JP2022155355A

JP2022155355A - Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石用合金およびｒ－ｔ－ｂ系永久磁石の製造方法

Info

Publication number: JP2022155355A
Application number: JP2021058805A
Authority: JP
Inventors: 宇礼武細野; Uretake Hosono; 雄大菅野; Yudai Sugano; 光工藤; Hikari Kudo
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2021-03-30
Filing date: 2021-03-30
Publication date: 2022-10-13

Abstract

【課題】磁気特性を向上させたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を作製できるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金を提供する。【解決手段】Ｒ，ＴおよびＢを有し、Ｒが希土類元素、Ｔが遷移金属元素、Ｂがホウ素であるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金である。断面における微細線状Ｒリッチ相含有組織の面積比率が０．５％以上２０％以下である。【選択図】図７

Description

本発明は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金およびＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法に関する。

特許文献１には、厚さおよび表面粗さを特定の範囲内とすることを特徴とする希土類磁石用合金薄片に関する発明が記載されている。鋳造用回転ロール表面の表面粗さを特定の範囲内とすることで、希土類磁石用合金薄片における微細Ｒリッチ相領域を減少させて磁気特性を向上させている。

特許文献２には、鋳造用回転ロールの鋳造面の形状を特定の形状とし、かつ、鋳造用回転ロールの鋳造面の表面粗さを特定の範囲内とすることを特徴とする希土類含有合金薄片の製造方法に関する発明が記載されている。当該製造方法により作製されたＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は微細Ｒリッチ相領域が減少し、均質性に優れている。

特許文献３には、デンドライト二次アームが生成している領域の体積率を特定の範囲内とすることを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系磁石用原料合金に関する発明が記載されている。デンドライト二次アームの生成により組織が微細化されるため、当該Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石用原料合金を原料として得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は保磁力が向上する。

特開２００３－１８８００６号公報特開２００４－１８１５３１号公報国際公開公報第２０１４／１５６１８１号

本発明は、磁気特性を向上させたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を作製できるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金を提供することを目的とする。

上記目的を達成するために、本発明に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金は、
Ｒ，ＴおよびＢを有し、Ｒが希土類元素、Ｔが遷移金属元素、Ｂがホウ素であるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金であって、断面における微細線状Ｒリッチ相含有組織の面積比率が０．５％以上２０％以下である。

前記断面における前記微細線状Ｒリッチ相含有組織と、微細点状Ｒリッチ相含有組織との合計面積比率が１．０％以上２４．０％以下であってもよい。

前記断面におけるチル晶組織と、前記微細線状Ｒリッチ相含有組織と、微細点状Ｒリッチ相含有組織との合計面積比率が１．０％以上２７．０％以下であってもよい。

Ｒの含有量が２９．０質量％以上３３．５質量％以下、Ｂの含有量が０．７０質量％以上０．９６質量％未満であってもよい。

本発明に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法は、上記のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金を粉砕する工程を含む。

通常組織の反射電子像である。チル晶組織の反射電子像である。微細点状Ｒリッチ相含有組織の反射電子像である。微細点状Ｒリッチ相含有組織の反射電子像である。点状Ｒリッチ相含有組織の反射電子像である。微細線状Ｒリッチ相含有組織の反射電子像である。微細線状Ｒリッチ相含有組織の反射電子像である。大型点状Ｒリッチ相含有組織の反射電子像である。鋳造装置の模式図である。

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系永久磁石用合金の組織＞
本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金は、Ｒ，ＴおよびＢを有し、Ｒが希土類元素、Ｔが遷移金属元素、Ｂがホウ素であるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金である。そして、断面において、後述する微細線状Ｒリッチ相含有組織の面積比率が０．５％以上２０％以下である。

一般的に、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型結晶構造を有する柱状晶である主相と、主相よりもＲの含有量が多いＲリッチ相と、を含む。

Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金の断面においては、図１の反射電子像に示すように、主相１１とＲリッチ相１３との間に明確な差異が確認でき、かつ、大部分のＲリッチ相１３の形状が線状である組織７（以下、通常組織７と呼ぶ）が大半を占める。通常組織７に含まれる主相１１の大部分が柱状晶である。通常組織７において、形状が線状であるＲリッチ相（以下、線状Ｒリッチ相と呼ぶ）の間隔は平均で２μｍ以上ある。また、通常組織７は合金の凝固の方向、言いかえれば合金の厚み方向に１次デンドライトが伸びた組織である。

また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金は、通常組織７に加えて、柱状晶ではない主相を含む組織を含む。柱状晶ではない主相を非柱状晶と呼び、非柱状晶を含む組織を非柱状晶組織と呼ぶ。また、非柱状晶組織は必ずしも合金の凝固の方向に１次デンドライトが伸びていない組織である。

Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金に含まれる非柱状晶組織は、後述する組織１ａと組織１ｂとを区別する場合には、主に６種類に分類される。以下、６種類の非柱状晶組織について図面（反射電子像）を用いて説明する。

図２にはチル晶組織１が含まれ、チル晶組織１には組織１ａ、１ｂが含まれる。組織１ａは組織１ｂと比較して通常組織７からの差異が大きい。組織１ａは主相およびＲリッチ相に明確な差異が見られない。組織１ａは反射電子像における輝度が主相とＲリッチ相との中間程度である。さらに、組織１ａは反射電子像における濃淡の変動が滑らかである。

組織１ｂは、組織１ａよりは通常組織７に近い組織である。しかし、組織１ｂは主相およびＲリッチ相に明確な差異が見られない。組織１ｂは反射電子像における輝度が主相とＲリッチ相との中間程度である。さらに、組織１ｂは反射電子像における濃淡の変動が滑らかである。また、組織１ａとは異なり、組織１ｂには、一部、線状Ｒリッチ相が含まれる。

以下の記載では、単にチル晶組織と記載する場合には組織１ａと組織１ｂとを区別しない。

図３、図４には微細点状Ｒリッチ相含有組織３（以下、組織３と記載することがある）が含まれる。なお、図３と図４とでは異なる合金片を観察している。組織３は、主相およびＲリッチ相に明確な差異が見られる。しかし、組織３は図１に示す通常組織７と比較して、Ｒリッチ相が点状に凝集し、かつ、過度に密集している。さらに、後述する点状Ｒリッチ相含有組織４と比較して、点状Ｒリッチ相が微細である。

そして、組織３に含まれる点状Ｒリッチ相の寸法が円相当径で０．３～１．５μｍであり、寸法が円相当径で０．３～１．５μｍである点状Ｒリッチ相の単位面積中の個数が０．２５個／μｍ^２以上である。

さらに、組織３は、局所的に点状Ｒリッチ相の円相当径および密集状態が微妙に異なる箇所ごとに切り分けることができる。図４には実際に切り分けた状態が点線で示されている。切り分けられた多角形の領域は長径が１０μｍ以上１２０μｍ以下、短径が５μｍ以上８０μｍ以下である。なお、長径は多角形の両側から接する２本の平行線間の距離の中での最長距離を指し、短径は多角形の両側から接する２本の平行線間の距離の中での最短距離を指す。

以上より、寸法が円相当径で０．３～１．５μｍである点状Ｒリッチ相の単位面積中の個数が０．２５個／μｍ^２以上であり、かつ、多角形に切り分けた場合に長径および短径が上記の範囲内である多角形の範囲内に存在する組織を組織３とする。

図５には、点状Ｒリッチ相含有組織４（以下、組織４と記載することがある）が含まれる。組織４は、組織３と比較して、点状Ｒリッチ相自体が大きい。さらに、点状Ｒリッチ相が凝集した部分において、主相よりも暗い相が存在している。

図６、図７には微細線状Ｒリッチ相含有組織５（以下、組織５と記載することがある）が含まれる。なお、図６と図７とでは異なる合金片を観察している。組織５は、主相およびＲリッチ相に明確な差異が見られる。しかし、組織５は図１に示す通常組織７と比較して、線状Ｒリッチ相が細く、かつ、過度に密集している。

そして、組織５に含まれる線状Ｒリッチ相の長さが４～１２５μｍ、幅が０．３～１０μｍ、当該線状Ｒリッチ相の間隔が１．０～１．８μｍである。

さらに、組織５は、局所的に線状Ｒリッチ相の長さ、幅および密集状態が微妙に異なる箇所ごとに切り分けることができる。図７には実際に切り分けた状態が点線で示されている。切り分けられた多角形の領域は長径が３０μｍ以上２００μｍ以下、短径が５μｍ以上１５０μｍ以下である。

以上より、長さが４～１２５μｍ、幅が０．３～１０μｍである線状Ｒリッチ相を有し、かつ、当該線状Ｒリッチ相の間隔が１．０～１．８μｍであり、かつ、多角形に切り分けた場合に長径および短径が上記の範囲内である多角形の範囲内に存在する組織を組織５とする。

図８には大型点状Ｒリッチ相含有組織６（以下、組織６と記載することがある）が含まれる。組織６では、Ｒリッチ相が大きめに凝集している。そして、凝集したＲリッチ相の周囲にある主相の輝度が若干、高くなる。また、大きめに凝集したＲリッチ相同士の間に線状Ｒリッチ相が挟まることがある。

上記の通常組織７および６種類の非柱状晶組織はＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金の断面の反射電子像から目視にて区別することができる。各組織を区別するために用いる反射電子像の倍率には特に制限はない。例えば２００～５００倍であってもよい。

本発明者らは、組織５の面積比率が０．５％以上２０．０％以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金を用いて作製したＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は磁気特性が良好であることを見出した。組織５の面積比率が１．０％以上であってもよく、３．４％以上であってもよい。また、１９．２％以下であってもよい。

組織３と組織５との合計面積比率が１．０％以上２４．０％以下であってもよい。１．１％以上であってもよく、３．６％以上であってもよい。２３．４％以下であってもよく、３．６％以上２３．４％以下であってもよい。

組織１ａと組織１ｂと組織３と組織５との合計面積比率が１．０％以上２７．０％以下であってもよい。１．３％以上であってもよく、４．０％以上であってもよく、４．３％以上であってもい。また、２６．２％以下であってもよい。

組織１ａと組織１ｂと組織３と組織４と組織５と組織６との合計面積割合が１．２％以上３６．０％以下であってもよく、１．４％以上３０．３％以下であってもよい。

＜Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金の組成＞
Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金の組成には特に制限はない。Ｒは、希土類元素の少なくとも１種を表す。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、軽希土類元素および重希土類元素に分類され、重希土類元素とは、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕをいい、軽希土類元素は重希土類元素以外の希土類元素である。本実施形態においては、製造コストおよび磁気特性を好適に制御する観点から、ＲとしてＮｄおよび／またはＰｒを含んでもよい。また、特にＨｃＪを向上させる観点から軽希土類元素と重希土類元素との両方を含んでもよい。重希土類元素の含有量には特に制限はなく、重希土類元素を含まなくてもよい。重希土類元素の含有量は例えば５質量％以下（０質量％を含む）である。

Ｒの含有量は、２９．０質量％以上３３．５質量％以下であってもよい。Ｒの含有量が小さい場合には、得られるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＨｃＪが低下しやすくなる。Ｒの含有量が大きい場合には、Ｂｒが低下しやすくなる。

Ｂの含有量は０．７０質量％以上であってもよく０．８０質量％以上であってもよい。Ｂの含有量の上限は１．０質量％未満であってもよく、０．９６質量％未満であってもよく、０．９０質量％以下であってもよい。Ｂの含有量が化学量論比よりも小さい場合、具体的には１．０質量％未満である場合には、上記の各組織の面積比率を上記の範囲内としやすくなる。また、Ｂの含有量が小さい場合には、ＨｃＪが低下しやすくなる。さらに、高温で焼結する場合に異常粒成長が生じやすくなる。また、低温で焼結する場合にはＨｋ／ＨｃＪが高くなりにくくなる。Ｂの含有量が大きい場合には、異常粒成長が生じやすくなる。そして、Ｂｒが低下しやすくなる。

Ｔは遷移金属元素である。Ｆｅ単独またはＦｅおよびＣｏであってもよい。Ｃｏの含有量は０質量％以上２．０質量％以下であってもよい。Ｃｏの含有量が小さい場合には、高温で焼結する場合に異常粒成長が生じやすくなる。また、低温で焼結する場合にはＨｋ／ＨｃＪが高くなりにくくなる。Ｃｏの含有量が大きい場合には、ＢｒおよびＨｃＪが低下する。また、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石が高価となる傾向がある。

Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金はＭを含んでもよい。ＭはＣｕ，Ｇａ，ＺｒおよびＡｌから選択される１種以上である。Ｍの合計含有量には特に制限はない。０．１質量％以上２．０質量％以下であってもよい。

Ｃｕの含有量には特に制限はない。例えば０．０５質量％以上０．５０質量％以下であってもよい。Ｃｕを０．０５質量％以上含むことにより高温で焼結する場合に異常粒成長が生じにくくなる。また、低温で焼結する場合でもＨｋ／ＨｃＪが十分に高くなりやすくなる。Ｃｕを０．５０質量％以下、含むことにより、Ｂｒが向上しやすくなる。

Ｇａの含有量には特に制限はない。例えば０質量％以上１．０質量％以下であってもよい。Ｇａを含むことにより高温で焼結する場合に異常粒成長が生じにくくなる。さらに、低温で焼結する場合でもＨｋ／ＨｃＪが十分に高くなりやすくなる。さらに、ＨｃＪも向上しやすくなる。Ｇａを１．０質量％以下含むことによりＢｒが向上しやすくなる。

Ａｌの含有量には特に制限はない。例えば０．０５質量％以上１．００質量％以下であってもよい。Ａｌを０．０５質量％以上含むことによりＨｃＪが向上しやすくなる。また、高温で焼結する場合でも異常粒成長が生じにくくなる。さらに低温で焼結する場合でもＨｋ／ＨｃＪが十分に高くなりやすくなる。Ａｌを１．００質量％以下含むことによりＢｒが向上しやすくなる。

Ｚｒの含有量には特に制限はない。例えば０．０５質量％以上１．００質量％以下であってもよい。Ｚｒを０．０５質量％以上含むことにより、低温で焼結する場合でもＨｋ／ＨｃＪが十分に高くなりやすくなる。また、高温で焼結する場合でも異常粒成長が生じにくくなる。Ｚｒを１．００質量％以下含むことによりＢｒが向上しやすくなる。

Ｆｅの含有量は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金の構成要素における実質的な残部である。Ｆｅの含有量が実質的な残部であるとは、Ｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｍ以外の元素の合計含有量が１．０質量％以下である場合を指す。

本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金を用いて作製されるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、任意の形状に加工されて使用される。Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久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系永久磁石の断面形状がＣ型の円筒状等の任意の形状とすることができる。

また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石には、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系永久磁石用合金の製造方法＞
Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金を製造する方法の一例として、図９に示す鋳造装置を用いるストリップキャスト法により製造する方法を説明する。

図９に示す鋳造装置は、冷却ロール２１、タンディッシュ２３を有する。また、図９には図示していないが、鋳造装置は耐火物るつぼおよび捕集コンテナなど、鋳造装置の部品として周知の部品を有していてもよい。耐火物るつぼの種類には特に制限はない。例えばアルミナるつぼ、ムライトるつぼ、ジルコニアるつぼなどが挙げられる。冷却ロール２１の材質には特に制限はない。例えば、銅、銅合金、銅の表面にメッキまたは溶射を行ったもの、銅合金の表面にメッキまたは溶射を行ったものなどが挙げられる。

まず、目的とするＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金の合金組成となるように原料金属を秤量し、混合して原料混合物を得る。

次に、得られた原料混合物を耐火物るつぼに装填し、装填された原料混合物を溶融させて合金溶湯を得る。原料混合物を溶融させる方法には特に制限はない。例えば、原料混合物を装填した耐火物るつぼを高周波真空誘導炉内に設置して加熱する方法が挙げられる。

そして、図９に示す鋳造装置を用いるストリップキャスト法により、得られた合金溶湯を鋳造して鋳造合金薄帯（Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金）を得る。具体的には、タンディッシュ２３を介して、内部が水冷された冷却ロール２１に合金溶湯２５を供給する。冷却ロール２１上に供給された合金溶湯２５は冷却されてタンディッシュ２３の反対側で冷却ロール２１から離脱し、鋳造合金薄帯として回収される。

鋳造合金薄帯のうち、冷却ロール２１に接する面がロール面、ロール面の反対側の面が自由面である。ロール面は自由面と比較して冷却ロール２１により急激に冷却される。ここで、組織５などの非柱状晶組織は通常組織よりも冷却速度が速い場合に生成しやすい。非柱状晶組織の中でもチル晶組織は冷却速度が特に速い場合に生成しやすい。したがって、ロール面は自由面と比較してチル晶組織が生成しやすく非柱状晶組織が生成しやすい。なお、図１～８は全て左側にロール面がある。

上記の各組織の面積割合を算出するための観察範囲の位置には特に制限はないが、厚さ方向に平行な方向の長さについては、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金全体が含まれる長さ、すなわち合金の厚さとすることが好ましい。ロール面近傍と自由面近傍との両方が観察範囲に含まれるようにするためである。厚さ方向に垂直な方向の長さについては、少なくとも１８０μｍの長さを設定することが好ましい。いいかえれば、少なくとも１８０μｍ×（合金の厚さ）の範囲が観察範囲に入るように観察倍率を決定する。

各組織の面積割合は、主に合金溶湯２５の温度（鋳造温度）、合金溶湯２５の組成、冷却ロール２１のロール面粗さＲｚ、ロール面粗さＲｚに影響を及ぼす凹凸の形状、溶湯ヘッド圧２７、冷却ロール２１のロール周速度、および冷却ロール２１への合金溶湯２５の供給速度（合金溶湯２５と冷却ロール２１との単位接触幅あたりの供給速度）により変化する。合金溶湯２５の温度は例えば１３００～１６００℃である。冷却ロール２１のロール面粗さＲｚは例えば１０～５０μｍである。冷却ロール２１のロール周速度は例えば０．５～２．５ｍ／ｓである。冷却ロール２１への合金溶湯２５の供給速度は例えば０．５～２．５ｋｇ／（ｍｉｎ・ｃｍ）である。

以下、溶湯ヘッド圧２７について説明する。溶湯ヘッド圧２７とは、冷却ロール２１に接触する合金溶湯２５の深さのことである。溶湯ヘッド圧２７が大きいほど、合金溶湯２５が自重により冷却ロール２１に押し付けられる圧力が強くなる。そのため、溶湯ヘッド圧２７が大きいほど、合金溶湯２５と冷却ロール２１とが強く密着し、合金溶湯２５から冷却ロール２１への熱伝達率が高くなる。同時に、冷却ロール２１と接触する合金溶湯２５の長さも変化する。したがって、他の条件が同一であれば、溶湯ヘッド圧２７が高い方が、鋳造合金薄帯が厚くなる。実際には他の鋳造条件とあわせて溶湯ヘッド圧２７を適宜選択する。

上記の通り、冷却速度が速いほど非柱状晶組織（チル晶組織）が生成しやすくなる。したがって、溶湯ヘッド圧２７が大きいほど非柱状晶組織（チル晶組織）の面積割合が大きくなる傾向にある。

溶湯ヘッド圧２７を大きくする方法としては、タンディッシュ２３内における合金溶湯２５の量を増やす方法が挙げられる。タンディッシュ２３内における合金溶湯２５の量を増やす方法としては、タンディッシュ２３への合金溶湯２５の供給速度を速くする方法が挙げられる。タンディッシュ２３への合金溶湯２５の供給速度が速くなれば鋳造合金薄帯が厚くなる。鋳造合金薄帯の厚さを変化させずに溶湯ヘッド圧２７を大きくする方法としては、冷却ロール２１の周速度を速くする方法が挙げられる。

すなわち、同じ厚さの鋳造合金薄帯を作製する場合には、合金溶湯２５の供給速度が速く、冷却ロール２１の周速度が速い場合には溶湯ヘッド圧２７が大きくなり、合金溶湯２５の供給速度が遅く、冷却ロール２１の周速度が遅い場合には溶湯ヘッド圧２７が小さくなる。

＜Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法＞
上記の方法で製造したＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金を用いてＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を製造する方法には特に制限はない。例えば、以下の工程を有する方法が挙げられる。
（ａ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金を粉砕する粉砕工程
（ｂ）得られた合金粉末を成形する成形工程
（ｃ）成形体を焼結し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を得る焼結工程
（ｄ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を時効処理する時効処理工程
（ｅ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を冷却する冷却工程
（ｆ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を加工する加工工程
（ｇ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の粒界に重希土類元素を拡散させる粒界拡散工程
（ｈ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に表面処理する表面処理工程

［粉砕工程］
Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金を粉砕する（粉砕工程）。粉砕工程は、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とがある。

（粗粉砕工程）
Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金を粒径が数百μｍ～数ｍｍ程度になるまで粗粉砕する（粗粉砕工程）。これにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金の粗粉砕粉末を得る。粗粉砕は、例えばＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金に水素を吸蔵させた後、異なる相間の水素吸蔵量の相違に基づいて水素を放出させ、脱水素を行なうことで自己崩壊的な粉砕を生じさせる（水素吸蔵粉砕）ことによって行うことができる。

なお、粗粉砕工程は、上記のように水素吸蔵粉砕を用いる以外に、不活性ガス雰囲気中にて、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等の粗粉砕機を用いて行うようにしてもよい。

また、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節される。高い磁気特性を得る観点からは、最終的に得られるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の酸素量を低くしてもよい。このためには、粉砕工程から後述する焼結工程までの各工程の酸素濃度を１００ｐｐｍ以下としてもよい。

（微粉砕工程）
Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金を粗粉砕した後、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金の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、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金の微粉砕粉末を得る。粗粉砕した粉末を更に微粉砕することで、例えば１μｍ以上１０μｍ以下、または３μｍ以上５μｍ以下の粒子を有する微粉砕粉末を得ることができる。

微粉砕は、粉砕時間等の条件を適宜調整しながら、ジェットミル、ボールミル、振動ミル、湿式アトライター等の微粉砕機を用いて粗粉砕した粉末の更なる粉砕を行なうことで実施される。ジェットミルは、高圧の不活性ガス（たとえば、Ｎ_２ガス）を狭いノズルより開放して高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により原料合金の粗粉砕粉末を加速して原料合金の粗粉砕粉末同士の衝突やターゲットまたは容器壁との衝突を発生させて粉砕する方法である。

原料合金の粗粉砕粉末を微粉砕する際、ステアリン酸亜鉛、尿素、ステアリン酸アミド、オレイン酸アミド等の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］
微粉砕粉末を目的の形状に成形する（成形工程）。成形工程では、微粉砕粉末を、電磁石に抱かれた金型内に充填して加圧することによって、微粉砕粉末を任意の形状に成形する。このとき、磁場を印加しながら行い、磁場印加によって微粉砕粉末に所定の配向を生じさせ、結晶軸を配向させた状態で磁場中成形する。これにより成形体が得られる。得られる成形体は、特定方向に配向するので、より磁性の強い異方性を有するＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石が得られる。

成形時の加圧は、３０ＭＰａ～３００ＭＰａで行ってもよい。印加する磁場は、９５０ｋＡ／ｍ～１６００ｋＡ／ｍであってもよい。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と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ほか、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系永久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］
磁場中で成形し、目的の形状に成形して得られた成形体を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を得る（焼結工程）。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。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℃以下で１時間以上４８時間以下、加熱することにより焼結する。これにより、微粉砕粉末が液相焼結を生じ、主相粒子の体積比率が向上したＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石（Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の焼結体）が得られる。成形体を焼結して焼結体を得た後は、生産効率を向上させる観点から焼結体を急冷してもよい。

［時効処理工程］
成形体を焼結した後、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を時効処理する（時効処理工程）。焼結後、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系永久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系永久磁石に時効処理を施す。時効処理は、例えば、７００℃以上１０００℃以下の温度で１０分から６時間、更に５００℃から７００℃の温度で１０分から６時間加熱する２段階加熱や、６００℃付近の温度で１０分から６時間加熱する１段階加熱等、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系永久磁石の磁気特性を向上させることができる。また、時効処理工程は後述する加工工程の後に行ってもよい。

［冷却工程］
Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に時効処理を施した後、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石はＡｒガス雰囲気中で急冷を行う（冷却工程）。これにより、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久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以上としてもよい。

［加工工程］
得られたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、必要に応じて所望の形状に加工してもよい（加工工程）。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］
加工されたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の粒界に対して、さらに重希土類元素を拡散させてもよい（粒界拡散工程）。粒界拡散の方法には特に制限はない。例えば、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系永久磁石の表面に付着させた後に熱処理を行うことで実施してもよい。また、重希土類元素の蒸気を含む雰囲気中でＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に対して熱処理を行うことで実施してもよい。粒界拡散により、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＨｃＪをさらに向上させることができる。

［表面処理工程］
以上の工程により得られたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、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（表面処理工程）。

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、これらの工程は必ずしも行う必要はない。

以上のようにして得られる本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、良好な磁気特性を有するとともに、焼結温度幅が広い。その結果、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、安定して生産が可能な磁石となる。

このようにして得られる本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、例えば、ロータ表面に磁石を取り付けた表面磁石型（ＳｕｒｆａｃｅＰｅｒｍａｎｅｎｔＭａｇｎｅｔ：ＳＰＭ）回転機、インナーロータ型のブラシレスモータのような内部磁石埋込型（ＩｎｔｅｒｉｏｒＰｅｒｍａｎｅｎｔＭａｇｎｅｔ：ＩＰＭ）回転機、ＰＲＭ（ＰｅｒｍａｎｅｎｔｍａｇｎｅｔＲｅｌｕｃｔａｎｃｅＭｏｔｏｒ）などの磁石として好適に用いられる。具体的には、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、ハードディスクドライブのハードディスク回転駆動用スピンドルモータやボイスコイルモータ、電気自動車やハイブリッドカー用モータ、自動車の電動パワーステアリング用モータ、工作機械のサーボモータ、携帯電話のバイブレータ用モータ、プリンタ用モータ、発電機用モータ等の用途として好適に用いられる。

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、実施例により発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

（Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金の作製）
Ｎｄメタル（純度９９質量％以上）、ＮｄとＰｒとの合金（ジジム、純度９９質量％以上）、Ｔｂメタル（純度９９質量％以上）と、フェロボロン（Ｆｅ含有量８０質量％、Ｂ含有量２０質量％）、Ｆｅメタル（純度９９質量％以上）、Ｃｏメタル（純度９９質量％以上）、Ｚｒメタル（純度９９質量％以上）、Ｃｕメタル（純度９９質量％）、Ａｌメタル（純度９９質量％以上）、Ｇａメタル（純度９９質量％以上）を、下記の表１に示す合金組成になるように秤量し、混合して原料混合物を得た。表１における「Ｔ．ＲＥ」は希土類元素（Ｎｄ、Ｐｒ、ＤｙおよびＴｂ）の合計含有量（質量％）、「Ｔ．ＲＬ」は軽希土類元素（ＮｄおよびＰｒ）の合計含有量（質量％）である。「ｂａｌ．」は残部である。Ｆｅの含有量を「ｂａｌ．」と記載するのは、Ｆｅの含有量が表１に記載した元素以外の元素を含むＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金全体を１００質量％とした場合の残部であることを示すためである。

得られた原料混合物をアルミナるつぼに装填した。原料混合物を装填したアルミナるつぼを高周波真空誘導炉内に設置した後に高周波真空誘導炉内をＡｒで置換した。そして、高周波真空誘導炉内を加熱することでアルミナるつぼに装填された原料混合物を溶融させて合金溶湯を得た。図９に示す鋳造装置を用いるストリップキャスト法により、得られた合金溶湯を鋳造して鋳造合金薄帯（Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金）を得た。鋳造はＡｒ雰囲気中で行った。

合金溶湯の温度、冷却ロールのロール面粗さＲｚ、および溶湯ヘッド圧は表２に記載されたＲ－Ｔ－Ｂ系希永久磁石用合金が得られるように適宜選択した。具体的には、合金溶湯の温度（鋳造温度）が１３００～１６００℃、冷却ロールのロール面粗さＲｚが５～５０μｍ、溶湯ヘッド圧が５～２５ｍｍの範囲内で適宜、選択した。また、冷却ロールの材質は銅合金とした。冷却ロールのロール周速度、および冷却ロールへの溶湯の供給速度（溶湯と冷却ロールの単位接触幅あたりの供給速度）は下記の表２に示す値となるように調整した。

（各組織の面積比率の測定）
電子顕微鏡（日本電子製）を用いてＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金における各組織の面積比率を測定した。

まず、評価用サンプルを採取した。具体的には、１製造ロット分のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金が上記のストリップキャスト法により供給される工程にて、一定時間間隔で供給されるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金から合金片をサンプリングした。Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金から無作為に３０枚の合金片を採取して各合金片を評価用サンプルとした。

次に、採取した評価用サンプルの厚さを測定した。そして、３０枚の評価用サンプルのうち、厚さが２、３、４番目に厚いサンプルを厚めサンプル、１４、１５、１６番目に厚いサンプルを平均付近サンプル、２７、２８、２９番目に厚いサンプルを薄めサンプルとして選別した。

次に、選別した９枚の評価用サンプルのそれぞれについて、断面における各組織の面積比率を測定した。具体的には、電子顕微鏡の倍率を３５０倍として観察範囲を設定した。観察範囲としては、各評価用サンプルの観察面のうち、平均的な状態である部分を選択した。また、観察範囲の厚さ方向の長さは各サンプルの平均厚さとした。ロール面と自由面との両方が含まれるようにするためである。また、厚さ方向に垂直な方向の長さは２７０μｍとした。そして、上記の９枚のサンプルについて各組織の面積比率を測定し、平均した。結果を表２に示す。なお、表２の「組織３＋５」欄は組織３と組織５との合計面積比率を表す。表２の「組織１ａ＋１ｂ＋３＋５」欄は組織１ａと組織１ｂと組織３と組織５との合計面積比率を表す。

（Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の作製）
Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金に対して室温で水素を吸蔵させた後、真空中で６００℃、１時間の脱水素を行う水素粉砕処理（粗粉砕）を行い、合金粉末（粗粉砕粉末）を得た。なお、本実施例では、水素粉砕処理から焼結までの各工程（微粉砕および成形）を、５０ｐｐｍ未満の酸素濃度のＡｒ雰囲気下または真空中で行った。

次に、合金粉末に対して、粉砕助剤として、ステアリン酸亜鉛およびステアリン酸アミドを添加し、ナウタミキサを用いて混合した。ステアリン酸亜鉛の添加量は粗粉砕粉末１００質量部に対して０．０５質量部である。ステアリン酸アミドの添加量は粗粉砕粉末１００質量部に対して０．０５質量部である。その後、ジェットミルを用いて微粉砕を行い、平均粒径が３．０μｍ程度の微粉砕粉末とした。

得られた微粉砕粉末を、電磁石中に配置された金型内に充填し、１２００ｋＡ／ｍの磁場を印加しながら１２０ＭＰａの圧力を加える磁場中成形を行い、成形体を得た。

その後、得られた成形体を、真空中にて１０５０℃で４時間保持して焼結した後、急冷して、表１に示す磁石組成を有する焼結体を得た。そして、得られた焼結体に対して、９００℃で１時間、および、５００℃で１時間（ともにＡｒ雰囲気下）の２段階の時効処理を施し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石（Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石）を得た。

［磁気特性］
各試料のＢｒ、ＨｃＪおよびＨｋ／ＨｃＪはＢ－Ｈトレーサーを用いて測定した。全ての試料について室温でＢｒを測定した。実施例１～４および比較例１ではＨｃＪおよびＨｋ／ＨｃＪを室温で測定した。その他の実施例および比較例ではＨｃＪおよびＨｋ／ＨｃＪを１５０℃で測定した。なお、本実施例でのＨｋは、減磁曲線の第二象限において磁化がＢｒ×０．９であるときの磁界の値である。

実施例１～４および比較例１より、組織５の面積比率が０．５％以上２０％以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金を用いて作製された実施例１～４のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、組織５の面積比率が上記の範囲外である点以外は同条件で作製されたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金を用いて作製された比較例１のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石と比較してＢｒが高く、ＨｃＪが同程度であり、Ｈｋ／ＨｃＪが高くなった。特に室温でのＨｋ／ＨｃＪが高くなった。

実施例５～１１より、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金における組織１ａと組織１ｂと組織３と組織５との合計面積比率が４．０％以上２７．０％以下である実施例６～１１は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金における組織１ａと組織１ｂと組織３と組織５との合計面積比率が４．０％未満である点以外は同条件で作製された実施例５と比較してＨｃＪが高くなった。

実施例６～１１より、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金における組織３と組織５との合計面積比率を１．０％以上２４．０％以下で変化させた点以外は同条件で作製されたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金における組織３と組織５との合計面積比率が高いほどＨｃＪが高くなる傾向にあった。

比較例２はＢの含有量が０．９６質量％であり他の実施例よりも高い。そのため、他の実施例に近い鋳造条件としても非柱状晶組織の面積比率、特に組織５の面積比率が低下した。その結果、実施例と比較してＨｃＪが低下した。

１…チル晶組織
３…微細点状Ｒリッチ相含有組織
４…点状Ｒリッチ相含有組織
５…微細線状Ｒリッチ相含有組織
６…大型点状Ｒリッチ相含有組織
７…通常組織
１１…主相
１３…Ｒリッチ相
２１…冷却ロール
２３…タンディッシュ
２５…合金溶湯
２７…溶湯ヘッド圧

Claims

Ｒ，ＴおよびＢを有し、Ｒが希土類元素、Ｔが遷移金属元素、Ｂがホウ素であるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金であって、断面における微細線状Ｒリッチ相含有組織の面積比率が０．５％以上２０．０％以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金。
前記断面における前記微細線状Ｒリッチ相含有組織と、微細点状Ｒリッチ相含有組織との合計面積比率が１．０％以上２４．０％以下である請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金。
前記断面におけるチル晶組織と、前記微細線状Ｒリッチ相含有組織と、微細点状Ｒリッチ相含有組織との合計面積比率が１．０％以上２７．０％以下である請求項１または２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金。
Ｒの含有量が２９．０質量％以上３３．５質量％以下、Ｂの含有量が０．７０質量％以上０．９６質量％未満である請求項１～３のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金。
請求項１～４のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石用合金を粉砕する工程を含むＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法。