JP2020155763A

JP2020155763A - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法

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Publication number: JP2020155763A
Application number: JP2019176507A
Authority: JP
Inventors: 倫太郎石井; Rintaro Ishii; 國吉　太; Futoshi Kuniyoshi; 太國吉
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2019-03-15
Filing date: 2019-09-27
Publication date: 2020-09-24

Abstract

【課題】ＲＨの含有量を低減しつつ、高いＨｃＪと高いＨｋを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法を提供する。【解決手段】本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、Ｒ：２８．５質量％以上３３．０質量％以下（Ｒは、希土類元素のうち少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）、Ｂ：０．８５質量％以上０．９１質量％以下、Ｇａ：０．２質量％以上１．０質量％以下、Ｃｕ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、Ｔ：６１．５質量％以上７０．０質量％以下、を含み、１４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５（［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量であり、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量である）の関係を満足するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法であって、原料合金の溶湯を１５２０℃以上１６５０℃以下の温度で、回転する冷却ロールに供給して急冷し、厚さ０．４ｍｍ以下の急冷合金を作製する工程を含む。【選択図】図１

Description

本開示は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法に関する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｒは希土類元素のうち少なくとも一種であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む、ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏであり、Ｔの９０質量％以上がＦｅである）は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型結晶構造を有する化合物からなる主相と、この主相の粒界部分に位置する粒界相とから構成されており、永久磁石の中で最も高性能な磁石として知られている。

このため、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）、電気自動車（ＥＶ、ＨＶ、ＰＨＶ）用モータ、産業機器用モータなどの各種モータや家電製品など多種多様な用途に用いられている。

このように用途が広がるにつれ、例えば電気自動車用モータで用いられた場合は、１００℃〜１６０℃のような高温下に曝される場合があり、高温下においても安定した動作が要求されている。

しかし、従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、高温になると保磁力Ｈ_ｃＪ（以下、単に「Ｈ_ｃＪ」と記載する場合がある）が低下し、不可逆熱減磁が起こるという問題がある。電気自動車用モータにＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が使用される場合、高温下での使用によりＨ_ｃＪが低下し、モータの安定した動作が得られない恐れがある。そのため、室温において高いＨ_ｃＪを有し、かつ高温においても高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が求められている。

室温におけるＨ_ｃＪ向上のために、従来、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に重希土類元素ＲＨ（主としてＤｙ）を添加していたが、残留磁束密度Ｂ_ｒ（以下、単に「Ｂ_ｒ」と記載する場合がある）が低下するという問題があった。さらに、Ｄｙは、産出地が限定されている等の理由から、供給が不安定であり、また価格が大きく変動することがあるなどの問題を有している。そのため、Ｄｙなどの重希土類元素ＲＨをできるだけ使用せずにＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨ_ｃＪを向上させる技術が求められている。

このような技術として、例えば特許文献１は、通常のＲ−Ｔ−Ｂ系合金よりもＢ量を低くするとともに、Ａｌ、ＧａおよびＣｕのうちから選ばれる１種以上である金属元素Ｍを含有させることによりＲ_２Ｔ_１７相を生成させ、当該Ｒ_２Ｔ_１７相を原料として生成させた遷移金属リッチ相（Ｒ−Ｔ−Ｇａ相）の体積率を充分に確保することにより、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られることを開示している。

また、上述の通りＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が最も利用される用途はモータであり、特に電気自動車用モータなどの用途で高温安定性を確保するためにＨ_ｃＪの向上は大変有効であるが、それらの特性とともに角形比Ｈｋ/Ｈ_ｃＪ(以下、単にＨｋ/Ｈ_ｃＪという場合がある)も高くなければならない。Ｈｋ/Ｈ_ｃＪが低いと減磁しやすくなるという問題を引き起こす。そのため、高いＨ_ｃＪを有するとともに、高いＨｋ/Ｈ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が求められている。なお、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の分野においては、一般に、Ｈｋ/Ｈ_ｃＪを求めるために測定するパラメータであるＨｋは、Ｊ(磁化の強さ)−Ｈ(磁界の強さ)曲線の第２象限において、Ｊが０．９×Ｊ_ｒ(Ｊ_ｒは残留磁化、Ｊ_ｒ＝Ｂ_ｒ)の値になる位置のＨ軸の読み値が用いられている。このＨｋを減磁曲線のＨ_ｃＪで除した値(Ｈｋ/Ｈ_ｃＪ＝Ｈｋ(ｋＡ/ｍ)/Ｈ_ｃＪ(ｋＡ/ｍ)×１００（％）)が角形比として定義される。

国際公開第２０１３／００８７５６号公報

特許文献１に記載されているＲ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石では、Ｄｙの含有量を低減しつつ高いＨ_ｃＪが得られるものの、一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石(Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の化学量論比よりもＢ量が多い)と比べてＨｋ/Ｈ_ｃＪが低下するという問題点があった。具体的には、一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、Ｈｋは、Ｈ_ｃＪの９０％以上の値（つまりＨｋ/Ｈ_ｃＪは９０％以上）となる。これに対し、特許文献１に記載されているＲ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石では、高いＨ_ｃＪが得られるため、一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石よりもＨｋの値は高くなるものの、一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と比べて、Ｈ_ｃＪの値に対するＨ_ｋの値が相対的に低下し、Ｈｋ/Ｈ_ｃＪが９０％未満となる場合があるという問題があった。

そこで本開示は、ＲＨの含有量を低減しつつ、高いＨ_ｃＪと高いＨｋを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造するための方法を提供する。

本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、例示的な実施形態において、Ｒ：２８．５質量％以上３３．０質量％以下（Ｒは、希土類元素のうち少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）、Ｂ：０．８５質量％以上０．９１質量％以下、Ｇａ：０．２質量％以上１．０質量％以下、
Ｃｕ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、Ｔ：６１．５質量％以上７０．０質量％以下（ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏであり、Ｔの９０質量％以上がＦｅである）、を含み、下記式（１）を満足するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法であって、
１４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５（１）
（［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量であり、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量である）原料合金の溶湯を１５２０℃以上１６５０℃以下の温度で、回転する冷却ロールに供給して急冷し、厚さ０．４ｍｍ以下の急冷合金を作製する工程と、前記合金から合金粉末を作製する工程と、前記合金粉末を成形して成形体を得る成形工程と、前記成形体を焼結して焼結体を得る焼結工程と、前記焼結体に熱処理を施す熱処理工程と、を含む。

ある実施形態において、前記急冷合金を作製する工程において、前記冷却ロールに単位時間に供給する前記溶湯の量、および、前記冷却ロールの回転周速度を調整して、厚さ０．１５ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下の急冷合金を作製する。

ある実施形態において、前記原料合金の溶湯を１５５０℃以上１６００℃以下の温度で回転する冷却ロールに供給して急冷する。

ある実施形態において、前記急冷合金を作製する工程において、直径が２００〜４００ｍｍの範囲にある銅製ロールを前記冷却ロールとして用い、前記冷却ロールに単位時間に供給する前記溶湯の量を５０〜２５０ｇ／秒の範囲内にし、前記冷却ロールの回転周速度を５００〜２０００ｍｍ／秒の範囲内にする。

本開示の実施形態によれば、ＲＨの含有量を低減しつつ、高いＨ_ｃＪと高いＨｋを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造するための方法を提供することができる。

図１は、本開示の実施形態で使用されるストリップキャスト装置１００の構成例を模式的に示す図である。

以下に示す実施形態は、本発明の技術思想を具体化するためのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法を例示するものであって、本発明を以下に限定するものではない。

特許文献１に記載されているように一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石よりもＢ量を少なく（Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の化学量論比のＢ量よりも少なく）し、Ｇａ等を添加することにより、遷移金属リッチ相（Ｒ−Ｔ−Ｇａ相）を生成させてＨ_ｃＪを向上させることができる。

しかし、本発明者らが鋭意検討した結果、原料合金の溶湯から形成される急冷合金の組織構造が従来のストリップキャスト法では十分に均一微細化されず、Ｈｋの向上が不十分になる場合のあることがわかった。原料合金の組成、微量元素の添加などの方法を試みたが、必ずしも十分な効果が得られなかった。しかし、合金溶湯の急冷前の温度を従来の値よりも例えば５０℃程度またそれ以上に高い温度に調整することにより、高いＨ_ｃＪと高いＨｋを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られることを見出した。これは、急冷後に均一微細化された組織構造が実現しているからだと考えられる。このような効果は、通常のＲ−Ｔ−Ｂ系合金よりもＢ量を低くするとともに、Ｇａを添加した場合に奏することもわかった。

以下に本開示の実施形態に係る製造方法について詳述する。

［Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石］
まず、本開示の実施形態に係る製造方法により得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について説明する。

［Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成］
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成は、
Ｒ：２８．５質量％以上３３．０質量％以下（Ｒは、希土類元素のうち少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）、
Ｂ：０．８５質量％以上０．９１質量％以下、
Ｇａ：０．２質量％以上１．０質量％以下、
Ｃｕ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｔ：６１．５質量％以上７０．０質量％以下、を含み、下記式（１）を満足する。
１４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５（１）
（［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量であり、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量である）

上記組成により、一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石よりもＢ量を少なくするとともに、Ｇａ等を含有させているので、二粒子粒界にＲ−Ｔ−Ｇａ相が生成して、高いＨ_ｃＪを有することができる。ここで、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相とは、代表的にはＮｄ_６Ｆｅ_１３Ｇａ化合物である。Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ化合物は、Ｌａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型結晶構造を有する。また、Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ化合物は、その状態によっては、Ｒ_６Ｔ_１３−δＧａ_１＋δ化合物（δは典型的には２以下）になっている場合がある。例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中に比較的多くＣｕ、Ａｌが含有される場合、Ｒ_６Ｔ_１３−δ（Ｇａ_{１−ｘ−ｙ}Ｃｕ_ｘＡｌ_ｙ）_１＋δになっている場合がある。

以下に、各組成について詳述する。

（Ｒ：２８．５〜３３．０質量％）
Ｒは、希土類元素のうち少なくとも１種であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む。Ｒの含有量は、２８．５〜３３．０質量％である。Ｒが２８．５質量％未満であると焼結時の緻密化が困難となるおそれがあり、３３．０質量％を超えると主相比率が低下して高いＢ_ｒを得られないおそれがある。Ｒの含有量は、好ましくは２９．５〜３２．５質量％である。Ｒがこのような範囲であれば、より高いＢ_ｒを得ることができる。

（Ｂ：０．８５〜０．９１質量％）
Ｂの含有量は、０．８５〜０．９１質量％である。Ｂが０．８５質量％未満であるとＲ_２Ｔ_１７相が生成されて高いＨ_ｃＪが得られないおそれがあり、０．９１質量％を超えるとＲ−Ｔ−Ｇａ相の生成量が少なすぎて高いＨ_ｃＪが得られないおそれがある。Ｂの一部はＣと置換することができる。

Ｂの含有量は下記式（１）を満たす。
１４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５（１）

式（１）を満足することにより、Ｂの含有量が一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石よりも少なくなる。一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ相以外に軟磁性相であるＲ_２Ｔ_１７相が生成しないように、［Ｔ］／５５．８５（Ｆｅの原子量）は１４［Ｂ］／１０．８（Ｂの原子量）よりも少ない組成となっている（［Ｔ］は、質量％で示すＴの含有量である）。本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と異なり、［Ｔ］／５５．８５が１４［Ｂ］／１０．８よりも多くなるように式（１）で規定している。なお、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＴの主成分はＦｅであるため、Ｆｅの原子量を用いた。

（Ｇａ：０．２〜１．０質量％）
Ｇａの含有量は、０．２〜１．０質量％である。Ｇａが０．２質量％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相の生成量が少なすぎて、Ｒ_２Ｔ_１７相を消失させることができず、高いＨ_ｃＪを得ることができないおそれがあり、１．０質量％を超えると不要なＧａが存在することになり、主相比率が低下してＢ_ｒが低下するおそれがある。

（Ｃｕ：０．０５〜０．５０質量％）
Ｃｕの含有量は、０．０５〜０．５０質量％である。Ｃｕが０．０５質量％未満であると高いＨ_ｃＪを得ることができないおそれがあり、０．５０質量％を超えると焼結性が悪化して高いＨ_ｃＪが得られないおそれがある。

（Ａｌ：０．０〜０．５０質量％）
Ａｌの含有量は、０．０〜０．５０質量％である。Ａｌを含有することによりＨ_ｃＪを向上させることができる。Ａｌは通常、製造工程で不可避的不純物として例えば０．０２質量％以上含有されるが、不可避的不純物で含有される量と意図的に添加した量の合計で０．５０質量％以下含有してもよい。

（Ｔ：６１．５質量％〜７０．０質量％））
Ｔは、ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏであり、Ｔの９０質量％以上がＦｅである。Ｃｏを含有することにより耐食性を向上させることができるが、Ｃｏの置換量がＦｅの１０質量％を超えると、高いＢ_ｒが得られないおそれがある。Ｔの含有量は、６１．５質量％以上７０．０質量％以下であり、且つ、上述した式（１）を満足する。Ｔの含有量が６１．５質量％未満であると、大幅にＢ_ｒが低下する恐れがある。好ましくは、Ｔが残部である。

さらに、本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ジジム合金（Ｎｄ−Ｐｒ）、電解鉄、フェロボロンなどに通常含有される不可避的不純物としてＣｒ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇなどを含有することができる。さらに、製造工程中の不可避的不純物として、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）およびＣ（炭素）などを例示できる。また、本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、１種以上の他の元素（不可避的不純物以外の意図的に加えた元素）を含んでもよい。例えば、このような元素として、少量（各々０．１質量％程度）のＡｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｙ、Ｈ、Ｆ、Ｐ、Ｓ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｂ、Ｚｒなどを含有してもよい。また、上述した不可避的不純物として挙げた元素を意図的に加えてもよい。このような元素は、合計で例えば１．０質量％程度含まれてもよい。この程度であれば、高いＨ_ｃＪと高いＨｋを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることが十分に可能である。

上述した本実施形態に係る組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、急冷合金を作製する工程、前記合金から合金粉末を作製する工程、前記合金粉末を成形して成形体を得る成形工程、成形体を焼結し焼結体を得る焼結工程、焼結体に熱処理を施す熱処理工程を含んで製造される。

以下に、本開示の実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法の詳細を説明する。

１．急冷合金を作製する工程
本開示の実施形態では、上述したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成となるように原料を秤量し準備して、急冷合金を作製する。急冷合金は、ストリップキャスト法により作製する。ストリップキャスト法は、冷却ロールを用いて合金溶湯を急冷する鋳造法である。冷却レートが相対的に低い鋳型鋳造に比べると、ストリップキャスト法によって得られる急冷凝固合金では、結晶組織が均一かつ微細になる。なお、ストリップキャスト法によって得られる急冷凝固合金を解砕して急冷合金を作製してもよい。

図１は、本実施形態で使用されるストリップキャスト装置１００の構成例を模式的に示す図である。図示される装置１００は、不図示のモータによって所定の周速度で回転する冷却ロール１０と、傾動可能に支持された坩堝２０とを備えている。冷却ロール１０は、好ましくは熱伝導性に優れた銅製のチルロールである。冷却ロールとして銅製ロールを用いることが好ましい。銅製ロールとは、熱伝導性に優れた銅を主成分とする冷却ロールのことである。坩堝２０には、原料合金を溶融するための高周波コイル２２が取り付けられている。坩堝２０の内部に投入された固体の原料合金は、高周波コイル２２を流れる高周波電流が引き起こす誘導加熱によって昇温し、溶融する。溶融した原料合金の溶湯２４は、坩堝２０の内部で所定の温度で保持される。

本実施形態では、原料合金の溶湯（合金溶湯）２４の温度を、従来における温度(典型的には１４５０℃)よりも充分に高い１５２０℃以上１６５０℃以下の範囲内に調整する。そして、その温度の合金溶湯２４を、坩堝２０から冷却ロール１０に供給する。図１の例では、合金溶湯２４がタンディッシュ３０を介して冷却ロール１０に供給される。溶湯の温度は、坩堝内（坩堝内の底面近くを測定することが好ましい）における温度である。なお、合金溶湯２４の温度は、例えばＢ熱電対によって誤差±０．００５℃以内の正確度で測定され得る。回転する冷却ロール１０の表面に接触した合金溶湯２４は、急速に抜熱され、冷却ロール１０の回転周速度方向に沿って延びる薄帯状に凝固して急冷合金４０が作製される。単位時間に冷却ロール１０に供給する合金溶湯２４の量（供給レート）、および、冷却ロール１０の回転周速度を調整することにより、薄帯状の急冷合金４０の厚さを調整することができる。急冷合金４０の冷却速度は、急冷合金４０の厚さに応じて異なると言えるため、急冷合金４０の厚さは、冷却速度の指標として重要な要素である。本実施形態では、厚さ０．４ｍｍ以下の急冷合金４０を作製する。

本開示の実施形態では、合金溶湯２４の温度を１５２０℃以上１６５０℃以下に設定し、かつ、急冷合金４０の厚さが０．４ｍｍ以下になるようにストリップキャスト条件を制御することにより、α−ＦｅおよびＲ_２Ｔ_１７相の生成が抑制されて高いＨｋが得られることがわかった。このような効果を顕著に達成するという観点などから、合金溶湯２４の温度は、１５５０℃以上１６００℃以下の温度であることが望ましい。

ある好ましい実施形態では、急冷合金を作製する工程において、冷却ロールに単位時間に供給する溶湯の量、および、冷却ロールの回転周速度を調整して、厚さ０．１５ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下の急冷合金を作製する。このような厚さ範囲の急冷合金を形成する場合、冷却速度が高くなるため、Ｒ_２Ｔ_１７相の生成がさらに抑制される。

なお、本開示の急冷合金における厚さとは、急冷合金（ストリップキャスト法により作製した鋳片）を任意に１００枚抜き取り、その厚さ方向を測定した平均値である。

ある好ましい実施形態では、急冷合金を作製する工程において、直径が２００〜４００ｍｍの範囲にある銅製ロールを冷却ロールとして用いる。そして、冷却ロールに単位時間に供給する溶湯の量を５０〜２５０ｇ／秒の範囲内にし、冷却ロールの回転周速度を５００〜２０００ｍｍ／秒の範囲内にする。

こうして急冷合金を得た後、この急冷合金から合金粉末を作製する工程と、合金粉末を成形して成形体を得る成形工程と、成形体を焼結して焼結体を得る焼結工程と、焼結体に熱処理を施す熱処理工程を、順次、実行する。以下、これらの工程を説明する。

２．合金粉末を作製する工程
次に、原料合金を例えば、水素粉砕等によって粗粉砕し、平均粒度が１．０ｍｍ以下の粗粉砕粉末を準備する。次に、粗粉砕粉末を不活性ガス中でジェットミル等により微粉砕し、例えば粒径Ｄ_５０が３〜５μｍの微粉砕粉末（原料合金粉末）を得る。ジェットミル粉砕前の粗粉砕粉、ジェットミル粉砕中およびジェットミル粉砕後の合金粉末に助剤として既知の潤滑剤を添加してもよい。

３．成形工程
得られた原料合金粉末を用いて磁界中成形を行い、成形体を得る。磁界中成形は、金型のキャビティー内に乾燥した合金粉末を挿入し、磁界を印加しながら成形する乾式成形法、金型のキャビティー内にスラリーを注入し、スラリーの分散媒を排出しながら成形する湿式成形法を含む既知の任意の磁界中成形方法を用いてよい。

４．焼結工程
成形体を焼結することにより焼結体（焼結磁石）を得る。成形体の焼結は既知の方法を用いることができる。なお、焼結時の雰囲気による酸化を防止するために、焼結は真空雰囲気中または不活性ガス中で行うことが好ましい。不活性ガスは、ヘリウム、アルゴンなどの不活性ガスを用いることが好ましい。

５．熱処理工程
得られた焼結磁石に対し、磁気特性を向上させることを目的とした熱処理を行うことが好ましい。熱処理温度、熱処理時間などは既知の条件を用いることができる。例えば、比較的低い温度（４００℃以上６００℃以下）のみでの熱処理（一段熱処理）をしてもよく、あるいは比較的高い温度（７００℃以上焼結温度以下（例えば１０５０℃以下））で熱処理を行った後、比較的低い温度（４００℃以上６００℃以下）で熱処理（二段熱処理）をしてもよい。好ましい条件は、７３０℃以上１０２０℃以下で５分から５００分程度の熱処理を施し、冷却後（室温まで冷却後、または４４０℃以上５５０℃以下まで冷却後）、さらに４４０℃以上５５０℃以下で５分から５００分程度熱処理をすることが挙げられる。熱処理雰囲気は、真空雰囲気あるいは不活性ガス（ヘリウムやアルゴンなど）で行うことが好ましい。

最終的な製品形状にするなどの目的で、得られた焼結磁石に研削などの機械加工を施してもよい。その場合、熱処理は機械加工前でも機械加工後でもよい。さらに、得られた焼結磁石に、表面処理を施してもよい。表面処理は、既知の表面処理であってもよく、例えばＡｌ蒸着や電気Ｎｉめっきや樹脂塗料などの表面処理を行うことができる。

本開示を実施例によりさらに詳細に説明するが、本開示はそれらに限定されるものではない。

（急冷合金を作製する工程）
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成がおよそ表１のＮｏ．１〜Ｎｏ．２３の組成になるように各元素を秤量し、ストリップキャスト法により鋳造して、急冷合金を作製した。急冷合金を作製する工程は、図１に示すストリップキャスト装置１００を用いた。なお、ストリップキャスト装置１００における冷却ロール１０は、直径２４０ｍｍの銅製であり、坩堝２０の湯口幅は４０ｍｍである。また、この時、表２に示すＡ〜Ｆの作製条件にて急冷合金を作製した。原料合金の溶湯温度、溶湯の供給速度、ロール周速度を表２に示す。なお、ＡおよびＣの条件は、Ｎｏ．１〜Ｎｏ２３のすべてについて、急冷合金を製造する条件に使用し、Ｂ及Ｄ〜Ｆの条件は、Ｎｏ．１２について、急冷合金を製造する条件に使用した。また、Ａ〜Ｆの条件で作製した急冷合金の厚さをそれぞれ測定（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２３の組成を有する急冷合金をそれぞれ任意に１００枚抜き取りその平均厚さを測定）した結果を表２に示す。なお、表２に示すように急冷合金の厚さは、Ａ〜Ｆの条件によって変化する場合があるものの、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２３）間では差がほとんど見られなかったため、Ａ〜Ｆの条件ごとに急冷合金の厚さを記載している。また、原料合金の溶湯温度は、坩堝内の底面近くをＢ熱電対により測定した。

（前記合金から合金粉末を作製する工程）
得られた急冷合金に水素加圧雰囲気で水素脆化させた後、５５０Ｃまで真空中で加熱、冷却する脱水素処理を施し、粗粉砕粉を得た。次に、得られた粗粉砕粉に、粗粉砕粉１００質量％に対して、潤滑剤として０．０４質量％のステアリン酸亜鉛を添加、混合した後、気流式粉砕機（ジェットミル装置）を用いて、窒素気流中で乾式粉砕し、粒径Ｄ_５０（メジアン径）が４μｍの微粉砕粉（合金粉末）を得た。

（成形体を成形して成形体を得る成形工程）
得られた合金粉末を分散媒と混合しスラリーを作製した。溶媒にはノルマルドデカンを用い、潤滑剤としてカプリル酸メチルを混合した。スラリーの濃度は合金粉末７０質量％、分散媒３０質量％とし、潤滑剤は合金粉末１００質量％に対して０．１６質量％とした。前記スラリーを磁界中で成形して成形体を得た。成形時の磁界は０．８ＭＡ／ｍの静磁界で、加圧力は５ＭＰａとした。なお、成形装置には、磁界印加方向と加圧方向とが直交する、いわゆる直角磁界成形装置（横磁界成形装置）を用いた。

（成形体を焼結して焼結体を得る焼結工程）
得られた成形体を、真空中、１０００℃以上１０５０℃以下（サンプル毎に焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）で４時間焼結した後急冷し焼結体を得た。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ^３以上であった。

（焼結体に熱処理を施す熱処理工程）
得られた焼結体に対し真空中、８００℃で２時間保持した後室温まで急冷し、次いで真空中で４３０℃で２時間保持した後、室温まで冷却する熱処理を施しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の成分を表１に示す。なお、表１における各成分（Ｏ、ＮおよびＣ以外）は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）を使用して測定した。また、Ｏ（酸素）含有量は、ガス融解−赤外線吸収法、Ｎ（窒素）含有量は、ガス融解−熱伝導法、Ｃ（炭素）含有量は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した。

式（１）の充足性を表１に示した。ここで「○」は式（１）を満たしていることを意味し、「×」は式（１）を満たしていないことを意味している。

熱処理後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２３）にそれぞれ機械加工を施し、縦７ｍｍ、横７ｍｍ、厚み７ｍｍの試料を作製し、Ｂ−Ｈトレーサによって室温下（２０℃±１０℃）で各試料の磁気特性（Ｂ_ｒ、Ｈ_ｃＪ、Ｈ_ｋ、Ｈ_ｋ／Ｈ_ｃＪ）を測定した。測定結果を表３および表４に示す。なお、Ｈｋ／Ｈ_ｃＪ（角形比）において、Ｈ_ｋはＩ（磁化の大きさ）−Ｈ（磁界の強さ）曲線の第２象限において、Ｉが０．９×Ｊ_ｒ（Ｊ_ｒは残留磁化、Ｊ_ｒ＝Ｂ_ｒ）の値になる位置のＨの値である。また、同じＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成（同じＮｏ）におけるＡ条件とＣ条件のＨｋの差分を表３に示す。

表３に示すように、本開示の条件を満たしているＮｏ．１〜１２のＣ条件（太線と下線で示した値）は、高いＨ_ｃＪと高いＨｋを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られている。これに対し、同じ磁石組成（Ｎｏ．１〜１２）であっても、原料合金の溶湯温度が本開示の範囲外であるＡ条件では、Ｈ_ｋが低下しており、そのためＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪも低下している。表３に示すように本開示の条件にすることにより、Ｈ_ｋの差分が８０ｋＡ／ｍ以上とＨｋが大幅に向上している。また、本開示の磁石組成から外れているＮｏ．１３〜２３では、いずれも（ＡおよびＣの条件）高いＨ_ｃＪが得られていない。また、表３のＨｋ差分に示すように、Ｎｏ．１３〜２３は条件Ａと条件Ｃとを比べてもほとんどＨｋは向上していない。このことは、本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成範囲においてＨ_ｋが向上することを示している。

また、表３および表４に示すように、原料合金の溶湯温度は、１５５０℃（条件Ｃ）〜１６４０℃（条件Ｅ）が好ましく、もっとも好ましくは１５５０℃（条件Ｃ）〜１６００℃（条件Ｄ）である。さらに、表４に示すように本開示の原料合金の溶湯温度の範囲内であっても、急冷合金の厚さがはずれる（条件Ｆ）とＨ_ｃＪおよびＨ_ｋが大きく低下している。

本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、高温下においても安定した動作が実現するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供する。このようなＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）、電気自動車（ＥＶ、ＨＶ、ＰＨＶ）用モータ、産業機器用モータなどの各種モータや家電製品など多種多様な用途に利用される。

１０・・・冷却ロール
２０・・・坩堝
２２・・・高周波コイル
２４・・・原料合金の溶湯
３０・・・タンディシュ
４０・・・急冷合金

Claims

Ｒ：２８．５質量％以上３３．０質量％以下（Ｒは、希土類元素のうち少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）、
Ｂ：０．８５質量％以上０．９１質量％以下、
Ｇａ：０．２質量％以上１．０質量％以下、
Ｃｕ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｔ：６１．５質量％以上７０．０質量％以下（ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏであり、Ｔの９０質量％以上がＦｅである）、を含み、
下記式（１）を満足するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法であって、
１４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５（１）
（［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量であり、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量である）
原料合金の溶湯を１５２０℃以上１６５０℃以下の温度で、回転する冷却ロールに供給して急冷し、厚さ０．４ｍｍ以下の急冷合金を作製する工程と、
前記合金から合金粉末を作製する工程と、
前記合金粉末を成形して成形体を得る成形工程と、
前記成形体を焼結して焼結体を得る焼結工程と、
前記焼結体に熱処理を施す熱処理工程と、
を含む、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
前記急冷合金を作製する工程において、前記冷却ロールに単位時間に供給する前記溶湯の量、および、前記冷却ロールの回転周速度を調整して、厚さ０．１５ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下の急冷合金を作製する、請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
前記原料合金の溶湯を１５５０℃以上１６００℃以下の温度で回転する冷却ロールに供給して急冷する、請求項１または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
前記急冷合金を作製する工程において、直径が２００〜４００ｍｍの範囲にある銅製ロールを前記冷却ロールとして用い、前記冷却ロールに単位時間に供給する前記溶湯の量を５０〜２５０ｇ／秒の範囲内にし、前記冷却ロールの回転周速度を５００〜２０００ｍｍ／秒の範囲内にする、請求項２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。