏｎＲｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）法を用いて所望の粉末を得ること等が挙げれる。 As the R ² —Fe—B rare earth magnet powder, a powder synthesized by a known method can be used. For example, a method of pulverizing a flake obtained by rapidly solidifying a molten metal containing R ² , Fe, and B, or obtaining a desired powder by using an HDDR (Hydrogen Disposition Deposition Recombination) method may be mentioned.

以下、本発明を実施例により、さらに具体的に説明する。なお、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。 Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. The present invention is not limited to the conditions used in the following examples.

（液体急冷法によるＲ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末の作製）
表１に示す組成を有する母材合金を溶解し、これを急冷凝固して、急冷薄片を得た。冷却ロールの周速は２０ｍ／ｓ、溶湯温度は１４００℃、そして、急冷薄片の厚さは２０〜３０μｍであった。 (Preparation of ^R 2 -Fe-B based rare earth magnet powder by the liquid quenching method)
A base alloy having the composition shown in Table 1 was melted and rapidly solidified to obtain a quenched flake. The peripheral speed of the cooling roll was 20 m / s, the molten metal temperature was 1400 ° C., and the thickness of the quenched flake was 20-30 μm.

この急冷薄片を、カッターミルを用いて粉砕して、急冷凝固Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末を得た。この粉末の粒度は、７５〜３００μｍであった。 The rapidly cooled flakes were pulverized using a cutter mill to obtain rapidly solidified R ² —Fe—B rare earth magnet powder. The particle size of this powder was 75 to 300 μm.

（ＨＤＤＲ法によるＲ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末の作製）
表１に示す組成を有する母材合金を、アルゴンガス雰囲気で、１２００℃で４時間にわたり、均質化熱処理した。 (Preparation of ^R 2 -Fe-B based rare earth magnet powder by HDDR method)
A base alloy having the composition shown in Table 1 was subjected to a homogenization heat treatment at 1200 ° C. for 4 hours in an argon gas atmosphere.

均質化熱処理した母材合金を、カッターミルを用いて粉砕して、粉砕粉末を得た。この粉末の粒度は、３０μｍ以下であった。 The homogenized base metal alloy was pulverized using a cutter mill to obtain a pulverized powder. The particle size of this powder was 30 μm or less.

この粉砕粉末を、ＨＤ（ＨｙｄｒｏｇｅｎＤｉｓｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｔｉｏｎ）処理した。ＨＤ処理は、０．３気圧の水素ガス雰囲気で、７５０℃で１時間にわたり行った。 The pulverized powder was subjected to HD (Hydrogen Disproportionation) treatment. The HD treatment was performed at 750 ° C. for 1 hour in a hydrogen gas atmosphere at 0.3 atm.

ＨＤ処理して得た粉末を、ＤＲ（ＤｅｓｏｒｐｔｉｏｎＲｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）処理して、ＨＤＤＲ法によるＲ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末を得た。ＤＲ処理は、真空中で、７５０℃で１時間にわたり行った。 The powder obtained by the HD treatment was subjected to DR (Desorption Recombination) treatment to obtain an R ² -Fe-B rare earth magnet powder by the HDDR method. The DR treatment was performed in vacuum at 750 ° C. for 1 hour.

（試料の作製）
上述したように作製した、液体急冷法によるＲ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末又はＨＤＤＲ法によるＲ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末と、Ｒ^１−Ｍ合金とを、図１の材料格納部２０に装入し、材料格納部２０を加熱しながら回転した。表１に、Ｒ^１−Ｍ合金の組成及び添加量、Ｒ^１の拡散温度、及び材料格納部２０の回転速度を示す。 (Sample preparation)
It was prepared as described above, and ^R 2 -Fe-B based rare earth magnet powder by ^R 2 -Fe-B based rare earth magnet powder or HDDR method by liquid quenching ^method, and ^R 1 -M alloy, material stored in FIG. 1 The material storage unit 20 was rotated while being charged. Table 1 shows the composition and addition amount of the R ¹ -M alloy, the diffusion temperature of R ¹ , and the rotation speed of the material storage unit 20.

（磁気特性の測定）
作製した試料について、磁気特性の測定を行った。測定は、ＬａｋｅＳｈｏｒｅ社製の振動試料型磁力計（ＶＳＭ：ＶｉｂｒａｔｉｎｇＳａｍｐｌｅＭａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）を用い、常温で行った。 (Measurement of magnetic properties)
The magnetic properties of the prepared samples were measured. The measurement was performed at room temperature using a vibrating sample magnetometer (VSM: Vibrating Sample Magnetometer) manufactured by Lake Shore.

測定結果を表１に示す。また、これまで述べてきた試料作製条件等も表１に併記する。さらに、実施例１と比較例１の試料については、図１１にＭ−Ｈ曲線を示す。図１で、実線は実施例１（材料格納部２０の回転速度：１０ｒｐｍ）の試料の測定結果を、破線は比較例１（材料格納部２０回転せず（０ｒｐｍ））の試料の測定結果を示す。 The measurement results are shown in Table 1. The sample preparation conditions described so far are also shown in Table 1. Furthermore, about the sample of Example 1 and Comparative Example 1, an MH curve is shown in FIG. In FIG. 1, the solid line indicates the measurement result of the sample of Example 1 (the rotational speed of the material storage unit 20: 10 rpm), and the broken line indicates the measurement result of the sample of Comparative Example 1 (without rotating the material storage unit 20 (0 rpm)). Show.

表１から明らかなように、Ｒ^１−Ｍ合金の添加量が同じであれば、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌することなく作製した試料（比較例）よりも、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌して作製した試料（実施例）の保磁力の方が大きいことを確認できた。また、表１及び図１１より、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌して作製した、すべての試料（実施例）について、クニック点がないことを確認した。さらに、Ｒ^１−Ｍ合金の添加量が少ないほど、Ｒ^１−Ｍ合金の溶融液を撹拌することによって得られる保磁力向上の効果が大きいことを確認できた。 As is apparent from Table 1, if the amount of the R ¹ -M alloy added is the same, the R ¹ -M alloy is more effective than the sample (comparative example) prepared without stirring the melt of the R ¹ -M alloy. It was confirmed that the coercive force of the sample (Example) produced by stirring the melt was larger. Moreover, from Table 1 and FIG. 11, it was confirmed that there was no knick point for all samples (Examples) prepared by stirring the melt of the R ¹ -M alloy. Furthermore, it was confirmed that the smaller the amount of R ¹ -M alloy added, the greater the effect of improving the coercive force obtained by stirring the melt of R ¹ -M alloy.

以上の結果から、本発明の効果を確認できた。 From the above results, the effect of the present invention was confirmed.

１０撹拌ドラム
２０材料格納部
２２底板
２４開口部
３０回転軸
５０Ｒ^１−Ｍ合金
５１ａ、５１ｃＲ^１−Ｍ相
６０磁性粉末
７０溶融液
８０Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末
８１、１８１（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石粉末
８２Ｒ^２−Ｆｅ−Ｂ相
８３、１８３コア／シェル相
８３ａ、１８３ａＲ^２−Ｆｅ−Ｂ相（コア）
８３ｂ、１８３ｂ（Ｒ^１，Ｒ^２）−Ｆｅ−Ｂ相（シェル）
８４Ｒ^２リッチ相
８５、１８５（Ｒ^１，Ｒ^２）リッチ相
９０Ｆｅ粉末
９０ａ、９０ｂＦｅ相
９２ａ、９２ｂ、９２ｃ、９２ｄＲ^１-Ｆｅ相
９４ａ、９４ｂ、９４ｃ、９４ｄＲ^１−Ｆｅ系希土類磁石粉末 10 stirring drum 20 the material storage unit 22 the bottom plate 24 opening 30 rotary shaft 50 R ¹ -M alloy 51a, 51c ^R 1 -M phase 60 magnetic powder 70 melt 80 R ² -Fe-B based rare earth magnet powder 81 and 181 ( ^{^{R 1, R 2) -Fe-}} B based rare earth magnet powder 82 R ² -Fe-B phase 83,183 core / shell phase 83a, 183a R ² -Fe-B phase (core)
^{^{83b, 183b (R 1, R}} 2) -Fe-B phase (shell)
84 R ² rich phase 85, 185 (R ¹ , R ² ) rich phase 90 Fe powder 90a, 90b Fe phase 92a, 92b, 92c, 92d R ¹ -Fe phase 94a, 94b, 94c, 94d R ¹ -Fe system rare earth Magnet powder

Claims

Melting the R 1 ^-M alloy, and the melt of said R ¹ -M alloy, by contacting a magnetic powder containing a transition metal element, wherein the R ¹ in the melt of the R ¹ -M alloy Diffusing into magnetic powder,
Including
The R ¹ is a rare earth element, and the M is a metal element that makes the melting point of the R ¹ -M alloy lower than the melting point of the R ^1. To contact the magnetic powder,
Method for producing rare earth magnet powder.